CN112680630B - 一种超高韧中强高塑tc32钛合金零件的真空热处理方法 - Google Patents

Abstract

本发明属于金属材料科学技术加工领域，涉及一种超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法，将TC32钛合金零件放入真空热处理炉内，真空炉内的真空压强不大于6.7×10^‑2Pa；采用0.3℃/s的升温速率将TC32钛合金零件随炉升温至Tβ+10℃，保温均热时间45min～90min；保温结束后，以80℃/s～180℃/s的冷却速率随炉冷却至Tβ‑10℃，然后保温，保温均热时间为25min～35min；保温结束后，以0.001℃/s～0.1℃/s的冷却速率随炉冷却至500℃～550℃，然后保温，保温均热时间为300min～380min，出炉空冷；通过对TC32钛合金零件实施跨相区快速冷却、两相区慢速冷却的真空热处理技术，达到精确控制显微组织的目的，显著提高了TC32钛合金的综合性能，断裂韧性达到了140MPa·m^1/2及以上，塑性达到了15％及以上，强度保证在850MPa及以上。

Description

一种超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法

技术领域

本发明属于金属材料科学技术加工领域，涉及一种超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法。

背景技术

伴随着航空技术的发展，飞机结构设计思想经历了从静强度、动强度、疲劳强度到断裂强度的发展过程而不断进步，具有高断裂韧度的钛合金材料因此受到重视，推动了钛合金材料应用技术的进一步发展。随着我国新一代飞机整体性能要求的不断提高，某关键结构零部件钛合金材料的断裂韧度值设计许用值需要达到超高韧140MPa·m^1/2级别，并要求具有中等强度和高塑性。目前，我国航空领域中具有高断裂韧度的钛合金材料主要是TC4-DT和TC21钛合金。TC4-DT钛合金经“准β热处理工艺(授权专利号：ZL200410090864.3)”处理后，断裂韧度实测平均值最高可达110MPa·m^1/2级别。TC21钛合金经“准β锻造工艺(授权专利号：ZL01131237.8)”处理后，断裂韧度实测平均值最高达可达100MPa·m^1/2级别。两者均不能满足使用要求。

TC32钛合金是北京航空材料研究院通过低成本合金化、综合强韧化等技术研制成功的一种新型低成本高综合性能钛合金(授权专利号：ZL201218001211.9)，主干化学成分为Ti-5Al-3Mo-3Cr-1Zr。研究发现，由于TC32钛合金化学成分的优异性，该合金的热加工工艺窗口广，特别是强韧性匹配极为优良，在显著提高断裂韧度的同时，强度降低趋势并不明显。但当前，利用电阻炉或者燃料炉对该合金进行常规热处理，例如β热处理或者准β热处理时，断裂韧度实测平均值最高可达125MPa·m^1/2级别，但塑性仅11％左右，也不能满足使用要求。这主要是由于，采用电阻炉或者燃料炉进行热处理，一方面不能精确控制不同冷却阶段的冷却速率，从而无法充分抑制脆性相晶界α相的析出，另一方面也容易导致零件基体在高温保温时吸氢和吸氧，这些均导致零件的断裂韧性和塑性无法进一步提高。因此，为了使TC32钛合金材料达到超高韧140MPa·m^1/2级别，获得高塑性，并保证足够的强度，对该合金显微组织的精细控制变得更为关键，需设计出一种新的热处理方法。

发明内容

本发明的目的是针对现有技术存在的不足之处，提供一种超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法，以满足我国新一代先进飞机关键结构零部件使用需求。

通过对TC32钛合金进行热处理试验研究后发现，钛合金片层组织类型具有最高的断裂韧性，因此其热处理温度应选定在TC32钛合金相转变温度值以上。但随着温度的升高和保温时间的延长，原始β晶粒会显著增大，降低塑性。晶粒长大动力学研究结果显示，TC32钛合金在Tβ+10℃长时间保温，不会造成晶粒的显著长大，从而在提高断裂韧性的同时，并不会显著降低塑性。

现有工艺得到的片层组织类型的塑性较低，除了该组织的晶粒有一定程度长大原因外，还因为片层组织中存在的平直晶界α相，特别是在三叉晶界处，更容易萌生早期微裂纹，从而使塑性下降。此外，晶界α相还会损失材料的韧性。对TC32钛合金的晶界α相析出规律研究表明，当从相变点以上以快速冷却时，能成功抑制晶界α相的析出。验证结果显示，当冷却速率大于80℃/s时，将很大程度上抑制晶界α相的析出，但当速度大于180℃/s时，零件会因快速冷却造成的内应力过大，形成微裂纹或发生变形。由此可见，为了在一定程度上抑制晶界α相的析出，跨相区冷却时，冷却速度宜选在80℃/s～180℃/s范围。

α相集束尺寸是显著影响材料断裂韧性的组织参数。集束尺寸越大，则能显著提高TC32钛合金的断裂韧性。集束的析出和发育，主要受元素扩散控制。冷却速度过快，晶内α相将以网篮编织的方式析出，造成集束尺寸过小，不利于提高TC32钛合金的断裂韧性。因此，在α相集束析出和发育阶段，降低冷却速度，将有利于提高TC32钛合金的断裂韧性。试验证实，当冷却速率低于0.1℃/s时，均有利于α相集束的充分析出和发育，但综合考虑到热处理时间成本，最低冷却速率则不能低于0.001℃/s。另外，长时间缓慢冷却，也需要极力避免零件基体吸氢和吸氧的风险，从而保障了零件的断裂韧性和塑性。

同时，对TC32钛合金集束α相析出的规律研究表明，α相集束首先沿着晶界α相处析出并快速沿晶内生长，由于跨相区快速冷却时在一定程度抑制了晶界α相处析出，两相区冷却速率转换温度值的确定将变得更加重要。通过对Tβ-50℃、Tβ-30℃、Tβ-20℃、Tβ-15℃、Tβ-10℃这五个冷却速率转换温度点的实验研究表明：温度越低，快速冷却温度跨度范围越大，在抑制晶界α相的同时，也抑制了集束α的析出和发育，得到的大多是长径比较高且编织成网篮结构的显微组织，且析出并不均匀，并不利于提高TC32钛合金的断裂韧性；而当两相区冷却速率转换温度值在Tβ-10℃以上时，即能在一定程度上抑制α相的析出，又不影响集束α的充分析出和发育。

最后，在500℃～550℃进行长时间保温，使得残余β相充分析出弥散的α相，通过弥散强化作用，使TC32钛合金保持850MPa以上的中高强度水平。

由此分析可见，为了达到对TC32钛合金零件组织的精确控制，获得超高韧性(≥140MPa·m^1/2)、高塑性(≥15％)，并保证足够的强度(≥850MPa)，利用电阻炉或者燃料炉对该合金进行热处理，由于不能精确控制不同温度区间的冷却速率，显然不能完全满足技术要求。

本发明采用的技术方案是：

步骤一、将清洗干净的TC32钛合金零件放入真空热处理炉内，真空炉内的真空压强不大于6.7×10^-2Pa；

步骤二、采用0.3℃/s的升温速率将TC32钛合金零件随炉升温至Tβ+10℃，然后保温，保温均热时间45min～90min，其中Tβ为TC32钛合金相转变温度值；

步骤三、保温结束后，以80℃/s～180℃/s的冷却速率随炉冷却至Tβ-10℃，然后保温，保温均热时间为25min～35min；

步骤四、保温结束后，以0.001℃/s～0.1℃/s的冷却速率随炉冷却至500℃～550℃，然后保温，保温均热时间为300min～380min，出炉空冷。

步骤一中所述的真空热处理炉为降温速率可控式真空热处理炉。

本发明与现有技术相比具有以下优点：

本发明利用降温速率可控式真空炉，对TC32钛合金零件实施跨相区快速冷却、两相区慢速冷却的真空热处理技术方案，达到了对其显微组织进行精细控制变目的。通过实施该技术方案，在相当程度上抑制了TC32钛合金片层组织晶界α相的析出，充分保证了集束α相析出和发育，并彻底杜绝零件因缓慢冷却吸附间隙元素O和H的风险，显著提高了TC32钛合金零件的综合力学性能，断裂韧性达到了140MPa·m^1/2及以上，塑性达到了15％及以上，强度保证在850MPa及以上。

附图说明

下面结合附图和实施例对本发明作进一步详细说明。

图1为本发明技术方案的热处理流程图。

具体实施方式：

中国材料牌号为TC32的(α+β)型两相钛合金，化学成分符合“钛及钛合金牌号和化学成分(GB/T 3620.1-2016)”的要求，其主要化学元素含量(重量百分比)为：含Al量4.5％～5.5％、含Mo量2.5％～3.5％、含Cr量2.5％～3.5％、含Zr量0.5％～1.5％、含Si量0.1％～0.2％、含Fe量≤0.3％、含C量≤0.08％、含N量≤0.05％、含H量≤0.0125％、含O量≤0.2％、余量为Ti。

实施例1：某型飞机关键结构零部件热处理，该炉TC32钛合金相变点为912℃。

步骤一、将清洗干净的TC32钛合金零件放入真空热处理炉内，真空炉内的真空压强不大于6.7×10^-2Pa；

步骤二、采用0.3℃/s的升温速率将TC32钛合金零件随炉升温至922℃，然后保温，保温均热时间55min；

步骤三、保温结束后，以120℃/s的冷却速率随炉冷却至902℃，然后保温，保温均热时间为30min；

步骤四、保温结束后，以0.01℃/s的冷却速率随炉冷却至520℃，然后保温，保温均热时间为360min，出炉空冷。

表1为TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能检测结果。

表1 TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能

实施例2：某型飞机关键结构零部件热处理，该炉TC32钛合金相变点为915℃。

步骤一、将清洗干净的TC32钛合金零件放入真空热处理炉内，真空炉内的真空压强不大于6.7×10^-2Pa；

步骤二、采用0.3℃/s的升温速率将TC32钛合金零件随炉升温至925℃，然后保温，保温均热时间70min；

步骤三、保温结束后，以150℃/s的冷却速率随炉冷却至905℃，然后保温，保温均热时间为30min；

步骤四、保温结束后，以0.05℃/s的冷却速率随炉冷却至540℃，然后保温，保温均热时间为360min，出炉空冷。

表2为TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能检测结果。

表2 TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能

实施例3：某型飞机关键结构零部件热处理，该炉TC32钛合金相变点为910℃。

步骤一、将清洗干净的TC32钛合金零件放入真空热处理炉内，真空炉内的真空压强不大于6.7×10^-2Pa；

步骤二、采用0.3℃/s的升温速率将TC32钛合金零件随炉升温至920℃，然后保温，保温均热时间60min；

步骤三、保温结束后，以80℃/s的冷却速率随炉冷却至900℃，然后保温，保温均热时间为30min；

步骤四、保温结束后，以0.001℃/s的冷却速率随炉冷却至500℃，然后保温，保温均热时间为360min，出炉空冷。

表3为TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能检测结果。

表3 TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能

实施例4：某型飞机关键结构零部件热处理，该炉TC32钛合金相变点为913℃。

步骤一、将清洗干净的TC32钛合金零件放入真空热处理炉内，真空炉内的真空压强不大于6.7×10^-2Pa；

步骤二、采用0.3℃/s的升温速率将TC32钛合金零件随炉升温至923℃，然后保温，保温均热时间80min；

步骤三、保温结束后，以180℃/s的冷却速率随炉冷却至900℃，然后保温，保温均热时间为30min；

步骤四、保温结束后，以0.1℃/s的冷却速率随炉冷却至550℃，然后保温，保温均热时间为360min，出炉空冷。

表4为TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能检测结果。

表4 TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能

实施例5：某型飞机关键结构零部件热处理，该炉TC32钛合金相变点为916℃。

步骤一、将清洗干净的TC32钛合金零件放入真空热处理炉内，真空炉内的真空压强不大于6.7×10^-2Pa；

步骤二、采用0.3℃/s的升温速率将TC32钛合金零件随炉升温至926℃，然后保温，保温均热时间75min；

步骤三、保温结束后，以100℃/s的冷却速率随炉冷却至906℃，然后保温，保温均热时间为30min；

步骤四、保温结束后，以0.08℃/s的冷却速率随炉冷却至550℃，然后保温，保温均热时间为360min，出炉空冷。

表5为TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能检测结果。

表5 TC32钛合金某型飞机关键结构零部件解剖件力学性能

Claims (6)

1.一种超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法，其特征在于，该方法包括以下步骤：

步骤一、将清洗干净的TC32钛合金零件放入真空热处理炉内，真空炉内的真空压强不大于6.7×10^-2Pa；

步骤二、将TC32钛合金零件随炉匀速升温至Tβ+10℃，然后保温，保温均热时间45min～90min，其中Tβ为TC32钛合金相转变温度值；

步骤三、保温结束后，随炉匀速冷却至Tβ-10℃，然后保温，保温均热时间为25min～35min，以80℃/s～180℃/s的冷却速率随炉冷却；

步骤四、保温结束后，随炉匀速冷却至500℃～550℃，然后保温，保温均热时间为300min～380min，出炉冷却，以0.001℃/s～0.1℃/s的冷却速率随炉冷却；

所述真空热处理工艺适用于材料牌号为TC32的(α+β)型两相钛合金，主要化学元素含量为：含Al量4.5％～5.5％、含Mo量2.5％～3.5％、含Cr量2.5％～3.5％、含Zr量0.5％～1.5％、含Si量0.1％～0.2％、含Fe量≤0.3％、含C量≤0.08％、含N量≤0.05％、含H量≤0.0125％、含O量≤0.2％、余量为Ti。

2.根据权利要求1所述的超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法，其特征在于，步骤一中所述的真空热处理炉为降温速率可控式真空热处理炉。

3.根据权利要求1所述的超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法，其特征在于，所述步骤二采用0.3℃/s的升温速率将TC32钛合金零件随炉升温。

4.根据权利要求1所述的超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法，其特征在于，所述步骤二Tβ为经金相法测定的TC32钛合金相转变温度值。

5.根据权利要求1所述的超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法，其特征在于，所述步骤四出炉冷却方式为空冷至室温。

6.根据权利要求1所述的超高韧中强高塑TC32钛合金零件的真空热处理方法，其特征在于，所述步骤一TC32钛合金零件的清洗时可采用工业乙醇或丙酮有机溶剂进行清洗。

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