一种基于纳米畴的高强韧钛合金热处理方法

技术领域

本发明属于先进钛合金技术领域，尤其涉及一种高强韧钛合金热处理方法。

背景技术

航空航天和国民经济等领域的快速发展对高性能结构材料的需求日益增多，轻质、高强等特点已经成为新型结构材料发展的重要方向。高强韧钛合金由于具有密度小、比强度高和耐腐蚀等性能，在航空航天、石油化工、船舶、潜艇、汽车制造、武器装备与日常生活等领域得到了广泛的应用。但是，现有高强韧钛合金的应用强度水平较低，不能完全满足工业现场的要求，而且组织性能对热处理工艺过于敏感，限制了其用于制备大规格、厚截面的承载部件。目前通常采用合金化和热机械处理来改善合金强塑性匹配。由于钛合金中存在丰富的结构相变，通过热处理可以在较宽的范围内对合金的组织性能进行调控，目前已经成为最经济、有效的方法之一。传统的热处理方法主要为在一定温度下固溶水淬或空冷至室温，再进行时效热处理，容易出现组织性能不均匀。因此，高强韧钛合金热处理技术已经成为提升钛合金性能的关键因素，受到了钛合金领域的重点关注。

高强韧钛合金的强化效果主要来自析出强化，即在β基体中析出α相，形成β/α界面阻碍位错滑移产生强化作用，主要为近/亚稳β钛合金。目前已开发的合金牌号有Ti-1023、Ti-15-3、Ti-5553、β21s、TB2和TB10等，这些合金已经成功用于制备飞机起落架、机身框以及紧固件、连接件等。但是，利用传统的热处理方法，固溶后淬火或空冷至室温再进行时效，合金的强度水平仍然较低，一般不超过1250MPa。Ti-1023和Ti-5553合金的强度应用水平只有1100MPa，已经无法完全满足新一代飞机对结构钛合金的强度要求。此外，这些合金的组织性能对热处理温度、时间、升温速率等热、动力学条件十分敏感，实际工业化生产中难以控制，而且α相在时效过程中容易不均匀析出，在晶界附近形成未析出区，导致合金组织性能均匀性较差。对于大规格、厚截面的钛合金承载结构部件而言，心部与表层的升温速率不同也会造成组织性能产生差异，增大了钛合金承载部件失稳断裂的风险。为改善现有合金的强塑性匹配以及组织均匀性，有时也会采用双步时效或慢速加热时效等热处理工艺，虽然提高了合金的强度水平，但合金的塑性较低，并且增加了热处理工艺流程，导致能耗明显上升，加工成本提高。因此，优化传统的高强韧钛合金热处理工艺，改善合金的强塑性匹配，已经成为钛合金领域亟待解决的问题之一。

发明内容

为了解决上述已有技术存在的不足，本发明提出一种基于纳米畴诱导α相均匀析出的高强韧钛合金热处理方法，能够优化传统的高强韧钛合金热处理工艺，改善合金的强塑性匹配。本发明的具体技术方案如下：

一种基于纳米畴的高强韧钛合金热处理方法，包括以下步骤：

S1：将钛合金固溶；

S2：将步骤S1固溶后的钛合金快速冷却至M

S3：时效处理。

进一步地，所述步骤S1中的固溶温度为750-900℃，固溶时间为0.5～1h。

进一步地，所述步骤S2中的快速冷却方法为空冷或水冷至室温后在液氮中浸泡。

进一步地，所述步骤S2中的快速冷却方法为直接进行液氮淬火。

进一步地，所述步骤S3为直接放入设定的炉温进行时效或以1℃/min-100℃/min的升温速率进行时效，时效温度为380-650℃，保温时间为0.5～8h。

进一步地，所述步骤S3中为双步时效，低温时效温度为300-400℃，保温时间0-150h，高温时效温度为380-650℃，保温时间为0.5～8h。

进一步地，所述方法用于近β钛合金或亚稳β钛合金。

本发明的有益效果在于：

1.本发明的热处理方法可以有效改善合金的强塑性匹配，与传统热处理工艺相比，使合金获得更高强度水平。

2.本发明的热处理方法，利用形成纳米畴提高α相的形核率，明显降低了高强韧钛合金对于时效加热速率的敏感性，扩大了其在大规格、厚截面承载部件制备上的应用。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，通过参考附图会更加清楚的理解本发明的特征和优点，附图是示意性的而不应理解为对本发明进行任何限制，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，可以根据这些附图获得其他的附图。其中：

图1为Ti-5Al-3Mo-3V-2Cr-2Zr-1Nb-1Fe合金β固溶后液氮淬火形成的纳米畴TEM照片；

图2为Ti-5Al-3Mo-3V-2Cr-2Zr-1Nb-1Fe合金β固溶水冷、空冷与液氮淬火后的拉伸曲线；

图3为Ti-5Al-3Mo-3V-2Cr-2Zr-1Nb-1Fe合金(α+β)固溶和双步时效后的拉伸曲线；

图4为Ti-5Al-3Mo-3V-2Cr-2Zr-1Nb-1Fe合金β固溶液氮淬火后再时效的拉伸曲线。

具体实施方式

为了能够更清楚地理解本发明的上述目的、特征和优点，下面结合附图和具体实施方式对本发明进行进一步的详细描述。需要说明的是，在不冲突的情况下，本发明的实施例及实施例中的特征可以相互组合。

在下面的描述中阐述了很多具体细节以便于充分理解本发明，但是，本发明还可以采用其他不同于在此描述的其他方式来实施，因此，本发明的保护范围并不受下面公开的具体实施例的限制。

本发明提供了一种基于纳米畴诱导α相均匀析出的高强韧钛合金热处理方法，具体指将合金固溶后快速冷却至低于M

纳米畴是一种椭球状亚稳相，直径为几个或几十纳米。由于近/亚稳β钛合金的M

具体地，一种基于纳米畴的高强韧钛合金热处理方法，包括以下步骤：

S1：将钛合金固溶；

S2：将步骤S1固溶后的钛合金快速冷却至M

S3：时效处理。处理后的钛合金最终的组织主要为α+β两相，钛合金的组织性能对升温速率不敏感，适合用于制备大规格、宽截面的结构部件。

在一些实施方式中，步骤S1中的固溶温度为750-900℃，固溶时间为0.5～1h。

在一些实施方式中，步骤S2中的快速冷却方法为空冷或水冷至室温后在液氮中浸泡。

在一些实施方式中，步骤S2中的快速冷却方法为直接进行液氮淬火。

在一些实施方式中，步骤S3中的时效方法为直接放入设定的炉温进行时效或以1℃/min-100℃/min的升温速率进行时效，时效温度为380-650℃，保温时间为0.5-8h。

在一些实施方式中，步骤S3中为双步时效，低温时效温度为300-400℃，保温时间0-150h，高温时效温度为380-650℃，保温时间为0.5～8h。

在一些实施方式中，方法用于近β钛合金或亚稳β钛合金。

为了方便理解本发明的上述技术方案，以下通过具体实施例对本发明的上述技术方案进行详细说明。

实施例1

将Ti-5Al-3Mo-3V-2Cr-2Zr-1Nb-1Fe合金在β相区900℃固溶0.5h后液氮淬火，然后再将合金放置于预先升温到650℃的箱式炉中时效8h并水冷。合金的抗拉强度达到1289MPa，相比于传统的热处理方法(900℃固溶0.5h水冷至室温，再进行650℃时效8h)，合金抗拉强度提高11％，断裂延伸率仅从8％下降至7％，如图4所示，强度水平与传统热处理方法相比具有十分明显的优势。图4中，1#样品热处理工艺为900℃固溶0.5h后液氮淬火，然后放置于预先升温到650℃的箱式炉中时效8h并水冷；2#样品热处理工艺为900℃固溶0.5h后水冷，随后在液氮中浸泡2h，然后放置于预先升温到650℃的箱式炉中时效8h并水冷；3#样品热处理工艺为900℃固溶0.5h后水冷至室温，然后放置于预先升温到650℃的箱式炉中时效8h并水冷。

图1为Ti-5Al-3Mo-3V-2Cr-2Zr-1Nb-1Fe合金β固溶后液氮淬火形成的纳米畴TEM照片，图2为Ti-5Al-3Mo-3V-2Cr-2Zr-1Nb-1Fe合金β固溶水冷、空冷与液氮淬火后的拉伸曲线，图中1#样品热处理工艺为900℃固溶0.5h后液氮淬火；2#样品热处理工艺为900℃固溶0.5h后水冷至室温；3#样品热处理工艺为900℃固溶0.5h后空冷至室温。由图可知，固溶后的钛合金快速冷却至M

实施例2

将Ti-5Al-3Mo-3V-2Cr-2Zr-1Nb-1Fe合金在α+β相区830℃固溶1h后水冷，随后放入液氮中浸泡2h，再进行双步时效工艺热处理。首先将固溶后的合金在低温350℃中保温0-150h并水冷，然后再加热至520℃时效8h并水冷。合金的抗拉强度可达到1600MPa，断裂延伸率达到7％，如图3所示，强度水平与现有高强韧钛合金相比具有十分明显的优势。图3中的1#、2#、3#样品的热处理工艺为830℃固溶0.5h后水冷至室温，随后在液氮中浸泡2h，然后分别在350℃时效0h、1h和150h并水冷，再放置于预先升温至520℃的箱式炉中时效8h并水冷。

本发明的两个实施例以高强韧Ti-5Al-3Mo-3V-2Cr-2Zr-1Nb-1Fe合金为实验材料，采用固溶液氮淬火后再时效工艺，与传统热处理工艺相比，α相析出更加均匀，尺寸更小，密度更高，合金的强度水平明显提高。此外，利用纳米畴促进α相析出，可以降低合金对时效加热速率的敏感性，更适合制备大规格、厚截面的承载部件，这对于扩大高强韧钛合金的应用具有十分重要的价值。

本发明的方法能够用于制备大规格厚截面的承载结构件、装载配件、壳体、高性能弹簧、紧固件和连接件等，用在飞机起落架、翼梁、机身框、隔板、直升机旋翼、压力容器、汽车曲轴、刹车扭矩管等方面。

以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。