一种提高亚稳β钛合金强度的预变形热处理工艺的制作方法

本发明公开了一种亚稳β钛合金的预变形热处理工艺，涉及到钛合金材料热加工以及热处理技术领域。

背景技术：

亚稳β钛合金具有比强度高、优异的成形性能、深的淬透性等特点，特别是与α+β两相钛合金相比，其强度更高，经过合适的热处理以后可以达到1200mpa以上，因此在航空航天领域的应用越来越广泛。

亚稳β钛合金高温时为单一β相，当冷却至α+β两相区时α相将从β基体中析出。α相作为主要强化相，其尺寸、形貌、分布以及体积分数对亚稳β钛合金的力学性能起到极为重要的作用。目前，亚稳β钛合金的β→α相变过程主要受到热处理工艺控制，通过调控热处理工艺，可以控制α相的析出，使得β基体中获得不同含量、尺寸的α相，进而可以获得满足使用要求的力学性能。亚稳β钛合金主要的热处理工艺为固溶+时效处理，其一般过程为首先在β单相区保温并淬火至室温以获得全β组织，随后在合适的温度时效(一般在400℃至600℃)4～12小时，使得α相在β基体中充分析出。

然而，热处理对亚稳β钛合金力学性能的提升具有局限性，即无论如何调节热处理工艺，其力学性能不可能突破某一最大值。因此，如何突破亚稳β钛合金力学性能的极限值成为目前科学工作者和工程师棘手的难题。要解决此难题，突破点还是在与β→α相变过程，只要在β基体中析出更多的α相，亚稳β钛合金的力学性能就会提升。基于固态相变理论，相变的驱动力为不仅可以有过冷度提供，位错、晶界等缺陷处存储的能量同样可以作为驱动力，当相变发生在缺陷处时，会释放存储的能量进而促进相变的发生。针对亚稳β钛合金，热变形可以有效的提升基体的缺陷含量，进而会影响后续热处理过程中的α相的析出。进而可以进一步调控亚稳β钛合金的力学性能。但是，将预变形和热处理工艺结合来调控亚稳β钛合金的力学性能难度较大，预变形参数以及固溶时效热处理工艺参数均会对最终结果产生较大影响，若参数选择不当，将无法起到强化效果，甚至会使得合金性能恶化。比如张虎等人(张虎，热处理工艺对新型高强β钛合金组织和性能的影响，硕士学位论文，2013)对一种新型亚稳β钛合金的预变形直接时效热处理工艺进行研究，但是由于预变形的变形量不够，β晶粒并未明显沿轧向拉长，还呈现出近似等轴状，使得基体缺陷较少，导致最终预变形直接时效热处理后合金的强度并未高于传统固溶时效热处理后合金的强度，并未起到强化效果。因此，如何获得预变形参数以及固溶时效热处理工艺参数的最佳匹配，以期提高合金力学性能是技术难点。

技术实现要素：

为解决现有技术传统固溶+时效热处理工艺存在的强度极限的缺陷，本发明的目的在于提供一种提高亚稳β钛合金强度的预变形热处理工艺，本发明可以大幅提高亚稳β钛合金的强度并且其塑性可以得到维持。

本发明涉及一种提高亚稳β钛合金强度的预变形热处理工艺，包括如下步骤：

(1)预先热处理：对锻态亚稳β钛合金加热保温后，淬火至室温，得到预先热处理后亚稳β钛合金；

(2)预变形：将上述预先热处理后亚稳β钛合金进行预热处理，随后采用轧机对亚稳β钛合金进行轧制热变形，然后淬火至室温；

(3)直接时效热处理：将上述预变形后的亚稳β钛合金加热保温，然后冷却至室温。

具体地，步骤(1)中所述锻态亚稳β钛合金的显微组织有β相基体和次生α相组成；所述预先热处理后亚稳β钛合金的显微组织为单相β相等轴晶组织。

优选地，步骤(1)中所述加热的温度在β相转变温度tβ以上0～100℃，保温时间为0.5～6h。

优选地，步骤(2)中所述的预热处理具体为在β相转变温度tβ以下200℃至tβ以上100℃范围内保温0.2～6h。

优选地，步骤(2)中所述轧制热变形为多道次轧制；所述轧机为板带轧机或棒材轧机，其总的轧制形变量控制在50％～99％。

优选地，步骤(3)中所述加热的温度为400～600℃，所述保温的时间为4～12h。

与现有技术相比，本发明的有益效果在于：

(1)预先热处理在tβ以上0～100℃保温0.5～6h后淬火至室温以保证基体获得单相β相等轴晶组织；

(2)轧制热变形温度控制在tβ以下200℃至tβ以上100℃范围内，总变形量控制在50％～99％，使得第(1)步获得的单相β相等轴晶组织在热变形过程中晶粒被拉长、基体中形成大量的亚晶界并发生动态再结晶，与单相等轴晶组织相变，热变形后β基体中缺陷体积分数得到了极大的提高；

(3)将轧制热变形后的亚稳β钛合金在400～600℃进行直接时效处理，时效时间为4～12h，时效过程中，α相可以在亚晶界和晶界等缺陷处直接形核并长大，由于基体中缺陷含量极大，因此析出的α相的含量将远大于传统固溶+时效热处理，从而可以大幅提高亚稳β钛合金的强度，同时，由于时效温度400～600℃高于亚稳β钛合金回复温度，因此热变形组织可以在时效过程中得到充分回复，从而其塑性可以得到维持。

(4)本发明工艺简单稳定、操作方便、处理周期短、能耗低，适用于工业化生产。

综上所述，与传统固溶时效工艺相比，本发明通过综合考虑轧制热变形和直接时效热处理工艺合金组织与性能的影响，能够有效调控合金微观组织中α相的析出，并使得变形组织得到充分回复，从而使亚稳β钛合金在维持其优异的塑性的前提下，大幅度提高其强度，实现强度和塑性之间的良好匹配。

附图说明

图1为本发明实施例4预变形直接时效热处理后光镜显微组织图；

图2为本发明对比例4预变形固溶时效热处理后光镜显微组织图。

具体实施方式

下面结合附图和实施例对本发明进行进一步详细说明。

实施例1

使用本发明对tb8亚稳β钛合金(其tβ＝810℃)进行预变形直接时效热处理工艺：

(1)待热处理tb8亚稳β钛合金在β相单相区进行预先热处理，预先热处理的热处理制度为900℃保温4h后淬火至室温；预先热处理后tb8亚稳β钛合金显微组织为单相β相等轴晶组织；

(2)将预先热处理后的tb8亚稳β钛合金在860℃保温0.5h后采用轧机对tb8钛合金进行多道次轧制热变形，其总变形量为20％，随后淬火至室温，热轧后单相β相变形较小，基本还呈现出等轴状；

(3)将热轧变形后的tb8钛合金加热至时效温度540℃，保温8h后空冷至室温。

本实施例中，经预变形+直接时效热处理后tb8亚稳β钛合金的室温力学性能参数见表1。

实施例2

使用本发明对tb8亚稳β钛合金(其tβ＝810℃)进行预变形直接时效热处理工艺：

(1)待热处理tb8亚稳β钛合金在β相单相区进行预先热处理，预先热处理的热处理制度为900℃保温4h后淬火至室温；

(2)将预先热处理后的tb8亚稳β钛合金在860℃保温0.5h后采用轧机对tb8钛合金进行多道次轧制热变形，其总变形量为40％，随后淬火至室温；

(3)将热轧变形后的tb8钛合金加热至时效温度540℃，保温8h后空冷至室温。

本实施例中，经预变形+直接时效热处理后tb8亚稳β钛合金的室温力学性能参数见表1。

实施例3

使用本发明对tb8亚稳β钛合金(其tβ＝810℃)进行预变形直接时效热处理工艺：

(1)待热处理tb8亚稳β钛合金在β相单相区进行预先热处理，预先热处理的热处理制度为900℃保温4h后淬火至室温；

(2)将预先热处理后的tb8亚稳β钛合金在860℃保温0.5h后采用轧机对tb8钛合金进行多道次轧制热变形，其总变形量为50％，随后淬火至室温；

(3)将热轧变形后的tb8钛合金加热至时效温度540℃，保温8h后空冷至室温。

本实施例中，经预变形+直接时效热处理后tb8亚稳β钛合金的室温力学性能参数见表1。

实施例4

使用本发明对tb8亚稳β钛合金(其tβ＝810℃)进行预变形直接时效热处理工艺：

(1)待热处理的tb8亚稳β钛合金在β相单相区进行预先热处理，预先热处理的热处理制度为900℃保温4h后淬火至室温；

(2)将预先热处理后的tb8亚稳β钛合金在860℃保温0.5h后采用轧机对tb8钛合金进行多道次轧制热变形，其总变形量为75％，随后淬火至室温；热轧后单相β相等轴晶组织沿轧向拉长，基体中形成大量亚晶界，并且部分晶界处发生动态再结晶(如图1)；

(3)将热轧变形后的tb8钛合金加热至时效温度540℃，保温8h后空冷至室温，可以发现大量α相沿晶界和亚晶界析出(如图1)。

本实施例中，经预变形+直接时效热处理后tb8亚稳β钛合金的室温力学性能参数见表1。

实施例5

使用本发明对tb8亚稳β钛合金(其tβ＝810℃)进行预变形直接时效热处理工艺：

(1)待热处理tb8亚稳β钛合金在β相单相区进行预先热处理，预先热处理的热处理制度为900℃保温4h后淬火至室温；

(2)将预先热处理后的tb8亚稳β钛合金在860℃保温0.5h后采用轧机对tb8钛合金进行多道次轧制热变形，其总变形量为85％，随后淬火至室温；

(3)将热轧变形后的tb8钛合金加热至时效温度540℃，保温8h后空冷至室温。

本实施例中，经预变形+直接时效热处理后tb8亚稳β钛合金的室温力学性能参数见表1。

实施例6

使用本发明对tb8亚稳β钛合金(其tβ＝810℃)进行预变形直接时效热处理工艺：

(1)待热处理tb8亚稳β钛合金在β相单相区进行预先热处理，预先热处理的热处理制度为900℃保温4h后淬火至室温；

(2)将预先热处理后的tb8亚稳β钛合金在860℃保温0.5h后采用轧机对tb8钛合金进行多道次轧制热变形，其总变形量为95％，随后淬火至室温；

(3)将热轧变形后的tb8钛合金加热至时效温度540℃，保温8h后空冷至室温。

本实施例中，经预变形+直接时效热处理后tb8亚稳β钛合金的室温力学性能参数见表1。

对比例1

使用本发明对tb8亚稳β钛合金(其tβ＝810℃)进行预变形后再进行固溶+时效热处理工艺：

(1)待热处理tb8亚稳β钛合金在β相单相区进行预先热处理，预先热处理的热处理制度为900℃保温4h后淬火至室温；

(2)将预先热处理后的tb8亚稳β钛合金在860℃保温0.5h后采用轧机对tb8钛合金进行多道次轧制热变形，其总变形量为20％，随后淬火至室温；

(3)将热轧变形后的tb8钛合金进行传统的固溶+时效热处理：首先在860℃固溶0.5h后淬火至室温，随后加热至时效温度540℃，保温8h后空冷至室温。

本对比例中，经传统固溶+时效热处理后tb8亚稳β钛合金的室温力学性能参数见表1。

对比例2

使用本发明对tb8亚稳β钛合金(其tβ＝810℃)进行预变形后再进行固溶+时效热处理工艺：

(1)待热处理tb8亚稳β钛合金在β相单相区进行预先热处理，预先热处理的热处理制度为900℃保温4h后淬火至室温；

(2)将预先热处理后的tb8亚稳β钛合金在860℃保温0.5h后采用轧机对tb8钛合金进行多道次轧制热变形，其总变形量为40％，随后淬火至室温；

(3)将热轧变形后的tb8钛合金进行传统的固溶+时效热处理：首先在860℃固溶0.5h后淬火至室温，随后加热至时效温度540℃，保温8h后空冷至室温。

本对比例中，经传统固溶+时效热处理后tb8亚稳β钛合金的室温力学性能参数见表1。

对比例3

使用本发明对tb8亚稳β钛合金(其tβ＝810℃)进行预变形后再进行固溶+时效热处理工艺：

(1)待热处理tb8亚稳β钛合金在β相单相区进行预先热处理，预先热处理的热处理制度为900℃保温4h后淬火至室温；

(2)将预先热处理后的tb8亚稳β钛合金在860℃保温0.5h后采用轧机对tb8钛合金进行多道次轧制热变形，其总变形量为50％，随后淬火至室温；

(3)将热轧变形后的tb8钛合金进行传统的固溶+时效热处理：首先在860℃固溶0.5h后淬火至室温，随后加热至时效温度540℃，保温8h后空冷至室温。

本对比例中，经传统固溶+时效热处理后tb8亚稳β钛合金的室温力学性能参数见表1。

对比例4

使用本发明对tb8亚稳β钛合金(其tβ＝810℃)进行预变形后再进行固溶+时效热处理工艺：

(1)待热处理tb8亚稳β钛合金在β相单相区进行预先热处理，预先热处理的热处理制度为900℃保温4h后淬火至室温；

(2)将预先热处理后的tb8亚稳β钛合金在860℃保温0.5h后采用轧机对tb8钛合金进行多道次轧制热变形，其总变形量为75％，随后淬火至室温；

(3)将热轧变形后的tb8钛合金进行传统的固溶+时效热处理：首先在860℃固溶0.5h后淬火至室温，随后加热至时效温度540℃，保温8h后空冷至室温。

如图2所示，tb8钛合金时效过程中针状α相在β等轴晶基体中不均匀析出，其析出量小于预变形直接时效热处理工艺(如图1)。

本对比例中，经传统固溶+时效热处理后tb8亚稳β钛合金的室温力学性能参数见表1。

对比例5

使用本发明对tb8亚稳β钛合金(其tβ＝810℃)进行预变形后再进行固溶+时效热处理工艺：

(1)待热处理tb8亚稳β钛合金在β相单相区进行预先热处理，预先热处理的热处理制度为900℃保温4h后淬火至室温；

(2)将预先热处理后的tb8亚稳β钛合金在860℃保温0.5h后采用轧机对tb8钛合金进行多道次轧制热变形，其总变形量为85％，随后淬火至室温；

(3)将热轧变形后的tb8钛合金进行传统的固溶+时效热处理：首先在860℃固溶0.5h后淬火至室温，随后加热至时效温度540℃，保温8h后空冷至室温。

本对比例中，经传统固溶+时效热处理后tb8亚稳β钛合金的室温力学性能参数见表1。

对比例6

使用本发明对tb8亚稳β钛合金(其tβ＝810℃)进行预变形后再进行固溶+时效热处理工艺：

(1)待热处理tb8亚稳β钛合金在β相单相区进行预先热处理，预先热处理的热处理制度为900℃保温4h后淬火至室温；

(2)将预先热处理后的tb8亚稳β钛合金在860℃保温0.5h后采用轧机对tb8钛合金进行多道次轧制热变形，其总变形量为95％，随后淬火至室温。

(3)将热轧变形后的tb8钛合金进行传统的固溶+时效热处理：首先在860℃固溶0.5h后淬火至室温，随后加热至时效温度540℃，保温8h后空冷至室温。

本对比例中，经传统固溶+时效热处理后tb8亚稳β钛合金的室温力学性能参数见表1。

表1

(1)由表1可以发现经较大预变形后直接时效热处理后tb8亚稳β钛合金的强度要比经传统预变形后固溶+时效热处理后高约50～200mpa，塑性基本保持一致(实施例3～6和对比例3～6)。以上结果表明本发明的亚稳β钛合金的预变形热处理工艺要明显优于传统固溶+时效热处理工艺，可以突破亚稳β钛合金本身强度极限。

(2)另外可以发现，预变形的变形量对直接时效处理后的tb8亚稳β钛合金的强度影响较大，上述结果表明变形量越大，其tb8亚稳β钛合金的强度越大(实施例1～6)；当预变形的变形量只有20％和40％时(<50％)，直接时效热处理后合金的强度(实施例1～2)并未高于传统固溶+时效热处理后合金的强度(对比例1～2)，这是由于热轧后单相β相变形较小，基本还呈现出等轴状，使得基体缺陷较少，使得时效过程中析出的α相体积分数没有显著增加，无法提高合金的强度，甚至会有部分降低，进一步说明预变形参数和热处理工艺参数的匹配性是提高合金力学性能的重要影响因素。

以上所述，仅是本发明较佳实施例，并非对本发明做任何限制。凡是根据发明技术实质对以上实施例所做的任何简单修改、变更以及等效变化，均仍属于本发明的技术方案的保护范围内。