CN116240478B - 将亚稳β钛合金强度提高至1400MPa以上的热处理方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种将亚稳β钛合金强度提高至1400MPa以上的热处理方法，包括以下步骤：首先将亚稳β钛合金材料加热至β转变点以下10℃~30℃进行固溶热处理，水淬至室温；然后将固溶热处理后的亚稳β钛合金材料加热至300℃保温10‑100小时，进行低温时效热处理，水淬至室温；最后将低温时效热处理后的亚稳β钛合金材料加热至500℃~550℃，进行高温时效热处理，水淬至室温。本发明通过固溶和时效热处理对亚稳β钛合金显微组织中次生α相的分布和尺寸进行调控，得到均匀弥散分布于β晶粒内的平均长轴尺寸小于~140nm、短轴尺寸小于~55nm的针状次生α相，进而显著提升亚稳β钛合金的强度至1400MPa以上。本发明可以拓展亚稳β钛合金在航空工业领域的应用范围。
Description
技术领域
本发明属于钛合金技术领域，具体涉及一种将亚稳β钛合金强度提高至1400MPa以上的热处理方法。
背景技术
近年来，航空工业领域内各类军用、民用飞机对轻量化、长寿命、高可靠性等提出了越来越高的要求，迫切需要持续实现飞机的结构减重。亚稳β钛合金具有高比强度、深淬透性及优异的耐腐蚀性等特点，已成为各类新型飞机的大型关键承力结构件的理想备选材料，并已被用于制造空客A380和波音787等新一代民用客机的起落架。在这些飞机的起落架中，通过用亚稳β钛合金部件取代原先的高强度钢部件，实现了显著的结构减重。然而值得注意的是，目前国内外典型商用亚稳β钛合金（如Ti-5553、Ti-1023、Ti-55531等）的服役强度水平一般不超过1300MPa，与超高强度钢的强度水平（最高可达2000MPa以上）还有很大差距。绝大多数情况下，这些亚稳β钛合金的微观组织和力学性能主要是通过固溶和时效热处理进行调控的。综合分析这些亚稳β钛合金的特点可以发现，其高强度主要来源于时效热处理过程中析出的α相的弥散强化作用。这些亚稳β钛合金通常的时效热处理制度为：先在450至650°C保温4至8小时，之后在空气中冷却至室温。经过该种时效热处理后，合金中会析出大量的次生α相，其强度会随之显著升高，但是该类次生α相的分布往往不均匀，且尺寸较大，限制了合金强度的提升幅度。对于任何一种亚稳β钛合金，其次生α相的分布和尺寸与其固溶热处理后保留的初生α相含量、时效温度、时效时间等密切相关。例如，初生α相含量越高则次生α相分布越不均匀；时效温度越高、时效时间越长则次生α相尺寸越大。因此，合理设计亚稳β钛合金的固溶和时效热处理制度，使其产生均匀弥散分布且尺寸细小的次生α相，是进一步提升其强度水平的关键。基于此，本申请提出了一种将亚稳β钛合金强度提高至1400MPa以上的热处理方法。
发明内容
考虑到亚稳β钛合金的强度与其次生α相的分布和尺寸密切相关，而通过固溶和时效热处理可以对其次生α相的分布和尺寸进行调控，因此设计出合理的固溶和时效热处理方法以获得均匀弥散分布且尺寸细小的次生α相是解决现有商用亚稳β钛合金服役强度水平偏低（不超过1300MPa）的关键。
基于以上考虑，本申请针对现有商用亚稳β钛合金服役强度水平偏低、难以进一步取代具有更高强度水平的超高强度钢以实现飞机结构减重的问题，提供一种将亚稳β钛合金强度提高至1400MPa以上的热处理方法。该方法包括以下步骤：
步骤1、将亚稳β钛合金材料加热至β转变点以下10℃~30℃进行固溶热处理，随后水淬至室温；
步骤2、将所述固溶热处理后的所述亚稳β钛合金材料加热至300℃保温10-100小时，进行低温时效热处理，随后水淬至室温；
步骤3、将所述低温时效热处理后的所述亚稳β钛合金材料加热至500℃~550℃，进行高温时效热处理，随后水淬至室温。
作为本发明的进一步说明，经过步骤1的所述固溶热处理及水淬后所述亚稳β钛合金材料的微观组织中，β晶粒平均尺寸75μm~85μm、初生α相平均尺寸2.1μm~3.6μm、初生α相含量1.4%~2.5%。
作为本发明的进一步说明，经过步骤2的所述低温时效热处理及水淬后得到均匀弥散分布于β晶粒内的平均尺寸大于~5nm的等温ω相。
作为本发明的进一步说明，经过步骤3的所述高温时效热处理及水淬后得到均匀弥散分布于β晶粒内的平均长轴尺寸小于~140nm、短轴尺寸小于~55nm的针状次生α相。
作为本发明的进一步说明，所述亚稳β钛合金材料的材质为Ti-10V-2Fe-3Al合金、Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.5Fe合金或Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-1Zr合金。
作为本发明的进一步说明，所述固溶热处理的保温时间大于或等于0.5小时。
作为本发明的进一步说明，所述高温时效热处理的保温时间为2小时。
作为本发明的进一步说明，所述热处理均在电阻炉内进行，气氛为真空或空气。
作为本发明的进一步说明，所述热处理的加热方式均为到温装料。
作为本发明的进一步说明，所述亚稳β钛合金材料在热处理前需要清洗去油污，并在热处理后需要去除表面氧化皮。
本发明与现有技术相比具有以下优点：
本申请打破了一步高温时效热处理的传统方式，创新性地提出一种溶—低温长时效—高温短时效的梯度热处理制度，并且通过该种简单的固溶和时效热处理的方式，使现有商用亚稳β钛合金中的次生α相均匀弥散分布且显著细化，得到均匀弥散分布于β晶粒内的平均长轴尺寸小于~140nm、短轴尺寸小于~55nm的针状次生α相，进而显著提升现有商用亚稳β钛合金的强度至1400MPa以上，并且在最佳固溶和时效热处理条件下可将其强度提高至1600MPa以上。本申请提供的热处理方法可以拓展亚稳β钛合金在航空工业领域的应用范围，并可以通过取代现役具有更高强度水平的超高强度钢以实现飞机结构的进一步减重。
附图说明
图1为本申请实施例1~4中亚稳β钛合金经过固溶热处理后的显微组织图片。
图2为本申请实施例1中亚稳β钛合金经过300℃低温时效热处理10小时后产生的ω相的显微组织图片。
图3为本申请实施例1~2中亚稳β钛合金经过低温时效热处理和高温时效热处理后的显微组织图片。
实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例
选取Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-1Zr合金棒材作为原材料，经金相法测得其β转变点为830℃。从棒材上取样进行如下热处理：
S1、将试样加热至820℃进行固溶热处理，保温0.5小时后水淬至室温，得到β晶粒平均尺寸~79μm、初生α相平均尺寸~2.9μm、初生α相含量~2.1%的微观组织，结果如附图1所示。
S2、将固溶热处理后的试样加热至300℃进行低温时效热处理，保温10小时后水淬至室温，得到均匀弥散分布于β晶粒内的平均尺寸~10nm的等温ω相。
S3、将低温时效热处理后的试样加热至520℃进行高温时效热处理，保温2小时后水淬至室温，得到均匀弥散分布于β晶粒内的平均长轴尺寸~130nm、短轴尺寸~41nm的针状次生α相，结果如附图3所示。
所述热处理均在电阻炉内进行，气氛为真空或空气；所述热处理的加热方式均为到温放料；所述亚稳β钛合金试样在热处理前经清洗去除了油污，并在热处理后经线切割、车削或打磨去除了表面氧化皮。
依据GB/T 228.1-2010《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》测试该热处理状态的亚稳β钛合金试样的力学性能，其屈服强度为1470MPa，抗拉强度为1530MPa。
实施例
选取Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-1Zr合金棒材作为原材料，经金相法测得其β转变点为830℃。从棒材上取样进行如下热处理：
S1、将试样加热至820℃进行固溶热处理，保温0.5小时后水淬至室温，得到β晶粒平均尺寸~79μm、初生α相平均尺寸~2.9μm、初生α相含量~2.1%的微观组织，结果如附图1所示。
S2、将固溶热处理后的试样加热至300℃进行低温时效热处理，保温100小时后水淬至室温，得到均匀弥散分布于β晶粒内的平均尺寸~50nm的等温ω相。
S3、将低温时效热处理后的试样加热至520℃进行高温时效热处理，保温2小时后水淬至室温，得到均匀弥散分布于β晶粒内的平均长轴尺寸~62nm、短轴尺寸~25nm的针状次生α相，结果如附图3所示。
所述热处理均在电阻炉内进行，气氛为真空或空气；所述热处理的加热方式均为到温放料；所述亚稳β钛合金试样在热处理前经清洗去除了油污，并在热处理后经线切割、车削或打磨去除了表面氧化皮。
依据GB/T 228.1-2010《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》测试该热处理状态的亚稳β钛合金试样的力学性能，其屈服强度为1620MPa，抗拉强度为1673MPa。
实施例
选取Ti-10V-2Fe-3Al合金棒材作为原材料，经金相法测得其β转变点为805℃。从棒材上取样进行如下热处理：
S1、将试样加热至795℃进行固溶热处理，保温0.5小时后水淬至室温，得到β晶粒平均尺寸~85μm、初生α相平均尺寸~2.6μm、初生α相含量~1.6%的微观组织，结果如附图1所示。
S2、将固溶热处理后的试样加热至300℃进行低温时效热处理，保温10小时后水淬至室温，得到均匀弥散分布于β晶粒内的平均尺寸~15nm的等温ω相。
S3、将低温时效热处理后的试样加热至500℃进行高温时效热处理，保温2小时后水淬至室温，得到均匀弥散分布于β晶粒内的平均长轴尺寸~85nm、短轴尺寸~35nm的针状次生α相。
所述热处理均在电阻炉内进行，气氛为真空或空气；所述热处理的加热方式均为到温放料；所述亚稳β钛合金试样在热处理前经清洗去除了油污，并在热处理后经线切割、车削或打磨去除了表面氧化皮。
依据GB/T 228.1-2010《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》测试该热处理状态的亚稳β钛合金试样的力学性能，其屈服强度为1520MPa，抗拉强度为1580MPa。
实施例
选取Ti-10V-2Fe-3Al合金棒材作为原材料，经金相法测得其β转变点为805℃。从棒材上取样进行如下热处理：
S1、将试样加热至795℃进行固溶热处理，保温0.5小时后水淬至室温，得到β晶粒平均尺寸~85μm、初生α相平均尺寸~2.6μm、初生α相含量~1.6%的微观组织，结果如附图1所示。
S2、将固溶热处理后的试样加热至300℃进行低温时效热处理，保温10小时后水淬至室温，得到均匀弥散分布于β晶粒内的平均尺寸~15nm的等温ω相。
S3、将低温时效热处理后的试样加热至550℃进行高温时效热处理，保温2小时后水淬至室温，得到均匀弥散分布于β晶粒内的平均长轴尺寸~135nm、短轴尺寸~50nm的针状次生α相。
所述热处理均在电阻炉内进行，气氛为真空或空气；所述热处理的加热方式均为到温放料；所述亚稳β钛合金试样在热处理前经清洗去除了油污，并在热处理后经线切割、车削或打磨去除了表面氧化皮。
依据GB/T 228.1-2010《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》测试该热处理状态的亚稳β钛合金试样的力学性能，其屈服强度为1455MPa，抗拉强度为1505MPa。
对比例1：
同样地，选取Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-1Zr合金棒材作为原材料，从棒材上取样进行如下热处理：
S1、将试样加热至820℃进行固溶热处理，保温0.5小时后水淬至室温。
S2、将固溶热处理后的试样加热至300℃进行低温时效热处理，保温5小时后水淬至室温。
S3、将低温时效热处理后的试样加热至600℃进行高温时效热处理，保温2小时后水淬至室温。
所述热处理均在电阻炉内进行，气氛为真空或空气；所述热处理的加热方式均为到温放料；所述亚稳β钛合金试样在热处理前经清洗去除了油污，并在热处理后经线切割、车削或打磨去除了表面氧化皮。
依据GB/T 228.1-2010《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》测试该热处理状态的亚稳β钛合金试样的力学性能，其屈服强度为1235MPa，抗拉强度为1343MPa。
对比例2：
同样地，选取Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-1Zr合金棒材作为原材料，从棒材上取样进行如下热处理：
S1、将试样加热至820℃进行固溶热处理，保温0.5小时后水淬至室温。
S2、将固溶热处理后的试样加热至300℃进行低温时效热处理，保温100小时后水淬至室温。
S3、将低温时效热处理后的试样加热至600℃进行高温时效热处理，保温2小时后水淬至室温。
所述热处理均在电阻炉内进行，气氛为真空或空气；所述热处理的加热方式均为到温放料；所述亚稳β钛合金试样在热处理前经清洗去除了油污，并在热处理后经线切割、车削或打磨去除了表面氧化皮。
依据GB/T 228.1-2010《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》测试该热处理状态的亚稳β钛合金试样的力学性能，其屈服强度为1233MPa，抗拉强度为1324MPa。
对比例3：
同样地，选取Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-1Zr合金棒材作为原材料，从棒材上取样进行如下热处理：
S1、将试样加热至820℃进行固溶热处理，保温0.5小时后水淬至室温。
S2、将固溶热处理后的试样加热至300℃进行低温时效热处理，保温2小时后水淬至室温。
S3、将低温时效热处理后的试样加热至520℃进行高温时效热处理，保温2小时后水淬至室温。
所述热处理均在电阻炉内进行，气氛为真空或空气；所述热处理的加热方式均为到温放料；所述亚稳β钛合金试样在热处理前经清洗去除了油污，并在热处理后经线切割、车削或打磨去除了表面氧化皮。
依据GB/T 228.1-2010《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》测试该热处理状态的亚稳β钛合金试样的力学性能，其屈服强度为1240MPa，抗拉强度为1320MPa。
对比例4：
同样地，选取Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-1Zr合金棒材作为原材料，从棒材上取样进行如下热处理：
S1、将试样加热至820℃进行固溶热处理，保温0.5小时后水淬至室温。
S2、将固溶热处理后的试样直接加热至600℃进行高温时效热处理，保温2小时后水淬至室温。
所述热处理均在电阻炉内进行，气氛为真空或空气；所述热处理的加热方式均为到温放料；所述亚稳β钛合金试样在热处理前经清洗去除了油污，并在热处理后经线切割、车削或打磨去除了表面氧化皮。
依据GB/T 228.1-2010《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》测试该热处理状态的亚稳β钛合金试样的力学性能，其屈服强度为1149MPa，抗拉强度为1243MPa。
相较于实施例1~4，尽管使用成分相同的亚稳β钛合金且经过相同的固溶和低温时效处理，但是在对比例1~2的高温时效温度超出了本专利申请保护的温度范围（500-550℃），导致其呈现较低的屈服强度（小于1250MPa）。另外，当低温时效时间低于5h时（如对比例3）和固溶处理后直接进行600℃的高温时效处理（如对比例4），也会导致其呈现较低的屈服强度（小于1250MPa）。
需要说明的是，在本文中，诸如术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。
尽管已经示出和描述了本发明的实施例，对于本领域的普通技术人员而言，可以理解在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实施例进行多种变化、修改、替换和变型，本发明的范围由所附权利要求及其等同物限定。
Claims (6)
1.一种将亚稳β钛合金强度提高至1400MPa以上的热处理方法，其特征在于，所述亚稳β钛合金材料的材质为Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-1Zr合金，所述方法包括以下步骤：
步骤1、将亚稳β钛合金材料加热至β转变点以下10℃~30℃进行固溶热处理，随后水淬至室温；
经过步骤1的所述固溶热处理及水淬后所述亚稳β钛合金材料的微观组织中，β晶粒平均尺寸75μm~85μm、初生α相平均尺寸2.1μm~3.6μm、初生α相含量1.4%~2.5%；
步骤2、将所述固溶热处理后的所述亚稳β钛合金材料加热至300℃保温100小时，进行低温时效热处理，随后水淬至室温；
经过步骤2的所述低温时效热处理及水淬后得到均匀弥散分布于β晶粒内的平均尺寸大于5nm的等温ω相；
步骤3、将所述低温时效热处理后的所述亚稳β钛合金材料加热至500℃~550℃，进行高温时效热处理，随后水淬至室温；
经过步骤3的所述高温时效热处理及水淬后得到均匀弥散分布于β晶粒内的平均长轴尺寸小于140nm、短轴尺寸小于55nm的针状次生α相。
2.根据权利要求1所述的将亚稳β钛合金强度提高至1400MPa以上的热处理方法，其特征在于：所述固溶热处理的保温时间大于或等于0.5小时。
3.根据权利要求1所述的将亚稳β钛合金强度提高至1400MPa以上的热处理方法，其特征在于：所述高温时效热处理的保温时间为2小时。
4.根据权利要求1所述的将亚稳β钛合金强度提高至1400MPa以上的热处理方法，其特征在于：所述热处理均在电阻炉内进行，气氛为真空或空气。
5.根据权利要求1所述的将亚稳β钛合金强度提高至1400MPa以上的热处理方法，其特征在于：所述热处理的加热方式均为到温装料。
6.根据权利要求1所述的将亚稳β钛合金强度提高至1400MPa以上的热处理方法，其特征在于：所述亚稳β钛合金材料在热处理前需要清洗去油污，并在热处理后需要去除表面氧化皮。
Priority Applications (1)
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| CN202310304872.6A CN116240478B (zh) | 2023-03-27 | 2023-03-27 | 将亚稳β钛合金强度提高至1400MPa以上的热处理方法 |
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Citations (4)
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|---|---|---|---|---|
| CN104726746A (zh) * | 2015-04-17 | 2015-06-24 | 西北有色金属研究院 | 一种高强亚稳定β型钛合金棒材及其制备方法 |
| CN110923598A (zh) * | 2019-12-05 | 2020-03-27 | 中国航发北京航空材料研究院 | 一种提高近β型或亚稳β型钛合金强韧性的热处理工艺 |
| CN111270102A (zh) * | 2020-03-25 | 2020-06-12 | 中国航空制造技术研究院 | 一种抗拉强度大于1450MPa的近β超高强钛合金及其制备方法 |
| CN112410697A (zh) * | 2020-10-23 | 2021-02-26 | 北京航空航天大学 | 一种基于纳米畴的高强韧钛合金热处理方法 |
-
2023
- 2023-03-27 CN CN202310304872.6A patent/CN116240478B/zh active Active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104726746A (zh) * | 2015-04-17 | 2015-06-24 | 西北有色金属研究院 | 一种高强亚稳定β型钛合金棒材及其制备方法 |
| CN110923598A (zh) * | 2019-12-05 | 2020-03-27 | 中国航发北京航空材料研究院 | 一种提高近β型或亚稳β型钛合金强韧性的热处理工艺 |
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Non-Patent Citations (2)
| Title |
|---|
| Effect of Heat Treatment Procedure on Mechanical Properties of Ti-15V-3Al-3Sn-3Cr Metastable b Titanium Alloy;Nihal Yumak等;《Journal of Materials Engineering and Performance》;第30卷(第2期);1066-1074 * |
| The effect of precursory a and u phase on microstructure evolution and tensile properties of metastable b titanium alloy;Ruixue Zhang等;《Journal of Materials Research and Technology》;第16卷;912-921 * |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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