一种具有梯度结构显微组织的钛合金及其制备方法与流程

1.本发明涉及合金技术领域，尤其涉及一种具有梯度结构显微组织的钛合金及其制备方法。


背景技术：

2.近年来，ti
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55531等亚稳β钛合金引起了研究人员的关注，因为其具有较低密度的同时还具有超过1200mpa的强度，目前已经应用于波音
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787和空客a
‑
380等大型客机的主起落架等大厚度结构件。
3.众所周知，合金的显微组织是决定合金性能的关键因素。均匀片层组织是ti
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55531合金等亚稳β钛合金的一种典型结构，均匀片层组织由均匀分布的α片层组成，α片层分布在β基体上，这种片层组织的钛合金可以获得很高的强度，但是合金的塑性通常很差(通常低于6％)。均匀片层组织合金低塑性的原因主要是细小α相变形困难，并且β晶界处强度低，材料容易在β晶界断裂。ti
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55531合金的另一种典型组织为双态组织，双态组织的特点是由球形初生α相和较均匀的片层次生α相组成，故称为双态组织。这种组织通过引入球形的初生α相，来提升材料塑性，但是一定程度上牺牲了材料的强度。原因是球形初生α强度低，并且球形初生α相和β基体界面强度弱，材料容易在此断裂。
4.因此，目前来说，钛合金的强塑性匹配依然是需要解决的问题。


技术实现要素：

5.有鉴于此，本发明提供了一种具有梯度结构显微组织的钛合金及其制备方法。本发明首次在钛合金中调控出了两种区别于现有显微组织的全新梯度组织，能够显著提升钛合金的综合性能，所得钛合金的强度和塑性匹配良好。
6.为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
7.一种具有梯度结构显微组织的钛合金的制备方法，包括以下步骤：
8.将亚稳β型钛合金依次进行固溶处理、保温处理和时效处理，得到具有梯度结构显微组织的钛合金；
9.所述固溶处理的温度为亚稳β型钛合金的α/β转变温度以下20～100℃，时间为30～120min；
10.所述保温处理的温度为亚稳β型钛合金的α/β转变温度以上30～100℃，所述保温处理的保温时间小于等于1.5min或大于1.5min小于等于10min；所述保温时间自亚稳β型钛合金的温度升温至保温处理的温度时开始计；
11.当所述保温时间为小于等于1.5min时，所述梯度结构显微组织为梯度三态组织，当所述保温时间大于1.5min小于等于10min时，所述梯度结构显微组织为梯度片层组织。
12.优选的，所述保温处理包括：将固溶处理后的钛合金直接置于所述保温处理的温度下，钛合金升温至保温处理的温度时，开始计算保温时间。
13.优选的，所述钛合金升温至保温处理的温度的升温速率为200～2000℃/min。
14.优选的，所述时效处理的温度为400～680℃，时间为60～600min。
15.优选的，所述亚稳β型钛合金为ti
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55531合金、ti
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1023合金或β
‑
21s合金。
16.优选的，所述亚稳β型钛合金的制备方法包括以下步骤：
17.将钛合金原料混合进行熔炼铸造和表面扒皮，得到钛合金铸件；
18.将所述钛合金铸件依次进行开坯锻造和α/β两相区锻造，得到亚稳β型钛合金；
19.所述开坯锻造的温度为亚稳β型钛合金α/β转变温度以上100～200℃；所述α/β两相区锻造的亚稳β型钛合金α/β转变温度以下20～100℃。
20.优选的，所述熔炼铸造中的熔炼方法为真空自耗熔炼，所述真空自耗熔炼的次数至少为3次。
21.优选的，所述α/β两相区锻造的次数至少为3次。
22.本发明还提供了上述方案所述制备方法制备的具有梯度结构显微组织的钛合金，所述梯度结构显微组织为梯度片层组织或梯度三态组织；所述梯度片层组织由粗细结合的α片层组成；所述梯度三态组织由初生α相、超细α相和粗α相组成。
23.本发明提供了一种具有梯度结构显微组织的钛合金的制备方法，包括以下步骤：将亚稳β型钛合金依次进行固溶处理、保温处理和时效处理，得到具有梯度结构显微组织的钛合金；所述固溶处理的温度为亚稳β型钛合金的α/β转变温度以下20～100℃，时间为30～120min；所述保温处理的温度为亚稳β型钛合金的α/β转变温度以上30～100℃，保温时间小于等于1.5min或大于1.5min小于等于10min；所述保温处理的时间自亚稳β型钛合金的温度升温至保温处理的温度时开始计。发明人在cu(铜)合金的研究中发现，如果在合金显微组织中形成粗晶粒和细晶粒结合的梯度材料，则能实现材料强度塑性的良好匹配。基于此，结合钛合金中α片层的形成机理，通过设计巧妙的三步热处理方案，在钛合金中首次调控出了两种区别于当前显微组织的全新梯度组织，具体为：
24.第1种是当保温处理时间大于等于1.5min小于10min时，得到区别于现有均匀片层组织的梯度片层组织，其组织特点是：由粗细结合的α片层组成，其中，在晶界处形成超细α片层，可以强化晶界，晶内形成粗的α片层，可以增加变形能力(粗的α片层比细的α片层更容易变形)。与现有的均匀片层组织相比，具有梯度片层组织的钛合金可实现强度和塑性的同时提升。
25.第2种是当保温时间为小于等于1.5min时，得到的区别于现有双态组织的梯度三态组织，其组织特点是：由球形初生α相、超细α相和较粗α相组成，超细α相分布在球形α相和β基体界面处，可以强化界面。与常规的双态组织相比，具有梯度三态组织的钛合金强度可提升10％左右，塑性虽然稍有下降，但也能保持在6.9％以上。
26.本发明还提供了上述方案所述制备方法制备的具有梯度结构显微组织的钛合金。本发明提供的具有梯度结构显微组织的钛合金强度和塑性匹配良好，综合性能优异。
附图说明
27.图1为本领域常规热处理工艺和本发明的三步热处理工艺的示意图；
28.图2为实施例1中时效处理前，双态组织、梯度三态组织、梯度片层组织和均匀片层组织的显微组织图；
29.图3为实施例1中时效处理后，所得双态组织、梯度三态组织、梯度片层组织和均匀
片层组织钛合金的显微组织图。
具体实施方式
30.本发明提供了一种具有梯度结构显微组织的钛合金的制备方法，包括以下步骤：
31.将亚稳β型钛合金依次进行固溶处理、保温处理和时效处理，得到具有梯度结构显微组织的钛合金。
32.本发明对所述亚稳β型钛合金的种类没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的亚稳β型钛合金即可，在本发明的具体实施例中，所述亚稳β型钛合金优选为ti
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55531钛合金、ti
‑
1023合金或β
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21s合金，所述ti
‑
55531钛合金的成分为ti
‑
5al
‑
5mo
‑
5v
‑
3cr
‑
1zr，所述ti
‑
55531钛合金的α/β转变温度为840℃；所述ti
‑
1023合金的成分为ti
‑
10v
‑
2fe
‑
3al，α/β转变温度为785℃，所述β
‑
21s合金的成分为ti
‑
15mo
‑
2.7nb
‑
3al
‑
0.2si，α/β转变温度为810℃。
33.在本发明中，所述亚稳β型钛合金的制备方法优选包括以下步骤：
34.将钛合金原料混合进行熔炼铸造和表面扒皮，得到钛合金铸件；
35.将所述钛合金铸件依次进行开坯锻造和α/β两相区锻造，得到亚稳β型钛合金。
36.在本发明中，熔炼铸造中的熔炼方法为真空自耗熔炼，所述真空自耗熔炼的次数优选至少为3次；所述α/β两相区锻造的次数优选至少为3次，即至少进行三拔三锻；所述开坯锻造的温度为亚稳β型钛合金α/β转变温度以上100～200℃，更优选为亚稳β型钛合金α/β转变温度以上130～150℃；所述α/β两相区锻造的亚稳β型钛合金α/β转变温度以下20～100℃，更优选为α/β两相区锻造的亚稳β型钛合金α/β转变温度以下30～60℃。本发明对上述制备过程中的其他条件和具体操作方法没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的条件，能够得到亚稳β型钛合金即可。
37.得到亚稳β型钛合金后，本发明将亚稳β型钛合金进行固溶处理。在本发明中，所述固溶处理的温度优选为亚稳β型钛合金的α/β转变温度以下20～100℃，更优选为α/β转变温度以下30～80℃，所述固溶处理的时间优选为30～120min，更优选为50～100min，所述固溶处理的时间自钛合金置于固溶处理温度下时开始计算；在本发明的具体实施例中，所述固溶处理具体为：将亚稳β型钛合金置于固溶处理的温度下处理30～120min，之后迅速冷却至室温，冷却后即完成固溶处理的过程；所述冷却的方式优选为空冷或水冷，更优选为空冷。在固溶处理过程中，合金中产生球形初生α相，显微组织由球形初生α相和β基体组成。
38.固溶处理完成后，本发明将固溶处理后的钛合金进行保温处理。在本发明中，所述保温处理的温度为亚稳β型钛合金的α/β转变温度以上30～100℃，优选为亚稳β型钛合金的α/β转变温度以上50～80℃；所述保温处理的保温时间优选小于等于1.5min或大于1.5min小于等于10min，更优选为0.5～1.5min或2～10min，进一步优选为0.8～1min或2～5min；所述保温处理的时间自固溶处理后的亚稳β型钛合金的温度升温至保温处理的温度时开始计。
39.在本发明中，所述保温处理具体是将固溶处理后的钛合金直接置于保温处理的温度下，钛合金升温至保温处理的温度时，开始计算保温时间。在本发明中，所述钛合金的升温速率优选为200～2000℃/min，更优选为500～2000℃/min，进一步优选为1000～1800℃/min。具体的，根据钛合金尺寸的不同，其升温速率也存在差异，若钛合金的尺寸较大，则其
升温速率较慢，若尺寸较小，则升温速率较快，在本发明的具体实施例中，钛合金的升温速率越快越好。具体的，本发明实施例中使用的亚稳β型钛合金尺寸为68mm*10mm*3mm，将其置于保温处理温度下后，其升温速率可达到1000℃/min，在1min内即可升温至保温处理的温度，然后再开始计算保温时间，即，若在保温处理温度下的总处理时间为2min，除去钛合金升温的时间(1min左右)，剩余时间为上述方案所述的保温时间；若亚稳β型钛合金尺寸增大，其升温速率会降低，当其升温速率为200℃/min，且保温处理的温度为900℃时，若保温处理温度下的总处理时间为6min，则除去钛合金的升温时间(4.5min)，保温时间为1.5min。
40.达到保温时间后，本发明优选将钛合金迅速冷却至室温；所述冷却的方式优选为空冷或水冷，更优选为空冷。
41.保温处理完成后，本发明将保温处理后的钛合金进行时效处理，得到具有梯度结构显微组织的钛合金。在本发明中，所述时效处理的温度优选为400～680℃，更优选为500～650℃，所述时效处理的时间优选为60～600min，更优选为120～540min，所述时效处理的时间自钛合金置于时效处理温度下时开始计算。
42.时效处理完成后，本发明优选将钛合金迅速冷却至室温；所述冷却的方式优选为空冷或水冷，更优选为空冷。
43.在本领域中，常规的均匀片层组织和双态组织均是通过固溶、时效两步热处理得到，热处理工艺如图1中(a)所示，具体的，常规均匀片层组织的热处理方法为：将亚稳β型钛合金在α/β转变温度以上20～100℃固溶处理20～120min，然后在400～680℃时效处理60～600min；常规的双态组织的热处理方法为：将亚稳β型钛合金在α/β转变温度以下20～100℃固溶处理20～120min，然后在400～680℃时效处理60～600min。
44.和传统的热处理工艺相比，本发明在固溶处理后，增加了保温处理的步骤，并且根据保温时间的不同得到了两种不同的梯度结构显微组织，本发明的热处理工艺如图1中(b)所示，常规组织和梯度组织热处理方案的差别主要在步骤2(即保温处理)中，其特点是，1.升温速度要快(越快越好)；2.保温时间短(梯度三态组织的保温时间小于等于1.5min，梯度片层组织的保温时间大于1.5min小于等于10min)。本发明结合钛合金发生显微结构相转变的原理，设计了本发明的三步热处理方案，得到了梯度结构显微组织，具体的设计原理如下：
45.发明人发现，固溶处理后钛合金的显微组织球形初生α相和β基体组成，当合金快速升温到α/β转变温度以上，球形初生α会发生溶解，转变为β相。当保温时间较短时，球形初生α相尚未完全溶解，但是在已经溶解的部分，会留下α相残留的成分包；当保温时间延长，α相会完全溶解，但是原来α相存在的区域仍然留下了成分残留的印记，本发明所述的梯度结构正是通过这些残留的成分造成的β基体中的成分梯度实现的。假如进一步延长保温时间，α相残留的成分就会扩散均匀，得到成分均匀的β基体。此外，钛合金在时效处理时，片层α相尺寸具有非常大的成分敏感性，微小的成分变化会造成α片层尺寸的改变，这也是成分梯度能造成结构梯度的另一个原因。本发明基于上述发现，设计了巧妙的三步热处理方案，利用保温处理形成成分梯度，再通过时效处理得到梯度显微组织。
46.在本发明中，当保温时间为小于等于1.5min时，球形初生α相尚未完全溶解，而已经溶解的部分留下α相残留的成分包，进行后续的时效处理时，由于原来α相溶解的区域有留下成分梯度，因此在球形α相周围形成超细α片层，在其他区域形成较粗α片层，从而得到
梯度三态组织。
47.在本发明中，当保温阶段的保温时间大于1.5min小于等于10min时，α相完全溶解，原来α相存在的区域留下了成分残留的印记，经过后续的时效处理后，得到粗细结合的α片层，即梯度片层组织，其中，在晶界处形成超细α片层，可以强化晶界，晶内形成粗的α片层，可以增加变形能力。
48.本发明还提供了上述方案所述制备方法制备的具有梯度结构显微组织的钛合金；所述梯度结构显微组织为梯度片层组织或梯度三态组织，所述梯度片层组织由粗细结合的α片层组成；所述梯度三态组织由初生α相、超细α相和粗α相组成。本发明提供的具有梯度结构显微组织的钛合金强度和塑性匹配良好，具有优异的力学性能。具体的，当所述钛合金具有梯度片层组织时，所述钛合金的强度为1267～1498mpa，塑性为5.8～10.2％；当所述钛合金具有梯度三态组织时，所述钛合金的强度为1283～1529mpa，塑性为6.9～12.3％。
49.下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。
50.实施例中使用的合金仅为ti
‑
55531钛合金，属于亚稳β型钛合金，钛合金的尺寸为68mm*10mm*3mm，成分为ti
‑
5al
‑
5mo
‑
5v
‑
3cr
‑
1zr，制备方法如下：
51.(1)选取钛合金所需原料，进行三次的真空自耗熔炼，之后对合金表面扒皮；
52.(2)将合金在α/β转变温度(转变温度为840℃)以上100℃进行开坯锻造；
53.(3)将合金在α/β转变温度以下100℃进行α/β两相区锻造，经过三拔三锻，得到亚稳β型ti
‑
55531钛合金。
54.实施例1
55.将ti
‑
55531钛合金(α/β转变温度为840℃)分别按照(1)、(2)、(3)、(4)中的工艺进行热处理：
56.(1)800℃/90min；
57.(2)800℃/90min 920℃/1min(升温至920℃后的保温时间)；
58.(3)800℃/90min 920℃/2min(升温至920℃后的保温时间)；
59.(4)880℃/30min；
60.其中(1)是直接将ti
‑
55531钛合金在800℃下处理90min，然后空冷至室温；(2)是将ti
‑
55531钛合金在800℃处理90min，空冷后再将其在920℃下保温1min(具体为将ti
‑
55531钛合金直接置于920℃下，升温至920℃后保温1min，ti
‑
55531钛合金的升温速度为1000℃/min，升温时间约为1min，即在920℃下处理的总时间为2min)，空冷至室温；(3)的处理方法和(2)相似，仅是在920℃下的保温时间不同，其中在920℃下的保温时间为2min，升温时间约为1min，总时间为3min；(4)是直接将ti
‑
55531钛合金在880℃下处理30min，然后空冷至室温。
61.按照(1)～(4)中的工艺进行热处理后，所得钛合金的显微组织(即时效处理前所得钛合金的显微组织)如图2所示，图2中的(a)～(d)依次对应上述(1)～(4)中处理后的钛合金；根据图2可以看出，当合金在α/β转变温度以下热处理时，合金中有球形初生α相和β基体，如图2中的(a)所示；当合金快速升温到α/β转变温度以上，球形初生α会发生溶解，转变为β，当在α/β转变温度下的保温时间为1min时，球形α相尚未完全溶解，但是在已经溶解的部分，会留下α相残留的成分包，如图2的(b)中的浅灰色印记；当在α/β转变温度下的保温时间延长为2min时，α相已经完全溶解，但是原来α存在的区域仍然留下了成分残留的印记，如
图2中(c)所示。当合金在β单相区880℃处理30min后，得到成分均匀的β基体，如图2中(d)所示。
62.将上述按照(1)～(4)中的工艺处理后的钛合金进行时效处理，时效处理的温度均为600℃，时间均为120min，时效处理后所得钛合金的显微组织图如图3所示，其中(a)为常规双态组织，(b)为梯度三态组织，(c)为梯度片层组织，(d)常规均匀片层组织。
63.时效处理时，片层α相尺寸具有非常大的成分敏感性，微小的成分变化会造成α片层尺寸的改变，图2中(a)所示的钛合金进行时效处理得到常规的双态组织，如图3(a)所示。图2中(b)所示的钛合金进行时，因为在原来α相溶解的区域有留下成分梯度，因此在球形α周围形成超细α片层，在其他区域形成较粗α片，得到梯度三态组织，如图3(b)所示。图2中(c)所示的钛合金在进行时效处理时，由于残留成分梯度，因此时效形成了梯度片层组织，如图3(c)所示。图2中(d)所示的钛合金，由于β基体成分是均匀的，因此时效后产生了均匀片层组织，如图3(d)所示。
64.在600℃时效处理后，以上(1)～(4)的热处理工艺分别可表示为：
65.(1)双态组织：800℃/90min 600℃/120min；
66.(2)梯度三态组织：800℃/90min 920℃/1min 600℃/120min；
67.(3)梯度片层组织：800℃/90min 920℃/2min 600℃/120min；
68.(4)均匀片层组织：880℃/30min 600℃/120min；
69.采用上述热处理后的钛合金制备拉伸测试试样，进行拉伸测试，所得结果如表1所示。
70.表1双态组织、梯度三态组织、均匀片层组织、梯度片层组织拉伸性能对比
[0071][0072]
根据表1中的数据可以看出，双态组织和梯度三态组织的热处理方案差别在于，本发明中增加了在920℃保温1min的步骤，该优化方案使合金组织发生了显著变化，而且合金强度从1209mpa提升到1307mpa，合金塑性还保持在10.9％，具有更加优异的综合性能。
[0073]
均匀片层组织和梯度片层组织的热处理方案差别在于：改变了固溶处理的温度和时间，增加了在920℃热处理的步骤，且将在920℃下保温的时间时间延长至2min，合金得到了区别于常规均匀片层组织的梯度片层组织，合金强度从1220mpa提升到1286mpa，合金塑性从4.9％增加到10.1％，整体性能显著提升。
[0074]
实施例2
[0075]
其他条件和实施例1中相同，仅改变处理温度，具体的处理工艺如下：
[0076]
双态组织：800℃/90min 500℃/120min；
[0077]
梯度三态组织：800℃/90min 920℃/1min 500℃/120min；
[0078]
均匀片层组织：880℃/30min 500℃/120min；
[0079]
梯度片层组织：800℃/90min 920℃/2min 500℃/120min；
[0080]
其中，在920℃下处理的时间是指钛合金升温至920℃后的保温时间，升温速率和实施例1中一致。
[0081]
采用上述热处理后的钛合金制备拉伸测试试样，进行拉伸测试，所得结果如表2所示。
[0082]
表2双态组织、梯度三态组织、均匀片层组织、梯度片层组织拉伸性能对比
[0083][0084]
根据表2中的数据可以看出，和双态组织相比，本发明的梯度三态组织强度明显提高，且同时塑性能保持在较高范围内；和均匀片层组织相比，梯度片层组织的强度和塑性都有提高，合金的综合性能显著提高。
[0085]
实施例3
[0086]
其他条件和实施例1中相同，仅改变处理温度，具体的处理工艺如下：
[0087]
双态组织：775℃/90min 600℃/120min；
[0088]
梯度三态组织：775℃/90min 920℃/1min 600℃/120min；
[0089]
均匀片层组织：880℃/30min 600℃/120min；
[0090]
梯度片层组织：775℃/90min 920℃/2min 600℃/120min；
[0091]
其中，在920℃下处理的时间是指钛合金升温至920℃后的保温时间，升温速率和实施例1中一致。
[0092]
采用上述热处理后的钛合金制备拉伸测试试样，进行拉伸测试，所得结果如表3所示。
[0093]
表3双态组织、梯度三态组织、均匀片层组织、梯度片层组织拉伸性能对比
[0094][0095][0096]
根据表3中的数据可以看出，和双态组织相比，本发明的梯度三态组织强度明显提高，且同时塑性能保持在12.3％；和均匀片层组织相比，梯度片层组织的强度和塑性都有提高，尤其是塑性显著提高，合金具有更好的综合性能。
[0097]
实施例4
[0098]
其他条件和实施例1中相同，仅改变处理温度，具体的处理工艺如下：
[0099]
双态组织：775℃/90min 500℃/120min；
[0100]
梯度三态组织：775℃/90min 920℃/1min 500℃/120min；
[0101]
均匀片层组织：880℃/30min 500℃/120min；
[0102]
梯度片层组织：775℃/90min 920℃/2min 500℃/120min；
[0103]
其中，在920℃下处理的时间是指钛合金升温至920℃后的保温时间，升温速率和实施例1中一致。
[0104]
采用上述热处理后的钛合金制备拉伸测试试样，进行拉伸测试，所得结果如表4所示。
[0105]
表4双态组织、梯度三态组织、均匀片层组织、梯度片层组织拉伸性能对比
[0106][0107]
根据表4中的数据可以看出，和双态组织相比，本发明的梯度三态组织强度明显提高，且同时塑性能保持在6.9％；和均匀片层组织相比，梯度片层组织的强度和塑性都有提高，尤其是塑性，由2.6％提高至6.1％，合金具有更好的综合性能。
[0108]
从以上实施例中可以看出，亚稳β型钛合金在经过本发明的三步热处理后，首次在钛合金中获得了梯度片层组织和梯度三态组织，与均匀片层组织和双态组织相比，合金显微组织发生明显变化，综合性能显著提升。
[0109]
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。