权利要求
1.一种快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺，其特征在于，先后在β相单相区和两相区两个特征温度区间完成热处理，之后在两相区进行变形，具体如下：首先
钛合金材料在β相变点以上50～100℃热处理，然后降温至β相变点以下50℃～100℃热处理，在该温度进行变形，变形量范围为20%～80%，快速获得不连续晶界α组织及破碎晶界α相。
2.按照权利要求1所述的快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺，其特征在于，由β相变点以上转入β相变点以下是通过直接降温实现，冷却速度介于空冷和炉冷之间，而不是先冷却至室温后升温。
3.按照权利要求1所述的快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺，其特征在于，包括如下步骤：
(1)将钛合金材料置于加热设备中，加热至钛合金β相变点以上50～100℃进行热处理;
(2)从β相变点以上50～100℃直接降温至钛合金β相变点以下50～100℃进行热处理，降温的冷却速度介于空冷与炉冷之间，且不将钛合金材料冷却至室温;
(3)在β相变点以下50～100℃的温度下，对钛合金材料进行变形处理，变形量为20%～80%，获得具有破碎晶界网篮组织的钛合金。
4.按照权利要求3所述的快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺，其特征在于，步骤(1)中，钛合金材料在β相变点以上80～90℃热处理，升温速率不大于10℃/s，保温时间为20～40min。
5.按照权利要求3所述的快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺，其特征在于，步骤(2)中，从β相变点以上50～100℃直接降温至β相变点以下70℃～80℃热处理，保温时间为20～40min。
6.按照权利要求3所述的快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺，其特征在于，步骤(3)中，在β相变点以下70℃～80℃进行两相区变形，应变速率为0.1/s，变形量范围为30%～70%，快速实现晶界α相的充分破碎。
7.按照权利要求3所述的快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺，其特征在于，加热设备采用控温精度±10℃的电阻炉。
说明书
技术领域
[0001]本发明属于钛合金材料热加工领域，具体涉及到一种快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺。
背景技术
[0002]钛合金铸锭开坯锻造前需经过β单相区的均匀化处理，形成具有原始β晶粒的片层组织，也称魏氏组织。在此过程中，晶界α相优先在原始β晶界处形核生长。而后，晶内α片层从晶界α处形核，向β晶粒内部生长，最终形成由多个相近取向的α片层构成的集束。连续晶界α相会降低钛合金的塑性，严重时会导致β脆性的发生，这对钛合金的力学性能是非常不利的。因此，破坏连续的晶界α相，抑制大尺寸α集束的形成，可以满足钛合金强度、塑性、韧性等性能良好匹配的要求。
[0003]钛合金属于难变形材料，它的锻造过程需要在高温下进行，精确控制锻件的微观组织呈现破碎晶界的网篮组织是非常困难的，获得具有破碎晶界的网篮组织的钛合金锻件是利用晶界析出相先于晶内析出相析出的规律，合理设置热加工工艺，使晶界析出相在锻造过程的前期析出，锻造过程中晶界析出相将承受较大的变形，呈现破碎状;晶内析出相在锻造的末期或者变形结束后析出，呈现网篮状。
[0004]专利授权公告号为CN109865787B的中国发明专利公开了一种获得均匀网篮组织TC18锻件的锻造方法，该方法将TC18荒坯在相变点以上10～30℃进行保温，然后将冷却后的荒坯在相变点以下30～50℃进行锻造至成品。专利申请公布号为CN111235504A的中国发明专利公开了一种获得网篮组织的钛合金厚板生产工艺，该工艺通过一火次热轧、β热处理、二火次热轧制备具有均匀细小的网篮组织。专利授权公告号为CN111318581B的中国发明专利公开了一种网篮组织钛合金大规格环件的制造方法，该方法通过相变点以下20～50℃的镦粗、冲孔、整形，相变点以下20～50℃扩孔，相变点以上25～80℃环扎，固溶+时效双重热处理等工艺得到具有网篮组织的环件。专利授权公告号为CN115351210B的中国发明专利公开了一种获取具备网篮组织的TC18锻件的锻造方法，通过小型锻造设备即可锻造出具备均匀网篮组织的TC18钛合金锻件。以上专利获得的网篮组织没有包含破碎晶界的特征。
[0005]专利授权公告号为CN115740321B的中国发明专利公开了一种确定具有破碎晶界的网篮组织的钛合金模锻参数的方法，通过金相法，确定晶界析出相和晶内析出相的析出温度区间，进而确定热模锻的模具温度和工件温度，成果制备微观组织呈现具有破碎晶界的网篮组织的钛合金锻件。该方法针对钛合金模锻工艺，目前还未有快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺，以满足日益发展的工业需求。
发明内容
[0006]本发明旨在提供一种快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺，通过快速获得破碎晶界α组织改善连续晶界α相导致的材料强韧性匹配不足，避免出现β脆性。
[0007]为了实现上述目的，本发明所采用的技术方案如下：
[0008]一种快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺，先后在β相单相区和两相区两个特征温度区间完成热处理，之后在两相区进行变形，具体如下：首先钛合金材料在β相变点以上50～100℃热处理，然后降温至β相变点以下50℃～100℃热处理，在该温度进行变形，变形量范围为20%～80%，快速获得不连续晶界α组织及破碎晶界α相。
[0009]所述的快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺，由β相变点以上转入β相变点以下是通过直接降温实现，冷却速度介于空冷和炉冷之间，而不是先冷却至室温后升温。
[0010]所述的快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺，包括如下步骤：
[0011](1)将钛合金材料置于加热设备中，加热至钛合金β相变点以上50～100℃进行热处理;
[0012](2)从β相变点以上50～100℃直接降温至钛合金β相变点以下50～100℃进行热处理，降温的冷却速度介于空冷与炉冷之间，且不将钛合金材料冷却至室温;
[0013](3)在β相变点以下50～100℃的温度下，对钛合金材料进行变形处理，变形量为20%～80%，获得具有破碎晶界网篮组织的钛合金。
[0014]所述的快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺，步骤(1)中，钛合金材料在β相变点以上80～90℃热处理，升温速率不大于10℃/s，保温时间为20～40min。
[0015]所述的快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺，步骤(2)中，从β相变点以上50～100℃直接降温至β相变点以下70℃～80℃热处理，保温时间为20～40min。
[0016]所述的快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺，步骤(3)中，在β相变点以下70℃～80℃进行两相区变形，应变速率为0.1/s，变形量范围为30%～70%，快速实现晶界α相的充分破碎。
[0017]所述的快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺，加热设备采用控温精度±10℃的电阻炉。
[0018]本发明的设计思想是：
[0019]本发明先后在β相单相区和两相区两个特征温度区间完成热处理，之后在两相区进行变形;采用该方法在一定变形区间内，皆可快速获得不连续晶界α组织，快速获得破碎晶界α相，进而优化钛合金力学性能。特别是，本发明钛合金材料在β相变点以上80～90℃进行热处理，保温30min;降温至β相变点以下70℃～80℃进行热处理，冷却速度介于空冷和炉冷之间，保温30min;在β相变点以下70℃～80℃进行变形，应变速率为0.1/s，变形量范围为30%～70%，可快速实现晶界α相的充分破碎。
[0020]本发明工艺由β相变点以上降温至两相区时，β晶界是α相的有利形核位置，因此，优先析出晶界α组织。变形过程中，晶界α作为第二相，承受较大变形，因此可以发生快速破碎。变形初期，α/β界面处累积的缺陷导致特定取向关系的坍塌，使得α片层内出现小角度晶界。随着变形的累积，小角度晶界转为大角度晶界。晶界加速了元素的扩散，形成了热界面开凿，进一步促进元素扩散。β稳定元素扩散进开槽内，形成β相，将α片层分割开，实现了晶粒的破碎。传统的两相区变形工艺，由室温升温至两相区，晶界和晶内α相逐渐消失。但变形时，晶内α相未完全消失，两种α相同时承受变形。变形量相同时，传统工艺晶界α分配的变形量较小，不利于晶粒快速破碎。
[0021]本发明利用“晶界α相先于晶内α相析出”的相变规律，通过跨温区直接降温与精准变形时机的协同设计，实现晶界α相“先析出、后破碎”与晶内α相“后析出、成网篮”的有序调控。其中，直接降温(不冷至室温)的设计，避免了室温冷却导致的晶界α相溶解，确保晶界α相在两相区保持稳定并优先析出;两相区变形时机的选择(晶界α相已析出、晶内α相未大量析出)，使变形量主要由晶界α相承受，保证晶界α相充分破碎，同时避免晶内α相过早变形导致的组织紊乱;另外，通过参数优化(如温度区间、应变速率、变形量)确保工艺稳定性。
[0022]与现有技术相比，本发明具有的优点和有益效果如下：
[0023]1、本发明工艺可以在传统的电阻热处理炉上实现，通过一次热变形即可获得破碎晶界α组织，并实现破碎晶界α相与网篮状晶内α相的协同作用，彻底解决连续晶界α相导致的β脆性，钛合金室温延伸率、断裂韧性得到大幅度提升，强韧性匹配显著改善。
[0024]2、本发明工艺简单实用，可在较大变形量范围区间内快速使晶界α相充分破碎。单火次热变形即可完成目标组织制备，无需多火次加热或室温冷却，生产周期缩短，成本降低。
[0025]3、本发明不仅适用于Ti62A合金，同时也用于其它钛合金(如TC18、TC17等)快速获得破碎晶界α相，并且区别于已有的常规钛合金热变形工艺，且可用于棒材、锻件、厚板等各种工件。
附图说明
[0026]图1是Ti62A合金热变形工艺曲线。其中，图1a为常规β相区热变形工艺曲线(对比例1)，图1b为常规两相区热变形工艺曲线(对比例2)，图1c为本发明热变形工艺曲线(实施例1)。
[0027]图2是Ti62A合金常规β相区热变形后不同变形量样品显微组织(对比例1)。其中，图2a为未变形样品，图2b为30%变形量样品，图2c为50%变形量样品，图2d为70%变形量样品。
[0028]图3是Ti62A合金常规两相区热变形后不同变形量样品显微组织(对比例2)。其中，图3a为未变形样品，图3b为30%变形量样品，图3c为50%变形量样品，图3d为70%变形量样品。
[0029]图4是Ti62A合金本发明热变形后不同变形量样品显微组织(实施例1)。其中，图4a为未变形样品，图4b为30%变形量样品，图4c为50%变形量样品，图4d为70%变形量样品。
[0030]图5是Ti62A合金本发明热变形后不同变形量样品晶体取向图(实施例1)。
具体实施方式
[0031]在具体实施过程中，本发明提出一种快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺，包括如下步骤：
[0032](1)钛合金棒料在β相变点以上80～90℃进行热处理，升温速率不大于10℃/s，保温30min，加热设备采用控温精度±10℃的电阻炉;
[0033](2)直接降温至β相变点以下70℃～80℃进行热处理，冷却速度介于空冷和炉冷之间，保温30min;
[0034](3)在β相变点以下70℃～80℃进行变形，应变速率为0.1/s，变形量范围为30%～70%，可快速实现晶界α相的充分破碎。
[0035]以下对本发明的优选实施例进行说明，应当理解，此处所描述的优选实施例仅用于说明和解释本发明，并不用于限定本发明。
[0036]下面结合附图、对比例及实施例对本发明进一步详细说明，以下各对比例和实施例合金为Ti62A合金，β相变点为875℃。
[0037]对比例1
[0038]如图1a所示，对Ti62A合金棒料进行常规单相区压缩，工艺参数为：以10℃/s加热至950℃保温30min后压缩，应变速率为0.1/s，压缩量为0%、30%、50%和70%，空冷至室温。
[0039]如图2所示，由不同压缩量样品显微组织形貌可以看出，晶界α相未破碎。
[0040]对比例2
[0041]如图1b所示，对Ti62A合金棒料进行常规两相区压缩，工艺参数为：以10℃/s加热至950℃保温30min，空冷至室温，冷却的样品再次以10℃/s加热至800℃保温30min后压缩，应变速率为0.1/s，压缩量为0%、30%、50%和70%，空冷至室温。
[0042]如图3所示，由不同压缩量样品显微组织形貌可以看出，晶界α相未破碎。
[0043]实施例1
[0044]如图1c所示，对Ti62A合金棒料进行本发明热变形处理，工艺参数为：以10℃/s加热至950℃保温30min，以1℃/min冷却至800℃保温30min后压缩，应变速率为0.1/s，压缩量为0%、30%、50%和70%，空冷至室温。
[0045]如图4所示，由不同压缩量样品显微组织形貌可以看出，30%～70%压缩量样品晶界α相已充分破碎。
[0046]如图5所示，由实施例1热变形后Ti62A合金不同变形量样品晶体取向图可以看出，连续的晶界α相已经破碎成取向不同的球状α晶粒。
[0047]实施结果表明，本发明通过30%～70%变形量即可使晶界α相充分破碎(如Ti62A合金在30%变形量时，连续晶界α相已破碎为取向不同的球状α晶粒)，彻底解决连续晶界α相导致的β脆性问题。该方法实用性强，操作简便，晶界析出相可以得到充分破碎，快速获得不连续晶界α组织，具有较好的经济效益和推广价值。
说明书附图(5)
声明：
“快速获得破碎晶界网篮组织的钛合金热加工工艺” 该技术专利(论文)所有权利归属于技术(论文)所有人。仅供学习研究，如用于商业用途，请联系该技术所有人。
我是此专利(论文)的发明人(作者)
328
编辑：北方有色网
来源：中国科学院金属研究所
咨询细节
2026年08月06日 ~ 08日 
