一种提高TA15钛合金动态性能的热处理方法及产品

技术领域

本发明涉及钛合金制备的技术领域，尤其涉及一种提高TA15钛合金动态性能的热处理方法，以及根据这种提高TA15钛合金动态性能的热处理方法制造的钛合金产品。

背景技术

钛合金具有稳定、质轻、耐腐蚀、耐高低温等优点，是航空航天、武器工业、交通运输等领域最为理想材料之一，被广泛应用于制造飞机、导弹、战斗部、机车牵引和制动系统等部件，有效减轻重量，提高了经济和安全可靠性。

TA15钛合金名义成分为Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V，属于高Al当量的近α型钛合金，具有良好的抗冲击性能，被广泛应用于为航空航天、武器工业、交通运输等承受高应变速率动态环境领域。TA15钛合金通常采用普通退火制度(750～850℃保温1～4h，空冷)进行热处理，通过对退火温度和保温时间的控制来精细调控合金的显微组织，进而实现强度和塑性的匹配。采用普通退火处理后的TA15钛合金由β基体、初生α相和短棒/片层状α相组成，在10

发明内容

为克服现有技术的缺陷，本发明要解决的技术问题是提供了一种提高TA15钛合金动态性能的热处理方法，其不仅保留了较高的静态强度，而且克服了传统退火工艺下合金存在平均流变应力、最大均匀塑性应变和冲击吸收能难以满足使用需求的问题。

本发明的技术方案是：这种提高TA15钛合金动态性能的热处理方法，其包括以下步骤：

(1)固溶处理：将TA15钛合金以1～6℃/min的速率加热至

Tβ-20℃～60℃，保温2h～8h；所述TA15钛合金的名义化学成分为：Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V，所述TA15钛合金的显微组织包括初生α相、短棒/片层α相、β相基体；

(2)缓冷和时效处理：将固溶后的合金材料以5～15℃/h的速率随炉冷却至550～650℃后，然后空冷至室温；采用较高的时效温度和较长的时效时长来脱溶。

本发明选用的TA15钛合金组织是传统两相区锻造和热处理工艺制备得到的，由β基体、等轴α相和片层α相组成，组织中的等轴α相是在热变形过程中形成，含量少，片层α相的宽度小且数量较多，选用上述组织能够为后续热处理精细调控等轴α相和片层α相的含量及尺寸提供了基础，从而达到调控合金动态性能的目的；固溶处理采用了缓慢的加热速度、近β保温温度和较长的保温时间，确保有足够的时间进行α相的回熔，并随着固溶处理的保温时间延长，促使片层α相α稳定元素的浓度降低，β相楔入α片层，内晶界平直分离导致大片层分解为若干小片层，小片层的界面因扩散而迁移使表面能最小，导致小片层α球化，球化后的片层α相因小于平均尺寸而发生溶解；随着缓冷处理的进行，较低的过冷度抑制了β→α”转化过程，让β转变为更多的α相，而且冷却的时间长，使得合金元素扩散更多，组织更均匀；同时在降温过程中为发生断裂溶解的片层α相由于奥斯瓦尔德熟化作用不断变粗，从而使得次生片层α的厚度不断增加，长度变短的同时数量减小；以上热处理确保了合金中析出更多的等轴α相；采用较高的时效温度和较长的时效时长，促使β相和α”相发生脱溶过程，消除ω相，进一步增加α相的数量和晶粒尺寸，从而增加合金的协调变形能力，达到增加合金动态性能的目的。

还提供了这种提高TA15钛合金动态性能的热处理方法制造的钛合金材料。

附图说明

图1为本发明实施例一制备的TA15钛合金样品显微形貌。

图2为本发明实施例一所用TA15钛合金样品普通退火态显微形貌。

图3为本发明实施例二制备的TA15钛合金样品显微形貌。

图4为本发明实施例二制备的TA15钛合金样品普通退火态显微形貌。

图5为本发明实施例三制备的TA15钛合金样品显微形貌。

图6为本发明实施例三制备的TA15钛合金样品普通退火态显微形貌。

图7为根据本发明的提高TA15钛合金动态性能的热处理方法的流程图。

具体实施方式

如图7所示，这种提高TA15钛合金动态性能的热处理方法，其包括以下步骤：

(1)固溶处理：将TA15钛合金以1～6℃/min的速率加热至

Tβ-20℃～60℃，保温2h～8h；所述TA15钛合金的名义化学成分为：Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V，所述TA15钛合金的显微组织包括初生α相、短棒/片层α相、β相基体；

(2)缓冷和时效处理：将固溶后的合金材料以5～15℃/h的速率随炉冷却至550～650℃后，然后空冷至室温；采用较高的时效温度和较长的时效时长来脱溶。

本发明选用的TA15钛合金组织是传统两相区锻造和热处理工艺制备得到的，由β基体、等轴α相和片层α相组成，组织中的等轴α相是在热变形过程中形成，含量少，片层α相的宽度小且数量较多，选用上述组织能够为后续热处理精细调控等轴α相和片层α相的含量及尺寸提供了基础，从而达到调控合金动态性能的目的；固溶处理采用了缓慢的加热速度、近β保温温度和较长的保温时间，确保有足够的时间进行α相的回熔，并随着固溶处理的保温时间延长，促使片层α相α稳定元素的浓度降低，β相楔入α片层，内晶界平直分离导致大片层分解为若干小片层，小片层的界面因扩散而迁移使表面能最小，导致小片层α球化，球化后的片层α相因小于平均尺寸而发生溶解；随着缓冷处理的进行，较低的过冷度抑制了β→α”转化过程，让β转变为更多的α相，而且冷却的时间长，使得合金元素扩散更多，组织更均匀；同时在降温过程中为发生断裂溶解的片层α相由于奥斯瓦尔德熟化作用不断变粗，从而使得次生片层α的厚度不断增加，长度变短的同时数量减小；以上热处理确保了合金中析出更多的等轴α相；采用较高的时效温度和较长的时效时长，促使β相和α”相发生脱溶过程，消除ω相，进一步增加α相的数量和晶粒尺寸，从而增加合金的协调变形能力，达到增加合金动态性能的目的。

优选地，所述步骤(2)中的脱溶，将合金以5～10℃/min的速率加热至500～550℃保温4～8h后，空冷至室温。

优选地，采用Φ100mm×200mm的TA15钛合金热锻态棒材，测定棒材的β转变温度为995±5℃后，所述步骤(1)将合金棒材随炉以5℃/min的速率加热至970℃，保温3h；所述步骤(2)以15℃/h冷却速率炉冷至580℃然后空冷，将合金棒材随炉以6℃/min的速率加热至540℃，保温4h后，空冷至室温。

优选地，采用Φ200mm×300mm的TA15钛合金热锻态棒材，测定棒材的β转变温度为995±5℃后，所述步骤(1)将合金棒材随炉以4℃/min的速率加热至960℃，保温4h；所述步骤(2)以13℃/h冷却速率炉冷至600℃后空冷，将合金棒材随炉以8℃/min的速率加热至530℃，保温6h后，空冷至室温。

优选地，采用Φ450mm×500mm的TA15钛合金热锻态棒材，测定棒材的β转变温度为995±5℃后，所述步骤(1)将合金棒材随炉以3℃/min的速率加热至950℃，保温7h；所述步骤(2)以12℃/h冷却速率炉冷至640℃后空冷，将合金棒材随炉以8℃/min的速率加热至520℃，保温8h后，空冷至室温。

优选地，经过热处理后，形成含量≥85％的等轴α相、少量的β基体和粗大的短棒/片层状次生α相组织。

还提供了这种提高TA15钛合金动态性能的热处理方法制造的钛合金材料。

与现有技术相比，本发明的优点和有益效果在于：

(1)选用的TA15钛合金组织是传统两相区锻造和热处理工艺制备得到的，由β基体、等轴α相和片层α相组成。组织中的等轴α相是在热变形过程中形成，含量少，片层α相的宽度小且数量较多。选用上述组织能够为后续热处理精细调控等轴α相和片层α相的含量及尺寸提供了基础，从而达到调控合金动态性能的目的。

(2)与传统的热处理制度相比，采用了固溶+缓冷和时效处理方式，其中固溶处理采用了缓慢的加热速度、近β保温温度和较长的保温时间，确保有足够的时间进行α相的回熔，并随着固溶处理的保温时间延长，促使片层α相α稳定元素的浓度降低，β相楔入α片层，内晶界平直分离导致大片层分解为若干小片层。小片层的界面因扩散而迁移使表面能最小，导致小片层α球化，球化后的片层α相因小于平均尺寸而发生溶解；随着缓冷处理的进行，较低的过冷度抑制了β→α”转化过程，让β转变为更多的α相，而且冷却的时间长，使得合金元素扩散更多，组织更均匀。同时在降温过程中为发生断裂溶解的片层α相由于奥斯瓦尔德熟化作用不断变粗，从而使得次生片层α的厚度不断增加，长度变短的同时数量减小。以上热处理确保了合金中析出更多的等轴α相；采用较高的时效温度和较长的时效时长，促使β相和α”相发生脱溶过程，消除ω相，进一步增加α相的数量和晶粒尺寸，从而增加合金的协调变形能力，达到增加合金动态性能的目的。

以下详细说明本发明的具体实施例。

实施实例1

采用Φ100mm×200mm的TA15钛合金热锻态棒材。测定棒材的β转变温度为995±5℃。第一步将合金棒材随炉以5℃/min的速率加热至970℃，保温3h后，以15℃/h冷却速率炉冷至580℃然后空冷；第二步将合金棒材随炉以6℃/min的速率加热至540℃，保温4h后，空冷至室温。经过该热处理后得到图1的显微组织，由含量≥85％的等轴α相、少量的β基体及粗大的短棒/片层α相组成。其动态性能及常温拉伸性能见表1。

对比实施例1：

采用Φ100mm×200mm的TA15钛合金热锻态棒材，测定棒材的β转变温度为995±5℃。第一步将合金棒材加热至760℃，保温4h后，空冷至室温。经过该热处理后得到图2的显微组织，该显微组织的形貌为典型的两相区加工组织，由β基体和含量约为23％的等轴α相及片层α相组成，其动态性能及常温拉伸性能见表1。

表1

实施实例2

采用Φ200mm×300mm的TA15钛合金热锻态棒材，测定棒材的β转变温度为995±5℃。第一步将合金棒材随炉以4℃/min的速率加热至960℃，保温4h后，以13℃/h冷却速率炉冷至600℃后空冷；第二步将合金棒材随炉以8℃/min的速率加热至530℃，保温6h后，空冷至室温。经过该热处理后得到图3的显微组织，由含量≥85％的等轴α相、少量的β基体及粗大的短棒/片层α相组成。其动态性能及常温拉伸性能见表2。

对比实施例2：

采用Φ200mm×300mm的TA15钛合金热锻态棒材，测定棒材的β转变温度为995±5℃。第一步将合金棒材加热至800℃，保温4h后，空冷至室温。经过该热处理后得到图4的显微组织，该显微组织的形貌为典型的两相区加工组织，由β基体和含量约为20％的等轴α相及片层α相组成，其动态性能及常温拉伸性能见表2。

表2

实施实例3

采用Φ450mm×500mm的TA15钛合金热锻态棒材，测定棒材的β转变温度为995±5℃。第一步将合金棒材随炉以3℃/min的速率加热至950℃，保温7h后，以12℃/h冷却速率炉冷至640℃后空冷；第二步将合金棒材随炉以8℃/min的速率加热至520℃，保温8h后，空冷至室温。经过该热处理后得到图5的显微组织，由含量≥85％的等轴α相、少量的β基体及粗大的短棒/片层α相组成。其动态性能及常温拉伸性能见表3。

对比实施例3：

采用Φ450mm×500mm的TA15钛合金热锻态棒材，测定棒材的β转变温度为995±5℃。第一步将合金棒材加热至840℃，保温7h后，空冷至室温。经过该热处理后得到图6的显微组织，该显微组织的形貌为典型的两相区加工组织，由β基体和含量约为19％的等轴α相及片层α相组成，其动态性能及常温拉伸性能见表3。

表3

本发明中3个实施例处理得到的钛合金，获得静态室温抗拉强度与传统热处理工艺制备的钛合金强度相当，但塑性有了大幅度提升。在10

以上所述，仅是本发明的较佳实施例，并非对本发明作任何形式上的限制，凡是依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化与修饰，均仍属本发明技术方案的保护范围。