本发明属于钛合金技术领域，具体涉及一种快速细化高强韧β钛合金晶粒的工艺方法。
背景技术：
钛及钛合金由于其比强度高、耐腐蚀性强、耐热性好等优点已经被广泛应用在航空、航天、船舶、石油、化工、兵器、电子等行业。其中，β钛合金由于在经过热处理后可以获得极高的强度和塑性，因而被视为一种理想的高强度结构材料。例如，tb6（ti-10v-2fe-3al）合金，国外已经将其广泛应用于波音系列飞机的结构件，如波音777的主起落架、前起落架操纵机构和较大的襟翼导轨等，同样国内也采用该合金研制了歼八-ⅱ飞机58框腹鳍接头和强五接头等结构件。近年来，随着我国的国防尖端武器朝着高速化、大型化、结构复杂化等方向跨越式发展，航空航天、兵器、船舶等武器装备各承力构件、承力螺栓等紧固件均对高强钛合金及超高强度钛合金提出了更高的要求。因此，超高强度钛合金(rm≥1250mpa)成为了新一代武器装备发展的关键支撑材料之一，是钛合金开发和应用研究的重要方向之一。此外，锻造是钛合金零件生产的重要途径之一。由于钛合金变形抗力大，对锻造温度和应变速率比较敏感，因此该类型的合金的热加工工艺比较复杂。特别是对于β钛合金来说，由于单一的等轴状的β相导致其晶粒过分粗大，这直接影响了该类合金的力学性能，导致其强度-塑性-韧性的匹配性很难达到最佳，即在高强度水平下的塑性与韧性很低而致使其不能在此强度水平下使用，这严重限制了高强钛合金的发展与应用。
技术实现要素：
本发明针对现有高强韧β钛合金晶粒粗大，强度-塑性-韧性的匹配性较低的问题，提供一种快速细化高强韧β钛合金晶粒的工艺方法。
本发明采用如下技术方案：
一种快速细化高强韧β钛合金晶粒的工艺方法，包括如下步骤：
第一步，切取高强韧β钛合金长方体铸锭，测定其α+β→β的相变温度；
第二步，低温快速锻造，在α+β→β的相变温度以上50-100℃进行一轮多向锻造后，再在300-500℃下，0.01-0.5s-1的变形参数下进行两轮多向锻造；
第三步，固溶处理，将第二步低温快速锻造后的试样在相变温度以上20-50℃进行5-10min固溶，并进行空冷处理；
第四步，时效处理，将第三步固溶处理后的试样在相变温度以下400-500℃进行2-8h的时效处理后，再在相变点以下150-250℃进行8-24h的二级时效处理，即可得到组织细小、强度-塑性-韧性匹配高的β钛合金。
第二步中所述三轮多向锻造的过程均如下：对高强韧β钛合金长方体铸锭建立三维坐标系，第一变形工步，沿x轴方向对钛合金进行挤压，试样高度减少为50%；第二变形工步，旋转试样沿y轴方向进行第二次挤压，试样高度同样减少50%；继续旋转试样并沿z轴方向挤压，试样高度再次减少50%。
所述高强韧β钛合金为钼当量在10及10以上的钛合金。
本发明的有益效果如下：
本发明将钛合金进行低温锻造，然后进行单相区短时固溶及两相区双级时效处理。这是由于在低温阶段进行大塑性变形以后，在合金内部积攒了大量的能量，在单相区进行一个去应力退火以后。在第一级时效之后会形成大量的omega相，该相在第二级时效过程中促进了alpha相的形核。在高温时效的过程中合金内部积攒的大量能量会促使该合金发生静态再结晶起到一个细化beta基体晶粒的作用。
本发明可制备出组织细小、强度-塑性-韧性匹配极高的β钛合金，并且适用于工业化生产。
附图说明
图1为本发明实施例1的300℃/2h+550℃/24h热处理条件下的显微组织图；
图2为本发明实施例2的400℃/8h+650℃/24h热处理条件下的显微组织图；
图3为本发明实施例3的350℃/4h+600℃/24h热处理条件下的显微组织图。
具体实施方式
实施例1
第一步，切取ti-4al-1sn-2zr-5mo-8v-2.5cr合金长方体铸锭，并测定得该合金α+β→β的相变温度为800±5℃；
第二步，低温快速锻造，先在850℃、0.1s-1的变形参数下进行一轮多向。具体为：首先沿x轴方向对钛合金进行挤压，试样高度减少50%；旋转试样沿其y轴方向进行第二次挤压，试样高度同样减少50%；继续旋转试样并沿其z轴方向挤压，试样高度再次减少50%，上述3个工步的变形称为一轮多向锻造，再在300℃、0.01s-1的变形参数下进行两轮的多向锻造；
第三步，固溶处理，将第二步低温快速锻造后的试样在820℃进行10min固溶并进行空冷处理，得到的试样组织平均晶粒尺寸为30μm；
第四步，时效处理，将固溶后的试样先在300℃进行2h时效处理，最后在550℃热处理8h、16h、24h即得到组织细化的高强韧β钛合金，该合金在不同热处理条件下的力学性能如表1所示，其中强度塑性匹配最好的为300℃/2h+550℃/24h，强度为1589mpa，延伸率为19.8%。如图1所示，该条件下beta基体的晶粒最细可达3μm。
表1不同热处理条件下的力学性能
实施例2
第一步，切取ti-4al-1sn-2zr-5mo-8v-2.5cr合金长方体铸锭，并测定得该合金α+β→β的相变温度为800±5℃；
第二步，低温快速锻造，先在900℃、0.1s-1的变形参数下进行一轮多向锻造。具体为：首先沿x轴方向对钛合金进行挤压，试样高度减少50%；旋转试样沿其y轴方向进行第二次挤压，试样高度同样减少50%；继续旋转试样并沿其z轴方向挤压，试样高度再次减少50%，上述3个工步的变形称为一轮多向锻造，再在500℃、0.5s-1的变形参数下进行两轮的多向锻造；
第三步，固溶处理，将第二步低温快速锻造后的试样在850℃进行5min固溶并进行空冷处理，得到的试样组织平均晶粒尺寸为40μm；
第四步，时效处理，将固溶后的试样先在400℃进行8h时效处理，最后在650℃热处理8h、16h、24h即得到组织细化的高强韧β钛合金，该合金在不同热处理条件下的力学性能如表2所示，其中强度塑性匹配最好的为400℃/8h+650℃/24h，强度为1423mpa，延伸率为22.1%。如图2所示，该条件下beta基体的晶粒最细可达4μm。
表2不同热处理条件下的力学性能
实施例3
第一步，切取ti-4al-1sn-2zr-5mo-8v-2.5cr合金长方体铸锭，并测定得该合金α+β→β的相变温度为800±5℃；
第二步，低温快速锻造，先在875℃、0.1s-1的变形参数下进行一轮多向锻造。具体为：首先沿x轴方向对钛合金进行挤压，试样高度减少50%；旋转试样沿其y轴方向进行第二次挤压，试样高度同样减少50%；继续旋转试样并沿其z轴方向挤压，试样高度再次减少50%，上述3个工步的变形称为一轮多向锻造，再在400℃、0.1s-1的变形参数下进行两轮的多向锻造；
第三步，固溶处理，将第二步低温快速锻造后的试样在830℃进行8min固溶并进行空冷处理，得到的试样组织平均晶粒尺寸为40μm；
第四步，时效处理，将固溶后的试样先在350℃进行4h时效处理，最后在600℃热处理8h、16h、24h即得到组织细化的高强韧β钛合金，该合金在不同热处理条件下的力学性能如表3所示，其中强度塑性匹配最好的为350℃/4h+600℃/24h，强度为1492mpa，延伸率为20.5%。如图3所示，该条件下beta基体的晶粒最细可达1.5μm。
表3不同热处理条件下的力学性能