一种Ti6Al4V合金锻件β退火热处理方法与流程

本发明属于金属材料热处理技术领域，具体涉及一种ti6al4v合金锻件β退火热处理方法。

背景技术：

ti6al4v是一种典型的两相钛合金，具有低密度，较高强度和疲劳强度，广泛用于航空、航天等领域，近年来，随着航空飞行器对长寿命、高可靠性提出要求，航空结构材料从单纯满足传统的静强度设计向损伤容限设计准则转变，损伤容限设计是为保证含裂纹或可能含裂纹的重要构件的安全，对断裂韧性和抗疲劳裂纹扩展性能等提出了要求。

对钛合金进行β热处理是获取高损伤容限性钛合金的主要技术途径之一，这是因为钛合金经β区退火后获得的片层组织与经常规(α+β)区热处理得到的等轴或双态组织相比，具有优异的断裂韧性和抗疲劳裂纹扩展性能。标准要求，经过普通退火的ti6al4v锻件，屈服强度和断裂韧性为：830mpa和55mpa·m1/2以上，而经过β退火热处理的ti6al4v锻件屈服强度和断裂韧性为：830mpa和80mpa·m1/2以上，可见经过β退火后的ti6al4v合金锻件，在室温强度不降低的情况下，断裂韧性显著提高。

目前现有规范确定的β退火热处理参数为：加热温度＝βt+30℃(±15℃)/t≥30min+去应力，组织要求为：单一原始β晶粒转变而来的具有网篮形状的β组织，且原始β晶粒尺寸不大于2mm，抗拉强度≥900mpa,屈服强度≥830mpa，延伸率≥6％，断面收缩率≥10％，断裂韧性要求≥80mpa·m1/2。

通过试验和试制发现，ti6al4v合金锻件在进行β退火后容易出现晶粒急剧长大，出现大于2mm的β晶粒，造成组织不合格，薄锻件(有效厚度≤50mm)容易出现延伸率不合格而厚锻件(有效厚度＞50mm)容易出现拉伸强度不合格的情况。

技术实现要素：

本发明的目的是:提供一种ti6al4v合金锻件β退火热处理方法，通过本发明处理的ti6al4v合金锻件，不仅具有符合要求的显微组织，较高的强度，而且获得满足要求的塑性指标和高的断裂韧性，以及低的疲劳裂纹扩展速率，解决现有工艺中显微组织和性能不能满足规范要求的问题。

本发明涉及一种ti6al4v合金锻件β退火热处理方法，包括以下步骤：

第一步：β退火：

将ti6al4v合金锻件加热至β相变点以下25℃～45℃，保温第一保温时长后，再升温至相变点以上25℃～30℃，保温第二保温时长,出炉后在2min以内将ti6al4v合金锻件开始进行空冷或者吹风冷；

第二步：去应力退火。

可选的，所述第一保温时长在60min～120min内。

可选的，所述第二保温时长在40min～60min内。

可选的，所述ti6al4v合金锻件的有效厚度厚度越大，所述第一保温时长或第二保温时长越长。

可选的，所述ti6al4v合金锻件的显微组织中等轴α相的体积分数为30％～45％。

可选的，所述升温至相变点以上25℃～30℃，包括：

用35min～45min的时间升温至相变点以上25℃～30℃。

可选的，所述将ti6al4v合金锻件开始进行空冷或者吹风冷，包括：

在所述ti6al4v合金锻件的有效厚度≤50mm时，采取空冷；

在所述ti6al4v合金锻件的有效厚度>50mm时，采取吹风冷。

可选的，所述去应力退火，包括：

将通过空冷或者吹风冷冷却到室温的ti6al4v合金锻件加热到720～740℃，保温2～5h，空冷至室温；所述室温≤40℃。

本发明提供的ti6al4v合金锻件β退火热处理方法，具有以下有点：

第一步在升温至相变点以上温度之前，在α+β区上部温度进行保温，然后升温至β相区，可大大缩短在β相区的加热保温时间，以减少β晶粒尺寸长大的可能，获得的组织均匀，晶粒尺寸达标，塑性指标损失小，易满足规范要求。

第一步保温后的冷却方式为针对不同厚度的锻件进行不同方式的冷却，保证锻件整体冷速满足性能要求，在冷却过程中，当温度由β相区冷却至(α+β)相区某一温度时，出现β→α转变，由于晶界具有较高能量，α晶核优先在晶界处形成，由晶界向晶内沿一定方向生长，不同方向的α片不断纵向生长，直到与其他的α片相遇，即形成不同的α集束。冷速越大，形核位置越多，α片层越细，α片层生长方向也越复杂，不同方向的α片层形成的集束尺寸也越小，强度也越高。该方法可保证不同厚度锻件都能产生细小的α片层厚度和α集束尺寸，以获得较高的拉伸强度。

第二步去应力退火温度选择在720～740℃，进行去应力退火的目的在于使β退火过程中得到的亚稳β相继续分解，稳定组织性能和消除应力。去应力退火温度位于两相区中上部，去应力退火温度太低，不能完全去除应力，温度太高，虽有利于塑性和断裂韧性的提高，但拉伸强度明显降低。其能通过调整微观组织对合金性能产生影响。

综上所述，本发明通过综合考虑热处理升温方式、加热温度、保温时间、冷却方式等参数对合金组织和性能的影响，规定了ti6al4v合金锻件β退火热处理工艺参数，能够通过参数控制使合金获得原始β晶粒尺寸为1.2～2.0mm，β晶粒内α集束尺寸为0.3～0.8mm，次生片层α相厚度为2～4μm的显微组织，并且得到满足规范要求的较高的强度、塑性和断裂韧性，较低的疲劳裂纹扩展速率，工艺简单稳定，操作方便，适用于工业化生产。

附图说明

图1为本发明一实例提供的ti6al4v合金锻件β退火热处理方法流程示意图；

图2为本发明一实例提供的热处理后的ti6al4v合金锻件的显微组织示意图；

图3为本发明另一实例提供的热处理后的ti6al4v合金锻件的显微组织示意图。

具体实施方式

图1为本发明一实例提供的ti6al4v合金锻件β退火热处理方法流程示意图，如图1所示，ti6al4v合金锻件β退火热处理方法，包括：

第一步：β退火

将锻态的ti6al4v合金加热至β相变点以下25℃～45℃，保温60～120min后，再用35min～45min的时间升温至相变点以上25℃～30℃，保温40min～60min,出炉后在2min以内将锻件完成转移分散，并进行空冷或者吹风冷。

第二步：去应力退火。

图2为本发明一实例提供的热处理后的ti6al4v合金锻件的显微组织示意图，本实施例中，采用外形尺寸为768.3×575×172.5的ti6al4v合金锻件，其有效厚度为45mm，属于较薄锻件，其锻态显微组织为β相和等轴α相组成；等轴α相的体积分数为35％，相变点为998℃,第一步将合金加热至相变点以下35℃(963℃)，保温90min，再用40min升温至相变点以上30℃(1028℃)，保温45min，散开空冷，第二步将锻件加热至730℃，保温120min，空冷。

本实施例处理后的ti6al4v合金锻件室温力学性能参数见如下表1，显微组织如图2。图2左侧的500μm表示放大倍数为20倍，右侧的50μm表示放大倍数为200倍。

表1

图3为本发明另一实例提供的热处理后的ti6al4v合金锻件的显微组织示意图，本实施例中，采用外形尺寸为437.2×357.8×140的ti6al4v合金锻件，有效厚度为111mm，属于较厚锻件，其锻态显微组织为β相和等轴α相组成；等轴α相的体积分数为40％，相变点为1003℃,第一步将合金加热至相变点以下35℃(968℃)，保温90min，再用40min升温至相变点以上30℃(1033℃)，保温60min，由于尺寸厚，选择散开风冷，第二步将锻件加热至730℃，保温120min，空冷。

本实施例处理后的ti6al4v合金锻件室温力学性能参数见如下表2，显微组织如图3。图3左侧的500μm表示放大倍数为20倍，右侧的50μm表示放大倍数为200倍。

表2