通过热处理任意调整钛合金中等轴α相含量的方法

技术领域

本发明属于钛合金的热处理技术领域，具体涉及一种通过热处理任意调整钛合金中等轴α相含量的方法。

背景技术

钛合金是轻质结构材料中综合性能优异的合金，具有比强度高、耐高温、耐腐蚀、低模量、超弹性、生物相容性好等特点，广泛地应用于航空航天、兵器工业、核工业、石油化工、冶金工业、舰船工业、海洋开发、医疗卫生以及日常生活等领域。

钛合金的力学性能由合金成分和显微组织决定，常见的组织有片层组织、等轴组织和双态组织。片层组织具有比较粗大的等轴原始β晶粒，在晶界上有连续的晶界α相，晶内由不同取向的α片束团组成，由于原始β晶粒粗大且晶界有连续的晶界α相存在，片层组织的室温拉伸塑性和疲劳性能较低，而断裂韧性和蠕变性能较好。等轴组织是片层组织在下α+β两相区经过充分塑性变形时动态再结晶，或随后在下α+β两相区热处理时再结晶形成的，等轴组织具有较高的室温塑性和高周疲劳性能。双态组织是在β转变组织的基体上，分布着一定数量的初生等轴α相，β转变组织是细小的片层组织，双态组织的形成条件与等轴组织类似，区别在于在α+β两相区的变形温度或随后的热处理温度较高。双态组织具有较好的综合力性能，其性能主要取决于初生等轴α相的体积分数，塑性和疲劳极限随初生α相体积分数增加而提高，而持久和蠕变强度则随初生α相体积分数的增加而降低。

等轴组织或双态组织中初生等轴α相的体积分数可以通过提高固溶温度使其降低，直至超过相变点后完全消失，但是，如要使用现有工艺提高双态组织中的等轴α相的体积分数，必须要对材料在下α+β两相区再次充分塑性变形或随后在下α+β两相区热处理，无法仅通过热处理实现。这使得材料热变形一旦完成后，通过后续热处理仅能使等轴α相的体积分数向更少的方向改变，合金的显微组织无法随意精确调控进而控制力学性能。

发明内容

针对现有技术中的不足，本发明的目的是提供一种通过热处理任意调整钛合金中等轴α相含量的方法，尤其能够增加双态组织中的等轴α相体积分数，甚至获得完全的等轴组织。

为达到上述目的，本发明的解决方案是：

对于含有任意体积分数初生等轴α相的初始组织，不需要经过塑性变形，仅通过热处理能够增加等轴α相体积分数至超过90％，获得等轴组织后，通过再次在不同温度进行固溶处理，能够任意调整等轴α相体积分数。具体地，

一种通过热处理任意调整钛合金中等轴α相含量的方法，其包括如下步骤：

(1)、对于所获材料制备金相试样、观察显微组织，获得初始组织中初生等轴α相体积分数；

(2)、根据初始组织中初生等轴α相体积分数，选定固溶温度，使其在相变点以下5-70℃的α+β两相区，初始材料中的初生等轴α相体积分数越少，则需要越高的固溶温度；

(3)、将材料随炉加热或放置温装炉，在选定的固溶温度下充分保温以完全消除次生片层α相，使在该温度下材料中仅含有初生等轴α相和β相基体；

(4)、将材料缓慢冷却至低于400℃，冷却过程中初生等轴α相发生长大，同时新的等轴α相在β晶界处形核和长大，最终获得等轴组织，等轴α相体积分数甚至可超过90％；

(5)、根据所需的初生等轴α相体积分数，再次在不同温度进行固溶处理，使固溶温度在相变点以下5-70℃的α+β两相区，所需的等轴α相体积分数越少，则需要的固溶温度越高，充分保温后使得部分等轴α相转变为β相，然后空冷、风冷、油冷或水淬，能够任意调整等轴α相体积分数。

优选地，步骤(1)中，材料可以为α型钛合金、近α型钛合金、双相钛合金和近β型钛合金中的一种以上。

优选地，步骤(4)中，材料缓慢冷却的速率为1-30℃/min。

由于采用上述方案，本发明的有益效果是：

本发明针对于含有任意体积分数初生等轴α相的初始组织，不需要经过塑性变形，仅通过热处理能够增加等轴α相体积分数至超过90％，获得等轴组织后，通过再次在不同温度进行固溶处理，能够任意调整等轴α相体积分数，从而可以调整力学性能。

附图说明

图1为本发明的通过热处理任意调整钛合金中等轴α相含量的方法的流程图。

图2为本发明的实施例中BT25y钛合金在950℃固溶2h，风冷+580℃时效6h，空冷后得到的显微形貌图。

图3为本发明的实施例中BT25y钛合金在930℃固溶2h，风冷+580℃时效6h，空冷后得到的显微形貌图。

图4为本发明的实施例中BT25y钛合金经过图2处理后在950℃下固溶2h随炉冷却后得到的显微形貌图。

图5为本发明的实施例中BT25y钛合金经过图2处理后在960℃下固溶2h随炉冷却后得到的显微形貌图。

图6为本发明的实施例中BT25y钛合金经过图2处理后在965℃下固溶2h随炉冷却后得到的显微形貌图。

具体实施方式

本发明提供了一种通过热处理任意调整钛合金中等轴α相含量的方法。

如图1所示，本发明的通过热处理任意调整钛合金中等轴α相含量的方法包括如下步骤：

(1)、对于所获材料制备金相试样、观察显微组织，获得初始组织中初生等轴α相体积分数；

(2)、根据初始组织中初生等轴α相体积分数，选定固溶温度，使其在相变点以下5-70℃的α+β两相区，初始材料中的初生等轴α相体积分数越少，则需要越高的固溶温度；

(3)、将材料随炉加热或放置温装炉，在选定的固溶温度下充分保温以完全消除次生片层α相，使在该温度下材料中仅含有初生等轴α相和β相基体；

(4)、将材料以1-30℃/min的速率缓慢冷却至低于400℃，冷却过程中初生等轴α相发生长大，同时新的等轴α相在β晶界处形核和长大，最终获得等轴组织，等轴α相体积分数甚至可超过90％；

(5)、根据所需的初生等轴α相体积分数，再次在不同温度进行固溶处理，使固溶温度在相变点以下5-70℃的α+β两相区，所需的等轴α相体积分数越少，则需要的固溶温度越高，充分保温后使得部分等轴α相转变为β相，然后空冷、风冷、油冷或水淬，能够任意调整等轴α相体积分数。

其中，在步骤(1)中，材料可以为α型钛合金、近α型钛合金、双相钛合金和近β型钛合金中的一种以上。

以下结合实施例对本发明作进一步的说明。

实施例：

本实施例所用材料是α+β型BT25y热强钛合金，其名义成分(质量分数，％)为Ti-6Al-4Mo-4Zr-2Sn-1W-0.2Si，相变点为980℃。铸锭经过β单相区开坯和α+β两相区锻造后，经过950℃固溶2h，风冷+580℃时效6h，空冷后的组织见图2，为典型的双态组织，初生等轴α相体积分数约15％。

以图2的组织为初始显微组织，经过以下热处理。

1、930℃固溶2h，风冷+580℃时效6h，空冷后的组织见图3，为典型的双态组织，与图2相比，次生α相片层发生了长大，等轴α相尺寸稍有增加，体积分数基本没有发生变化，约15％。

2、950℃固溶2h，炉冷后的组织见图4，为典型的双态组织，与图2相比，次生α相片层进一步长大，等轴α相尺寸稍有增加，体积分数有所增加，约40％。

3、960℃固溶2h，炉冷后的组织见图5，与图2相比，次生α相片层进一步长大，等轴α相尺寸稍有增加，体积分数明显增加，约70％。

4、965℃固溶2h，炉冷后的组织见图6，与图2相比，次生α相片层基本消失，等轴α相尺寸稍有增加，体积分数明显增加，约90％。

5、以图6的等轴组织作为初始组织，再次在相变点以下5-70℃的α+β两相区进行固溶处理，然后空冷、风冷、油冷或水淬，则能够任意调整等轴α相体积分数，所需的等轴α相体积分数越少，则需要的固溶温度越高。

上述对实施例的描述是为了便于该技术领域的普通技术人员能理解和使用本发明。熟悉本领域技术人员显然可以容易的对这些实施例做出各种修改，并把在此说明的一般原理应用到其他实施例中，而不必经过创造性的劳动。因此，本发明不限于上述实施例。本领域技术人员根据本发明的原理，不脱离本发明的范畴所做出的改进和修改都应该在本发明的保护范围之内。