本发明涉及一种TC18超细晶钛合金的制备方法,属材料科学技术领域。本发明方法:首先,将TC18钛合金板坯或棒坯在T
1.xa0一种TC18超细晶钛合金的制备方法,包括下述步骤:第一步:固溶处理后预时效将TC18钛合金加热至T_β-20°C~T_β+50°C进行固溶处理,水冷冷却至室温后;加热至650~750°C进行预时效;所述固溶处理保温时间1-2小时;所述预时效保温时间为1~4小时;第二步:热变形将第一步完成预时效的TC18钛合金,直接出炉进行热锻或热轧变形,变形后空冷至室温;得到变形态TC18钛合金;所述热锻变形,进行至少4火次的镦粗、拔长自由锻造,每一锻造火次至少包含3镦3拔工艺,每次镦粗或拔长变形量为20%~40%;所述热轧变形,进行至少5道次,每一道次变形量为20%~60%;第三步:再时效将第二步所得变形态TC18钛合金加热至520~620°C进行再时效后出炉空冷,即得到TC18超细晶钛合金;所述再时效保温时间为2~10小时。
2.根据权利要求1所述的一种TC18超细晶钛合金的制备方法,其特征在于:所述TC18钛合金的名义化学成分为:Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe。
3.根据权利要求1或2所述的一种TC18超细晶钛合金的制备方法,其特征在于:第一步中,所述TC18钛合金为热锻态棒坯或板坯。
4.根据权利要求3所述的一种TC18超细晶钛合金的制备方法,其特征在于:所述TC18钛合金经过预时效后,基体显微组织为β晶粒内弥散分布针片状α相,针片状α相与β相质量比为0.8~1;其中针片状α相宽度0.1~0.6μm、长度1~5μm。技术领域
本发明涉及一种TC18超细晶钛合金的制备方法,属材料科学技术领域。
背景技术
TC18钛合金(名义成分Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe)是一种高强高韧近β钛合金,具有β相线温度(约875±10°C)和锻造温度低、加工变形性好、易于整体近净成形、综合力学性能优异(强度≥1100MPa,K_1C≥50MPa·m^1/2)等特点,并且可通过塑性变形和热处理等手段、实现不同强度、塑性、韧性等力学指标的匹配性调控,因此作为一类高性能轻质高强结构材料,在航空领域受到广泛关注,并且在体育器材、结构减重钛代钢等民用领域同样具有广阔的应用前景。细化晶粒是提高钛合金性能的重要手段之一。以Ti-6Al-4V为例,晶粒尺寸为0.2~0.5μm的超细晶合金室温拉伸强度可达1300MPa以上,较晶粒尺寸为2~8μm的常规合金提高约30%。另外,超细晶钛合金还往往具备较好的超塑变形能力。如2~8μm晶粒尺寸的Ti-6Al-4V合金需要在870°C~920°C、变形速率小于10^-4s^-1的变形条件下才会具有较好的超塑性;而0.2~0.5μm超细晶在700°C~800°C、变形速率小于10^-2s^-1的变形条件下即可实现超塑成形,温度、速率等变形条件显著放宽。因此,超细晶制备已成为钛合金的重要发展方向之一。目前TC18钛合金的制备主要采用多重等温锻造工艺:在T_β-80°C~T_β的α+β两相区进行多火次、大变形量的塑性成型,实现原始粗大β晶粒(~300μm)和α相(针片宽度~1-2μm,长度~15μm)的破碎。由于多重等温锻造在T_β-80°C~T_β的高温下进行,过程中易于发生晶粒动态再结晶快速长大现象,因此获得的显微组织中β相尺寸达5~10μm、α相尺寸达3~4μm,远未达到亚微米级超细晶粒的水平。另外,等通道角挤压、高速扭转等大塑性成型工艺已被用于合金的超细晶制备。然而,等通道角挤压只能制备最大直径60mm的钛合金棒材,高速扭转工艺则主要针对薄片样件(厚度0.2~0.5mm,直径10~20mm),难以满足大尺寸构件超细晶制备的要求。另外,上述方法需要钛合金具备较好的成型性,例如,即使对于室温延伸率高达30%的纯钛,也需要在较高温度(大于400°C)下进行等通道角挤压。因此,开发一种制备TC18细晶钛合金的新工艺成为该合金发展的新方向之一。
发明内容
本发明的目的在于克服现有技术多重等温锻造、热轧等成型工艺难以制备超细晶,等通道角挤压、高速扭转难以应用于大尺寸构件超细晶制备的问题而提供一种工艺方法简单、操作方便、可制备大尺寸超细晶钛合金构件、制备的钛合金晶粒度β相尺寸达到0.4~0.8μm、α相尺寸达到0.1~0.3μm的TC18超细晶钛合金的制备方法。本发明一种TC18超细晶钛合金的制备方法,包括下述步骤:第一步:固溶处理后预时效将TC18钛合金加热至T_β-20°C~T_β+50°C(T_β为合金β相转变温度)进行固溶处理,水冷冷却至室温后;加热至650~750°C进行预时效;第二步:热变形将第一步完成预时效的TC18钛合金,直接出炉进行热锻或热轧变形,变形后空冷至室温;得到变形态TC18钛合金;第三步:再时效将第二步所得变形态TC18钛合金加热至520~620°C进行再时效后出炉空冷,即得到TC18超细晶钛合金。本发明涉及一种TC18超细晶钛合金的制备方法,所述TC18钛合金的由质量分数为5%的Al、Mo、V和1%的Cr、Fe,其余为Ti组成。本发明涉及一种TC18超细晶钛合金的制备方法,所述TC18钛合金为热锻态棒坯或板坯。本发明涉及一种TC18超细晶钛合金的制备方法,所述固溶处理保温时间1-2小时。本发明涉及一种TC18超细晶钛合金的制备方法,所述预时效保温时间为1~4小时。本发明涉及一种TC18超细晶钛合金的制备方法,所述TC18钛合金经过预时效后,基体显微组织为β晶粒内弥散分布针片状α相,针片状α相与β相质量比为0.8~1;其中针片状α相宽度0.1~0.6μm、长度1~5μm。本发明涉及一种TC18超细晶钛合金的制备方法,所述热锻变形,进行至少4火次的镦粗、拔长自由锻造,每一锻造火次至少包含3镦3拔工艺,每次镦粗或拔长变形量为20%~40%;所述热轧变形,进行至少5道次,每一道次变形量为20%~60%。本发明涉及一种TC18超细晶钛合金的制备方法,所述再时效保温时间为2~10小时。与现有技术相比,本发明的优点在于:(1)通过热变形前的固溶和预时效处理得到的晶体组织有以下优点,获得一种细针片α相与β相含量比例为0.8~1的显微组织,这种组织能够显著抑制变形过程中α/β相的动态再结晶,同时也有利于在α和β相之间形成协同变形,具体说是:α相是硬质相,β相是软质相,α相在塑性变形过程中发生破碎,β相在塑性变形过程中发生回复/再结晶,利用α相对β相塑性流变、回复、再结晶的阻碍作用,达到细化晶粒的目的,进而促进超细晶组织的形成;(2)锻造或轧制成型温度(650~750°C)低于现有多重等温锻造或热轧温度(大于800°C),与现有锻造或轧制依靠再结晶细化晶粒的方法相比,本发明依靠α/β相的协同变形在较少锻造火次和轧制道次下即可实现对α/β相的细晶化,有利于降低制备成本;(3)经本方法制备的TC18钛合金锻棒尺寸最大可达Φ150mm×200mm,其中β相尺寸0.5~0.8μm、α相尺寸0.2~0.3μm,室温强度最高可达1350MPa;TC18轧制板材β相尺寸0.4~0.7μm、α相尺寸0.1~0.2μm,室温强度最高可达1410MPa。综上所述,本发明工艺方法简单、操作方便、可制备大尺寸超细晶钛合金构件、制备的钛合金晶粒度β相尺寸达到0.4~0.8μm、α相尺寸达到0.1~0.3μm,并能够大幅度提高TC18钛合金的强度等力学性能指标。适于工业化应用。
附图说明
附图1为实施例1制备的TC18超细晶钛合金显微形貌。附图2为实施例2制备的TC18超细晶钛合金显微形貌。附图3为实施例3制备的TC18超细晶钛合金显微形貌。附图4为实施例4制备的TC18超细晶钛合金显微形貌。附图5为对比例1制备的TC18超细晶钛合金显微形貌。从附图1可以看出:黑色相为α,相尺普遍小于0.3微米;白色相为β相,尺寸普遍小于0.8微米。从附图2可以看出:黑色相为α,相尺普遍小于0.2微米;白色相为β相,尺寸普遍小于0.7微米。从附图3可以看出:黑色相为α,相尺普遍小于0.3微米;白色相为β相,尺寸普遍小于0.6微米。从附图4可以看出:黑色相为α,相尺普遍小于0.3微米;白色相为β相,尺寸普遍小于0.8微米。从附图5可以看出:黑色相为α,相尺普遍为2~3微米;白色相为β相,尺寸普遍为7~9微米。
具体实施方式
下面结合实施实例对本发明做进一步说明。实施例1采用Φ120mm×150mm的TC18钛合金热锻态棒材,测定的β转变温度为875±5°C。第一步将合金棒材加热到895°C,保温1小时后水冷至室温;第二步将TC18合金棒材加热到720°C,保温2小时,保温结束后直接在热锻机上进行锻造,锻造分4火次进行,每火次进行3次镦拔,每次镦拔变形量35%,锻造完成后空冷至室温;第三步将坯料在550°C加热保温4小时,空冷至室温。表1实施例1中的TC18锻件室温力学性能ntent="drawing" img-format="tif" inline="no" orientation="portrait" wi="700"/>实施例2采用Φ150mm×200mm的TC18钛合金热锻态棒材,测定的β转变温度为875±5°C。第一步将合金棒材加热到865°C,保温2小时后水冷至室温;第二步将TC18合金棒材加热到650°C,保温2小时,保温结束后直接在热锻机上进行锻造,锻造分4火进行,每火进行3次镦拔,每次镦拔变形量40%,锻造完成后空冷至室温;第三步将坯料在580°C加热保温8小时,空冷至室温。表2实施例2中的TC18锻件室温力学性能ntent="drawing" img-format="tif" inline="no" orientation="portrait" wi="700"/>实施例3采用45mm×90mm×200mm的TCxa018钛合金热锻态方坯,测定的β转变温度为875±5°C。第一步将合金板坯加热到895°C,保温1小时后水冷至室温;第二步将TC18合金棒材加热到725°C,保温1小时,保温结束后直接在热轧机上进行轧制,热轧分8道次完成,第1-3道次采用道次变形量为20%,第4-8道次采用道次变形量为25%,最终轧至5.5mm,空冷至室温;第三步将坯料在520°C加热保温3小时,空冷至室温。表3实施例3中的TC18板材室温力学性能ntent="drawing" img-format="tif" inline="no" orientation="portrait" wi="700"/>实施例4采用25mm×60mm×150mm的TC18钛合金热锻态方坯,测定的β转变温度为875±5°C。第一步将合金板坯加热到855°C,保温2小时后水冷至室温;第二步将TC18合金棒材加热到680°C,保温1小时,保温结束后直接在热轧机上进行轧制,热轧分7道次完成,第1-3道次采用道次变形量为25%,第4-7道次采用道次变形量为30%,最终轧至2.5mm,空冷至室温;第三步将坯料在600°C加热保温6小时,空冷至室温。表4实施例4中的TC18板材室温力学性能ntent="drawing" img-format="tif" inline="no" orientation="portrait" wi="700"/>对比例1采用Φ220mm的TC18钛合金热锻态棒材,测定的β转变温度为875±5°C。首先将合金棒材加热到880°C然后保温进行预变形,预变形后将温度调整至850°C然后保温然后进行模锻。模锻后,将样品加热至850°C,保温2h,炉冷至750°C保温2h,空冷。将空冷后的样品加热至650°C保温4h,空冷。表5对比例中的TC18板材室温力学性能ntent="drawing" img-format="tif" inline="no" orientation="portrait" wi="700"/>对比例为采用传统热变形方法和热处理制度制备TC18钛合金的具体实施方式,通过将本发明的实施例与对比例对比,从显微形貌中可明显看出:实施例的TC18钛合金的α相和β相尺寸均为对比例的1/10左右,晶粒组织较之对比例显著细小。对比室温力学性能可以发现:实施例的TC18板材室温力学性能均明显优于对比例。以上实例证明本发明涉及的制备TC18钛合金的方法明显优于传统制备方法。