本發明涉及一種雙相鈦合金的熱加工工藝，屬于鈦合金微觀組織控制技術領域。

背景技術：

鈦合金的性能主要取決于顯微組織形態，不同的組織對應于不同的力學性能。如圖1所示，雙相鈦合金的不同組織狀態在其強度、塑性、斷裂韌性方面各有不同。而鈦合金的顯微組織主要取決于鈦合金的化學成分、熱處理狀態、鍛造工藝等，不同熱處理制度和鍛造工藝下主要可以通過控制鈦合金中α相和β相的形態、比例、相界面等來控制其力學性能特征。

目前的相關組織控制的技術方案均是通過改變加熱溫度、冷卻速度、變形的終軋溫度等來獲得不同形態、相分數的相，例如：在α+β相區不同溫度，不同變形量，可獲得等軸組織或網籃組織；在加熱到高于β相變點以上冷卻下來后可獲片層魏氏組織；等軸組織在α+β兩相區加熱，隨加熱溫度的不同，可以控制等軸α相的相分數等。因此相關的雙相鈦合金組織控制方式比較固定，且組織均已上述的常規組織形態為主。

在鈦合金組織和性能關系的研究報告中明確指出，等軸組織具有較好的塑韌性、抗缺口敏感性，但沖擊，高溫持久蠕變，斷裂韌性等較差，而片層狀的魏氏組織或網籃組織的蠕變、持久性能，斷裂韌性則比較高。因此在某種程度上，能夠實現兩種組織的有效控制來改善鈦合金性能是鈦合金熱加工領域中需要重點關注的。

技術實現要素：

本發明的目的在于：提供一種TA19鈦合金獲得半等軸化組織的固溶處理工藝，以實現兩種組織的有效控制來改善鈦合金性能。

為解決上述問題，擬采用這樣一種TA19鈦合金獲得半等軸化組織的固溶處理工藝：

將具有雙態或等軸組織TA19鈦合金型材或零部件采用感應加熱、直接電阻加熱等快速加熱方式，以100~1000 ℃/s的速度加熱到800~1100 ℃，保溫1~60秒。由于TA19雙相鈦合金中成分分布并非均勻，因此即便是一個合金，其微區相變點與元素的擴散速率也并非一個固定數值，采用快速加熱到α+β兩相區或β單相區，主要是對TA19合金快速完成相變。

然后，采用高壓空氣、油冷或水冷等方式，以冷速為50~200 ℃/s，冷卻到400 ℃以下，其目的是快速冷卻，防止在鈦合金中獲得擴散型相變產物如β轉變組織，盡量獲得鈦合金馬氏體相，讓局部區域成分保持不變。

隨后，直接進行時效熱處理，或重新固溶，再進行時效熱處理。如：將該組織的TA19合金重新加熱到該兩相區溫度范圍900~1000℃，保溫20~120分鐘，以正常的固溶處理方式完成固溶。通過以上方式，就獲得了一種半等軸α相，等軸α相被極細的β轉變組織分割，形成一種即為等軸α相，α相又被片層分割的組織形態，該組織形態的TA19鈦合金具有極好的塑韌性與斷裂韌性的配合。

與現有技術相比，本發明中的組織控制方案來源于微區成分對相變過程的影響機理，通過加熱方式，改變微區成分的分布，通過快速冷卻，控制微區成分的擴散，由于TA19鈦合金組織成分之間的關系，實現了獲得一種半等軸α相，等軸α相被極細的β轉變組織分割，形成一種即為等軸α相，但α相又被片層分割的組織形態，具有極好的塑韌性與斷裂韌性的配合。

附圖說明

圖1 為雙相鈦合金典型組織；

其中：（a）等軸組織，（b）網籃組織，（c）雙態組織，（d）魏氏組織；

圖2為光學金相組織；

圖3為進一步放大的掃描電鏡圖像（SEM）；

圖4為片層區域放大TEM圖像。

具體實施方式

為使本發明的目的、技術方案和優點更加清楚，下面將通過附圖對發明作進一步地詳細描述。

實施例：

參照圖1至圖4，針對500mm長，20mm×10mm的矩形截面Ti合金型材，利用高頻加熱方式連續加熱，型材通過感應線圈后立刻冷去，在通過線圈將其加熱到1030℃以上，離開感應線圈后立刻利用高壓空氣快速冷卻。將冷卻后的加熱到固溶溫度范圍960℃，保溫60分鐘后通過快速淬火到室溫完成固溶，即可獲得上述組織，再經過常規的時效處理，可獲得極好的塑韌性與斷裂韌性的配合的材料，其中斷裂韌性高于原等軸組織，塑性指標，斷面收縮率高于原魏氏組織。

圖2為光學金相；圖2a為等軸狀TA19原材料組織，圖2b為加熱到β相變點以上冷卻下來，全部轉變為片層狀魏氏組織。圖2c為采用本方法所得的魏氏組織中間分布白色等軸狀α相的組織，其中相對于圖2a的等軸組織，其邊界明顯模糊，等軸α相細化。

圖3為進一步放大的掃描電鏡圖像（SEM），圖3a為常規TA19等軸組織，圖3b為本方法所得組織，其中魏氏組織片層伸入等軸α相中消失，等軸α相局部被細小片層分割。片層區域放大如圖4所示，圖4a為原等軸或魏氏組織中的片層，片層粗大且明顯，圖4b為本辦法所得組織等軸α相中微區組織，從圖中可觀察到極細的片層在分割等軸α相，這導致原有等軸化的α相被分割呈半等軸狀態。