[发明专利]α+β钛合金显微组织等轴细晶化工艺

说明书

本发明属钛合金热加工技术领域。

飞机及其发动机上所用的α+β钛合金模锻件，例如压气机盘或压气机叶片模锻件，其显微组织和机械性能与其加工历史有密切关系，即与铸锭加工成棒材或饼坯，再从棒材或饼坯加工成模锻件，然后进行热处理等各个加工阶段的工艺参数有密切联系。

上述模锻件对提供的原始棒材或饼坯的显微组织和机械性能有严格要求：显微组织应具有均匀等轴的初生α相+β转变组织，其中初生等轴α相含量约占30～50%;机械性能应达到模锻件所要求的相应水平。提出此要求的原因是：模锻时，模具与毛坯的接触表面上存在难以完全克服的摩擦;毛坯与模具之间存在温度差，模具与毛坯接触时，毛坯表面出现激冷区;毛坯在变形过程中因热效应作用及钛合金导热性差，使毛坯局部温度升高等。由于这些原因，毛坯在锻造过程中其内部变形的不均匀分布是难以避免的，正是由于变形不均匀，从而造成了锻件锻后的组织和机械性能的不均匀。如果模锻用的原棒材或饼坯中存在残留铸造组织、过热组织（魏氏组织）或条（块）状α相，则由于模锻时毛坯中的变形不均匀分布，这些组织便可能遗留在模锻件内，引起组织和机械性能不均匀的加剧，甚至机械性能的下降。因此，为了保证模锻件的组织和机械性能，所用的原棒材或饼坯中应避免具有残留铸造组织、过热组织或条（块）状α相组织，并力求达到具有均匀等轴初生α相+β相转变组织，而且初生等轴α相的晶粒应尽可能细化，以便提高模锻件的强度、塑性和疲劳强度等性能指标。

为了破粹钛锭的铸造组织并获得宏观与显微晶粒度细小的锻棒、轧棒或挤压棒，一般都采用铸锭开坯在β相区进行，随后几道工序逐次降低始锻温度，最终几道工序的始锻温度都控制在α+β区进行，最终几道工序必须低于β转变点10～30℃的温度下进行锻造，这样才能保证α+β钛合金的强度、塑性、热强性、疲劳性能和组织的最佳配合。这样组织中的初生等轴α相的含量约为20～30%。苏联和我国对钛锭锻、挤、轧成棒材采用的都是上述工艺流程。美国在60年代中期以前钛锭锻、轧、挤成棒材，也采用的是上述类似的工艺流程。在70年代，美国曾开发了钛锭加工成锻件、轧制件或挤压件的新技术，据说是利用钛加热到高于β转变温度时的再结晶机理，可在随后进一步压力加工后使产品符合低、高倍组织的严格要求（参见美国金属手册第九版第三卷第365页，美国金属学会1980年），但具体工艺流程细节均未透露。我国目前生产两相钛合金棒材或饼坯所采用的锻造工艺的主要缺点是：制成的棒材或饼坯的显微组织较粗大，其中初生等轴α相的平均直径一般都在10～20μm左右，而且显微组织中常带有条（块）状α相。目前国产钛材中，因显微组织中存在条（块）状α相，检验不合格而被锻件制造厂退货者，占相当大的比重。

本发明的目的是提供一种消除α+β两相钛合金锻棒显微组织中的条（块）状α相，并使之等轴细晶化的方法。经检索、查新，未发现有与本课题相同的报导。仅日本专利特开昭61-177361与本发明有类似之处。该日本专利的工艺流程为：α+β钛合金在α+β温度区施加15～30%变形程度，接着在β转变温度以上60℃加热、水冷，然后再在β转变温度以下40～90℃的温度范围内加热，最后在500～600℃温度保温后缓冷。而本发明则属于复合形变热处理工艺。

本发明的复合形变热处理工艺流程如下：

锻造和热处理工艺流程包括：在低于β转变点20～30℃的两相区锻造，变形程度＞50%，锻后水冷+在高于β转变点约10～20℃短时间β处理，水冷+在低于β转变点70～100℃的两相区，用两火加热锻造，每次变形程度＞50%，锻后空冷+充分再结晶的温度下短时间退火，空冷。

例如，用TC11钛合金φ90～120mm的锻棒经下述复合形变热处理工艺流程后，便可获得等轴细晶α相，消除条（块）状α相。

φ90～120锻棒 (960～980℃，40～60min)/(＞50%) φ60～85，水冷 (1020～1040℃，20～40min)/(麓? φ60～85，水冷 (900～930℃，25～30min)/(＞50%) φ40～55，空冷 (900～930℃，15～20min)/(＞50%) φ28～35，空冷 (900～930℃，25～30min)/(再结晶退火) φ28～35，空冷。

经生产条件下的重复试验证明，用上述工艺流程制成的锻棒的显微组织的再现性良好。对φ28mm棒材进行定量金相分析的结果表明，初生等轴α相平均含量为32.83%，初生等轴α相的平均直径为1.93μm。

通过试验及生产条件下的重复试验，充分证明此方法可靠、易行。可用于α+β钛合金棒材或饼材的生产，提高成品率。