一種提高兩相鈦合金損傷容限性能的熱處理工藝的製作方法

2023-05-31 14:59:01 3

專利名稱：：一種提高兩相鈦合金損傷容限性能的熱處理工藝的製作方法
技術領域：
：本發明涉及一種獲得高損傷容限性能的兩相鈦合金熱處理工藝，其特徵在於，通過調整熱處理制度，獲得一種新型的微觀組織，在該組織中片層a相具有兩種形貌粗大的a片層和細小的次生a片層。
背景技術：
：國際上近期鈦合金髮展重點向兩個方向轉移，一是由性能驅動轉變為成本驅動，另一方面是由合金化途徑轉變為形變熱處理工藝途徑來滿足要求。為了適應現代飛機強度按損傷容限設計準則設計，國際上十分重視發展有高斷裂初性和慢裂紋擴展速率的損傷容限型鈦合金。通常情況下，近a型和(a+e)型鈦合金，採用不同的變形、熱處理工藝可以獲得等軸、雙態、魏氏和網籃四種不同組織，其中損傷容限性能最好的是魏氏組織，其組織特徵參數是較大的原始0晶粒、清晰的晶界a相和a集束，以及在a片層之間分布的P片層。在原始P晶粒不十分粗大的情況下，魏氏組織的室溫拉伸強度與其它類型的組織相差不多，但塑性稍差；其主要優點是斷裂韌性高和疲勞裂紋擴展速率慢，原因有二一是晶界a的存在，使得晶間斷裂比例減小；二是魏氏組織中，裂紋往往沿a/0界面擴展，因各集束取向不同，使裂紋擴展至集束邊界後，繼續擴展受到另一位向a集束的阻礙而被迫改變方向。這樣，裂紋擴展遇到不同位向的a集束時，就要經常改變方向，使擴張展路徑曲折，增加了分枝及裂紋的總長度，從而吸收更多的能量，降低裂紋擴展速率，提高了斷裂韌性，改善了合金的損傷容限性能。當近a型或兩相鈦合金變形開始和終了溫度都在P相區，變形量又不大(一般小於50%)時，或將合金加熱到P相區後較慢冷卻時，都將得到魏氏組織。對兩相鈦合金而言，從3相區以較慢冷卻速率降溫的過程，由於原始晶界處原子排列混亂，相變驅動力大，a相優先在P晶界形核，沿原始晶界形成連續的a相，在隨後的冷卻過程中，a相或在這些存在的連續的a層上形核，或在e晶界上形核，並按照Burgers關係平行向P晶粒內部長大，形成所謂的a集束，直到遇到其它晶界上形成的具有不同位向的集束，生長才會停止，這個過程稱為均勻形核和長大。在一個a集束內，單個的a片被殘留的e基體分開，通常稱這種e基體為片層e相。隨冷卻速率降低，形成的a片厚度和長度增大，a集束尺寸也增大。鈦合金片層組織的主要特徵是片狀a相之間分布有薄層的P相，這層P相往往成為裂紋萌生和擴展的地方，降低合金的塑性和抗裂紋能力。
發明內容本發明的目的是提供一種提高(a+p)型鈦合金損傷容限性能的熱處理方法，利用本發明所得的組織不僅大大降低了疲勞裂紋擴展速率、提高合金的斷裂韌性，而且強度水平與普通處理的魏氏組織相當。為了實現上述發明的目的，本發明採取以下的技術方案一種提高兩相鈦合金損傷容限性能的熱處理工藝，將兩相鈦合金在相變點以上55(TC條件下進行第一次熱處理，第一次熱處理的保溫時間為t(min)=SmaxxX，其中，S麗(mm)為進行熱處理工件的最大截面厚度，X為加熱係數，為0.51.5，第一次熱處理後以21000°C/min速率冷卻至室溫；然後再將兩相鈦合金在相變點以下5100'C條件下進行第二次熱處理，第二次熱處理的保溫時間為t(min)=SmaxxX，其中，S隨(mm)為進行熱處理工件的最大截面厚度，X為加熱係數，為1.03.0，第二次熱處理後以1005000°C/min速率冷卻為至室溫。在上述熱處理工藝中，首先在相變點以上55(TC預熱，爐溫達到預定溫度後計算保溫時間，保溫時間t(min)=SmaxxX，S匿(mm)為鍛件或構件的最大截面厚度，X為加熱係數，一般取為0.51.5，保證鍛件或構件熱透為準，根據一般所使用的兩相鈦合金的鍛件或構件的截面厚度，保溫時間定在半小時至4小時，可以保證鍛件或構件熱透；原始p晶粒尺寸在12090(Him;保溫後以21000°C/min速率冷卻至室溫，此次降溫冷卻速率不可過高，使得形成的a集束尺寸過小，容易造成損傷容限性能降低；然後，將爐溫升至相變點以下5100°C，保證|3相含量不小於20%~40%，預熱，保溫，保溫時間計算同上述一致，加熱係數取為1.03.0，保證工件熱透，並在該溫度下兩相比例達到平衡狀態；保溫後冷卻，冷卻速率為1005000°C/min，此次降溫速率不可過慢，否則容易造成析出的次生Ct相含量減少或消失，不利於提高合金的損傷容限性能；經過上述處理的鍛件或構件，對尺寸較大的需要蠕變校形的工件，還需進行第三次熱處理，但處理溫度，一定保證低於第二次處理溫度200300°C，防止次生a相形貌受到影響。在進行第三次熱處理中，對所述的鈦合金在低於第二次處理溫度20030(TC條件下進行第三次熱處理，第三次熱處理時間為半小時至4小時，第三次熱處理後以100500(TC/min速率冷卻為至室溫。本發明的提高兩相鈦合金損傷容限性能的熱處理工藝的要點是通過(3相區熱處理後，打破常規方法，在兩相區中上部增加一級熱處理。由於0相轉變為a相的過程容易進行，相變阻力及所需過冷度均很小，從理論上初步認為，鈦進行同素異構轉變時，相的比容變化的理論計算僅為鐵的同素異構轉變的五十分之一，相變阻力很小，不足以使新相大量形核；另外，鈦進行同素異構轉變時，各相之間又具有嚴格的晶體學取向關係和強烈的組織遺傳性。因此，本發明考慮通過熱處理的方法，在這些P片層處析出細小的次生a相，強化0相，增加裂紋擴展阻力。為確保e相中析出次生a相，必須保證3相具有一定的厚度。由於冷卻速率並不能調整平衡態a/3相比例，因此，根據相圖分析，需要在獲得片層組織熱處理制度的基礎上，增加一次(a+p)相區退火，退火溫度的高低可以調整P相的厚度，隨後的冷卻速率決定析出次生a相的尺寸。在這種組織中，片狀a呈現兩種分布狀態大的a片和細小板條狀次生a相。本發明涉及一種獲得高損傷容限性能的兩相鈦合金熱處理工藝，通過調整熱處理制度，獲得一種新型的微觀組織，在該組織中片層a相具有兩種形貌粗大的a片層和細小的次生a片層。本發明技術方案利用先在P相區加熱，再兩相區加熱，並採用控制冷卻速率的方法，獲得具有兩種形貌a片層的高損傷容限性能組織，即在保持較少損失強度的前提下，使合金塑性有所提高，大大提高合金的斷裂韌性，降低疲勞裂紋擴展速率。本發明的熱處理工藝製成的新型的兩相鈦合金顯微組織類型，即在顯微組織中存在有完整的a晶界、大的a片層組織、a集束和細小的次生a相。即在鈦合金的顯微組織中，其魏氏組織的a片層之間析出了細小的次生a相。本發明的熱處理工藝的優點是本發明的熱處理工藝所得組織與常規的P處理所得魏氏組織相比，強度基本保持相當，並具有以下優點改善和提高了合金的塑性，在一定程度上解決了魏氏組織塑性較低的難題，大大提高了合金的斷裂韌性和衝擊值，降低了合金疲勞裂紋擴展速率，具有更好的損傷容限性能。可以用來製造鈦合金結構件等半成品及零件。下面通過具體實施方式結合附圖對本發明做進一步說明，但並不意味著對本發明保護範圍的限制。圖1為對50tnm厚板常規魏氏組織與本發明熱處理工藝所得組織疲勞裂紋擴展速率比較圖2為對80mm厚板常規魏氏組織與本發明熱處理工藝所得組織疲勞裂紋擴展速率比較圖3為對TA15棒材常規魏氏組織與本發明熱處理工藝所得組織疲勞裂紋擴展速率比較圖。圖4為本發明熱處理工藝所得顯微組織，a相有兩種存在狀態大的片層a相和大的片層組織間的細小次生a相。具體實施例方式本發明的提高鈦合金損傷容限性能熱處理工藝，在較少或沒有損失強度的前提下，降低合金中疲勞裂紋擴展速率和提高斷裂韌性，現結合試驗測試結果，說明該工藝的具體實施方式。實施例1本發明的熱處理工藝對TA15合金50mm厚板損傷容限性能的提咼TA15鈦合金鍛件，相變點為97(TC，採用a+(3相區鍛造，相變點以上3(TC加熱，保溫1小時，原始卩晶粒尺寸約為600pm，保溫後以500°C/min冷卻速率冷卻至室溫；然後，在相變點以下5(TC保溫2小時，p相含量約為20%，以2000。C/min速率冷卻至室溫。上述熱處理工藝處理後的性能如表1所示，da/dN曲線如圖1所示，在圖1中，新型熱處理組織為本發明熱處理工藝所得組織。從表1和圖1可以看出，經過本發明的熱處理工藝處理後，合金的強度稍有降低，塑性有所提高，而斷裂韌性、衝擊值得到了大幅度的提高，Ktc達到130140MPa.m1/2，衝擊值也高達6570J/cm2,當AK^30MPa.m^時，相對常規魏氏組織，也大大降低了疲勞裂紋擴展速率。實施例1所得顯微組織如圖4所示，在圖4中，a相有兩種存在狀態大的片層a相和大的片層組織間的細小次生a相。在0片層處析出細小的次生a相，強化P相，增加裂紋擴展阻力，因此，本發明的鈦合金在保持較少損失強度的前提下，使合金塑性有所提高，大大提高合金的斷裂韌性，降低疲勞裂紋擴展速率。表1TA15合金50mrn厚板常規魏氏組織與本發明熱處理工藝所得組織性能比較表。表1tableseeoriginaldocumentpage7實施例2本發明的熱處理工藝對TA15合金80mm厚板損傷容限性能的提高實施例2除TA15鈦合金的板厚、第一次熱處理和第二次熱處理的時間不同於實施例1夕卜，其餘的均和實施例1相同。其中，實施例2中所用的TA15鈦合金的板厚為80mm，第一次熱處理的時間為1.5小時，第二次熱處理的時間為2.5小時。經本發明的熱處理後的性能與J3處理魏氏組織性能比較情況如表2所示，疲勞裂紋擴展擬合曲線如圖2所示，在圖2中，新型熱處理組織為本發明熱處理工藝所得組織。從表2和圖2可以看出，經過本發明的熱處理工藝處理後，相對常規魏氏組織，不僅提高了TA15合金的斷裂韌性，合金的疲勞裂紋擴展速率大大降低。表2TA15合金80mm厚板常規魏氏組織與本發明熱處理工藝所得組織性能比較表。表2tableseeoriginaldocumentpage8實施例3本發明的熱處理工藝對TA15合金棒材損傷容限性能的提高實施例3除用TA15鈦合金棒材代替50mm厚的TA15鈦合金板材、及第一次熱處理和第二次熱處理的時間不同於實施例1夕卜，其餘的均和實施例1相同。其中，實施例3中所用的TA15鈦合金棒材的直徑為70mm，第一次熱處理的時間為1.5小時，第二次熱處理的時間為2.5小時。TA15合金棒材經本發明熱處理後所得組織的性能與(3處理魏氏組織性能比較情況如表3所示，疲勞裂紋擴展擬合曲線如圖3所示，在圖3中，新型熱處理組織為本發明熱處理工藝所得組織。從表3和圖3可以看出，經過本發明的熱處理工藝處理後，相對常規魏氏組織，不僅提高了TA15合金的斷裂韌性，合金的疲勞裂紋擴展速率大大降低。表3TA15合金棒材常規魏氏組織與本發明熱處理工藝所得組織性能比較表。表3tableseeoriginaldocumentpage9對比實施例1、2和3測試結果可知，本發明熱處理不僅提高了TA15合金的斷裂韌性，而且也使得合金的疲勞裂紋擴展速率大大降低，特別是對80mm厚板和070mm棒材，經本發明熱處理後，其疲勞裂紋擴展速率接近於40mm厚板。權利要求1、一種提高兩相鈦合金損傷容限性能的熱處理工藝，其特徵在於將兩相鈦合金在相變點以上5～50℃條件下進行第一次熱處理，第一次熱處理的保溫時間為t(min)＝δmax×λ，其中，δmax(mm)為進行熱處理工件的最大截面厚度，λ為加熱係數，為0.5～1.5，第一次熱處理後以2～1000℃/min速率冷卻至室溫；然後再將兩相鈦合金在相變點以下5～100℃條件下進行第二次熱處理，第二次熱處理的保溫時間為t(min)＝δmax×λ，其中，δmax(mm)為進行熱處理工件的最大截面厚度，λ為加熱係數，為1.0～3.0，第二次熱處理後以100～5000℃/min速率冷卻為至室溫。2、根據權利要求1所述的提高兩相鈦合金損傷容限性能的熱處理工藝，其特徵在於對所述的鈦合金在低於第二次處理溫度20030(TC條件下進行第三次熱處理，第三次熱處理時間為半小時至4小時，第三次熱處理後以100500(TC/min速率冷卻為至室溫。3、一種用權利要求1或2熱處理工藝製成的鈦合金，其特徵在於在所述的鈦合金的顯微組織中，其魏氏組織的a片層之間析出了細小的次生a相。全文摘要一種提高兩相鈦合金損傷容限性能的熱處理工藝，將兩相鈦合金在相變點以上5～50℃條件下進行第一次熱處理，第一次熱處理的保溫時間為t(min)＝δmax×λ，其中，δmax(mm)為工件的最大截面厚度，λ為0.5～1.5，第一次熱處理後以2～1000℃/min速率冷卻至室溫；然後再將兩相鈦合金在相變點以下5～100℃條件下進行第二次熱處理，第二次熱處理的保溫時間為t(min)＝δmax×λ，δmax(mm)為工件的最大截面厚度，λ為1.0～3.0，第二次熱處理後以100～5000℃/min速率冷卻為至室溫。本發明的熱處理工藝與常規魏氏組織熱處理工藝相比，可以提高合金的塑性，在一定程度上解決了魏氏組織塑性較低的難題，同時大大提高了合金的斷裂韌性和衝擊值，降低了疲勞裂紋擴展速率，可以用來製造鈦合金結構件等半成品及零件。文檔編號C22F1/18GK101353772SQ20071011943公開日2009年1月28日申請日期2007年7月24日優先權日2007年7月24日發明者洋於,葉文君,惠松驍,李士凱,熊柏青申請人:北京有色金屬研究總院