CN109207892A - 一种变形双相钛合金的组织控制工艺 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种变形双相钛合金的组织控制工艺，本发明的工艺步骤如下：首先把双相钛合金锻态棒料加工成棒状，然后使用MTS万能试验机进行热拉伸处理，变形温度为900℃，变形速率为1mm/s，变形量为6％，达到预定变形量后即终止。然后进行两次退火处理，其具体方案如下：第一次退火温度为750‑850℃，保温30min，空冷；再进行一次480‑520℃的退火处理，保温2h，空冷。本发明工艺不仅可获得均匀、稳定、等轴化的α+晶间β双相组织，使双相钛合金材料具有优良的强韧综合性能。还解决了双相钛合金在变形后产生的加工硬化，延伸率低，塑韧性差的问题。

Description

一种变形双相钛合金的组织控制工艺

技术领域

本发明涉及一种钛合金的组织控制工艺，特别是一种变形双相钛合金的组织控制工艺。

背景技术

钛合金丝具有耐蚀、比强度高、无磁性的优点，综合性能远远优于不锈钢和铝合金等其他金属材料，被广泛的应用于医药卫生、航空航天等领域。由于钛合金具有屈强比高，弹性模量低，变形抗力大的特点，大部分钛合金丝的生产需要在高温下进行。在钛丝热拉拔生产中，拉拔工艺对产品质量有重要影响，为获得综合性能良好的双相钛合金组织，对热拉拔工艺和组织控制的研究有重要意义。

钛合金的组织是决定其性能的主要因素，而组织形态又取决于对合金进行的热处理工艺。根据钛合金在室温时的显微组织，大致可以分为α型、α+β型和β型三类。其中应用最为广泛的为α+β型双相钛合金，其中α稳定元素Al是基本组元，可以保证合金在常温及高温下的性能。β稳定元素V赋予合金热处理强化能力，并可改善塑性。V是β同晶型元素，不存在共析反应，组织稳定性较好。V的另一个作用是可以减少Ti-Al系合金形成α次生相的危险以及减少Al的偏析。

双相钛合金中，初生等轴α相对材料的塑性和强度有很大的贡献，等轴α相晶粒存在，可以起到变形协调的作用。所以在实际生产中，应当考虑到控制等轴α相的含量，来控制双相钛合金的性能。双相钛合金的退火组织为典型的α+β两相合金，其特点是具有良好的综合力学性能，强度高，可进行热处理强化，热加工性能好，并在中等温度下有较好的耐热性，但组织稳定性较差，因此，提高其组织稳定性具有重要意义。

发明内容

本发明的目的在于，提供一种变形双相钛合金的组织控制工艺。本发明工艺不仅可获得均匀、稳定、等轴化的α+晶间β双相组织，使双相钛合金材料具有优良的强韧综合性能。还解决了双相钛合金在变形后产生的加工硬化，延伸率低，塑韧性差的问题。

本发明的技术方案：一种变形双相钛合金的组织控制工艺，将双相钛合金锻态棒料加工成棒状后，依次进行热拉伸处理和退火处理，即可。

前述的变形双相钛合金的组织控制工艺中，所述的热拉伸处理是；使用MTS万能试验机进行热拉伸处理，变形温度为900℃，变形速率为1mm/s，变形量为6％，达到预定变形量后即终止。

前述的变形双相钛合金的组织控制工艺中，所述的退火处理是；退火处理2次。

前述的变形双相钛合金的组织控制工艺中，第一次退火温度为750-850℃，保温30min，空冷。

前述的变形双相钛合金的组织控制工艺中，第二次退火温度为480-520℃，保温2h，空冷。

前述的变形双相钛合金的组织控制工艺中，所述合金的组成元素为Ti、Al、V、Fe、C、Si、Mo、Ni、Cr和B。

前述的变形双相钛合金的组织控制工艺中，所述合金中各成分质量百分比为Al5.42％、V 4.29％、Fe 0.08％、C 0.06％、Si 0.07％、Mo 0.015％、Ni 0.01％、Cr 0.004％、B 0.002％、余量为Ti。

钛合金的性能主要取决于其显微组织，而合金的显微组织又取决于对合金进行的热处理工艺。合理的工艺步骤及工艺参数不仅使材料成形，更重要的是获得理想组织和性能，以充分发挥材料的内在潜力。申请人对变形双相钛合金的组织控制工艺进行长期的大量的研究，由于退火可消除材料在变形过程中产生的加工硬化和内应力，使合金内部组织变得均匀、稳定，并在室温下具有良好的塑韧性。因此申请人考虑对本发明钛合金热拉伸处理后，再进行退火处理。根据常识可知，各种退火处理几乎都需要经过将合金缓慢加热到一定温度，保持足够时间，然后以适宜速度冷却。这些步骤是退火处理工艺中必不可少的基本手段，同时，任何退火处理工艺都必须以本领域的基本理论为依据而不可能违背其基础理论，对于不同的个体产品而言，其技术难点以及创造性就体现在对个体产品的具体工艺参数及细节的筛选上。因此，为使最终得到的钛合金组织稳定性最好，需要申请人进行大量的试验研究以确定最佳的退火次数、每次退火温度、保温时间以及冷却方式。申请经过大量的试验研究后发现，按照本发明工艺步骤(热拉伸处理)再配合本发明工艺步骤(变形温度、变形速率、变形量、退火次数、每次退火温度，保温时间以及冷却方式)对双相钛合金进行处理，不仅可获得均匀、稳定、等轴化的α+晶间β双相组织，使双相钛合金材料具有优良的强韧综合性能。还解决了双相钛合金在变形后产生的加工硬化，延伸率低，塑韧性差的问题。

综上所述，与现有技术相比，本发明工艺不仅可获得均匀、稳定、等轴化的α+晶间β双相组织，使双相钛合金材料具有优良的强韧综合性能。还解决了双相钛合金在变形后产生的加工硬化，延伸率低，塑韧性差的问题。

附图说明：

图1为900℃热变形后未经退火的双相钛合金显微组织：其中(a)500倍；(b)1000倍；

图2为不同退火工艺对热变形后双相钛合金显微组织的影响：其中(a)750℃；(b)750℃+500℃；(c)800℃；(d)800℃+500℃；(e)850℃；(f)850℃+500℃；

图3为热变形双相钛合金经不同温度第二次退火后的显微组织：其中(a)800℃+480℃；(b)800℃+500℃；(c)800℃+520℃。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

实施例1：

双相钛合金成分质量百分比为：Al：5.42％、V：4.29％、Fe：0.08％、C：0.06％、Si：0.07％、Mo：0.015％、Ni：0.01％、Cr：0.004％、B：0.002％、余量为Ti。

把以上成分的双相钛合金锻态棒料加工成棒状，使用MTS万能试验机进行热拉伸处理，变形温度为900℃，变形速率为1mm/s，变形量为6％，达到预定变形量后即终止。

本实施例的双相钛合金的显微组织参见图1，热拉伸变形后的双相合金的微观组织主要由长条状初生α相，层片状次生α相以及少量β相组成。与原样的微观组织相比，α相沿拉伸方向变扁，拉长，由于处于再结晶温度附近，长条状初生α相除了沿拉伸方向拉长或者弯曲，还发生了一定程度的动态再结晶，但并不明显，有少量等轴α组织出现。

实施例2：

将实施例1处理的变形后进行两次退火处理。

第一次退火温度分别为750℃，800℃，850℃，均保温30min，空冷。

本实施例的热变形双相钛合金力学性能参见表1，可以看出，材料的强度随着退火温度的增加，有明显下降的趋势且下降幅度较大，750℃退火时，抗拉强度可以达到770.9Mpa，而温度升高到850℃时，抗拉强度下降到703.1Mpa。片层α相厚度的增加会导致塑性的增大，所以随着第一次退火温度的增加，材料的强度降低而塑性增加。

表1第一次退火工艺对高温变形双相钛合金力学性能的影响

。

实施例3：

第二次退火在第一次退火工艺的基础上再进行500℃退火，保温2h，空冷；

实施例2、3的热变形双相钛合金显微组织参见图2，由于变形后的双相钛合金中有大量的晶格畸变能，在第一次退火热处理时，次生α条形核较多，交错排列(图2(a)、(c)、(e))，经过热拉伸拉长的组织(图1(b))开始变短并长大，而且还有大量变形组织存在。第一次退火热处理温度为750℃时，组织尺寸较小，均匀性较差，这可能是由于局部变形不均匀引起的。随着第一次退火热处理温度的升高，片层组织的厚度明显增大，大小较为均匀(图2(c)、(e))，较低退火温度下组织尺寸的不均匀性也随着退火温度的升高而消失。

图2(b)、(d)、(f)是第二次退火热处理后的双相钛合金显微组织。由图可知，经过两次退火后，材料内部析出次生α相数量增多，尺寸增大，残留的变形组织也转变为短粗状α片状，使组织得到一定程度的等轴化。随着第第一次退火温度的升高，初生α相尺寸有所增加，并且析出的次生α相数量增多，尺寸增大，和初生α相连成一片，得到典型的等轴α+晶间β组织。

实施例4：

选取第一次退火温度为800℃的工艺后分别再进行480℃，500℃，520℃的退火处理，保温2h，空冷。

本实施例的热变形双相钛合金的显微组织参见图3，经过两次退火后，材料内部的组织都是等轴α相+晶间β组织，而且随着第第二次退火温度的升高，α相尺寸逐渐增大，晶粒较为粗大。

实施例3、4的热变形双相钛合金力学性能参见表2，可以看出，与第一次退火热处理后的性能相比，经过第二次退火后材料的强度稍微有所降低，而塑性有很大的提升。750℃退火时，抗拉强度可以达到770.9Mpa，伸长率与断面收缩率为5.8％、10.9％，而经过500℃的第二次退火后，抗拉强度下降到531Mpa，伸长率与断面收缩率增加到10.86％、15.69％。随着第第一次与第第二次退火温度的升高，屈服强度呈现下降趋势而伸长率与断面收缩率明显增加。由之前的显微组织分析中可知，第二次热处理后初生α相尺寸有所增加，并且析出的次生α相数量增多，尺寸增大，和初生α相连成一片，得到典型的等轴α+晶间β组织，残留的变形组织转变为短粗状α片使组织得到一定程度的等轴化。所以第二次退火后，材料的强度降低，塑性升高。但是随着第第一次与第第二次退火温度的升高，次生α相尺寸逐渐增大，晶粒较为粗大，材料的强度降低而塑性增加。

表2第二次退火工艺对高温变形双相钛合金力学性能的影响

Claims (7)

1.一种变形双相钛合金的组织控制工艺，其特征在于：将双相钛合金锻态棒料加工成棒状后，依次进行热拉伸处理和退火处理，即可。

2.如权利要求1所述的变形双相钛合金的组织控制工艺，其特征在于：所述的热拉伸处理是；使用MTS万能试验机进行热拉伸处理，变形温度为900℃，变形速率为1mm/s，变形量为6％，达到预定变形量后即终止。

3.如权利要求1所述的变形双相钛合金的组织控制工艺，其特征在于：所述的退火处理是；退火处理2次。

4.如权利要求3所述的变形双相钛合金的组织控制工艺，其特征在于：第一次退火温度为750-850℃，保温30min，空冷。

5.如权利要求3所述的变形双相钛合金的组织控制工艺，其特征在于：第二次退火温度为480-520℃，保温2h，空冷。

6.如权利要求1-5中任一项所述的变形双相钛合金的组织控制工艺，其特征在于：所述合金的组成元素为Ti、Al、V、Fe、C、Si、Mo、Ni、Cr和B。

7.如权利要求6所述的变形双相钛合金的组织控制工艺，其特征在于：所述合金中各成分质量百分比为Al 5.42％、V 4.29％、Fe 0.08％、C 0.06％、Si 0.07％、Mo 0.015％、Ni0.01％、Cr 0.004％、B 0.002％、余量为Ti。