一种近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法与流程

一种近
β
钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法
技术领域
1.本发明涉及有色金属材料技术领域，具体涉及一种近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法。


背景技术：

2.近β钛合金兼具比强度高、比刚度高、热处理强化效应好、淬透深度大、冷热加工性能良好等系列特点，是飞机外板、框架、连接件及紧固件等重要承力结构的理想选材。近年来，在轻量化、长寿命、高可靠性等设计思想的指导下，新一代飞行器对综合力学性能良好的轻质主承力结构件提出了迫切的需求，进而要求近β钛合金具有更高强度与塑性、韧性的良好匹配，以期通过材料轻量化、结构轻量化实现减重、增效、降本目标。
3.现阶段，近β钛合金的力学性能调控仍然遵循强度-塑/韧性倒置关系，即强度性能的提高往往伴随着塑性、韧性的大幅度降低。以现阶段装机应用最高强度级别的近β钛合金ti-55531合金(名义成分为ti-5al-5mo-5v-3cr-1zr)为例，当其强度性能增加至1300mpa以上时，断裂韧性性能降低至40mpa
·m1/2
以下，当其断裂韧性增加至60mpa
·m1/2
以上时，其抗拉强度性能则降低至1200mpa以下，该强韧性匹配越来越不能满足新一代飞行器对综合性能良好轻质承力结构件的迫切需求。另外，近β钛合金基于自由锻造热机械处理进行组织性能调控，需通过复杂的始锻温度逐级降低的“多火次、大变形”锻造工艺，实现组织晶粒的细化及析出相的形貌调控，从而导致其制备周期增长、生产成本提高。
4.因此，发明人提供了一种近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法。


技术实现要素：

5.(1)要解决的技术问题
6.本发明实施例提供了一种近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法，解决了如何基于自由锻造热机械处理实现近β钛合金高强韧匹配的技术问题，并达到简化工艺、缩短周期、降低成本的效果。
7.(2)技术方案
8.本发明提供了一种近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法，包括以下步骤：
9.将近β钛合金铸锭置于1100～1150℃始锻温度进行至少1火次墩拔锻造热机械处理，各火次锻造完成后空冷至室温，获得第一近β钛合金锻坯；
10.将所述第一近β钛合金锻坯置于相变点以上120～150℃始锻温度进行至少1火次墩拔锻造热机械处理，锻造完成后空冷至室温，获得第二近β钛合金锻坯；
11.将所述第二近β钛合金锻坯置于相变点以下20～40℃始锻温度进行至少1火次墩拔锻造热机械处理，锻造完成后空冷至室温，获得第三近β钛合金锻坯；
12.对所述第三近β钛合金锻坯置于设定条件下进行固溶时效热处理，获得近β钛合金材料。
13.进一步地，所述将近β钛合金铸锭置于1100～1150℃始锻温度进行至少1火次墩拔
锻造热机械处理，具体为：
14.每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.5之间，各火次锻造完成后分别空冷至室温。
15.进一步地，所述将所述第一近β钛合金锻坯置于相变点以上120～150℃始锻温度进行至少1火次墩拔锻造热机械处理，具体为：
16.每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.5之间。
17.进一步地，当在相变点以上120～150℃始锻温度进行多火次墩拔锻造热机械处理时，各火次锻造完成后分别空冷至室温，重新升温后进行该温度的下一火次锻造。
18.进一步地，当在相变点以上120～150℃始锻温度进行多火次墩拔锻造热机械处理时，各火次锻造完成后直接回炉保温进行回火，保温时间为90～120min，出炉后继续进行后续热机械处理变形，直至该温度下所有锻造火次完成后空冷至室温。
19.进一步地，所述将所述第二近β钛合金锻坯置于相变点以下20～40℃始锻温度进行至少1火次墩拔锻造热机械处理，具体为：
20.每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.0之间。
21.进一步地，当在相变点以下20～40℃始锻温度进行多火次墩拔锻造热机械处理时，各火次锻造完成后分别空冷至室温，重新升温后进行该温度的下一火次锻造。
22.进一步地，当在相变点以下20～40℃始锻温度进行多火次墩拔锻造热机械处理时，各火次锻造完成后直接回炉保温进行回火，保温时间为60～90min，出炉后继续进行后续热机械处理变形，直至该温度下所有锻造火次完成后空冷至室温。
23.进一步地，所述将所述第三近β钛合金锻坯置于特定条件下进行固溶时效热处理，获得近β钛合金材料，具体为：
24.将所述第三近β钛合金锻坯置于相变点以下15～55℃温度范围进行保温t+(30～60)min的固溶热处理，后空冷至室温；随后，在580～620℃温度范围进行保温6～10h的时效热处理，空冷至室温后获得所述近β钛合金材料；其中，t为样品达到均温所需时间，根据加热系数乘以样品界面厚度或直径获得，加热系数取0.5～0.8min/mm。
25.进一步地，所述近β钛合金材料具有晶粒尺寸小于10μm、球状α相含量为5～20％且沿晶界宏观均匀分布、细针状次生α相弥散分布于β相基体的显微组织特征。
26.(3)有益效果
27.综上，本发明通过增加低温单相区热机械处理，促进合金材料的动态、静态再结晶，抑制较高温度下组织晶粒的过度长大，使得合金显微组织晶粒快速细化，并保持晶粒尺寸小于10μm。结合高温两相区热机械处理与固溶时效热处理，对析出相尺寸形貌的综合调控与优化，使得初生α相球化且体积分数约为5～20％，次生α相呈细针状弥散分布于β相合金基体。通过组织晶粒、析出相等与位错产生的交互作用，实现合金强度、塑性与韧性的良好匹配。另外，通过合并/取消传统组织性能调控路径中始锻温度相近的锻造热机械处理工艺，以及增加低温单相区热机械处理与中间回火工艺加速组织晶粒细化，简化缩短了合金组织性能调控工艺流程与周期，并结合中间换向拔长工艺提高组织性能均匀性，从而达到了降低了合金生产成本的效果。
附图说明
28.为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对本发明实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面所描述的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
29.图1是本发明实施例提供的一种近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法的流程示意图；
30.图2是本发明实施例1提供的一种近β钛合金的显微组织特征示意图；
31.图3是本发明实施例2提供的一种近β钛合金的显微组织特征示意图；
32.图4是本发明实施例3提供的一种近β钛合金的显微组织特征示意图；
33.图5是本发明实施例4提供的一种近β钛合金的显微组织特征示意图；
34.图6是本发明实施例5提供的一种近β钛合金的显微组织特征示意图。
具体实施方式
35.下面结合附图和实施例对本发明的实施方式作进一步详细描述。以下实施例的详细描述和附图用于示例性地说明本发明的原理，但不能用来限制本发明的范围，即本发明不限于所描述的实施例。
36.需要说明的是，在不冲突的情况下，本技术中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。下面将参照附图并结合实施例来详细说明本技术。
37.图1是本发明实施例提供的一种近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法的流程示意图，如图1所示，该方法可以包括以下步骤：
38.s100：将近β钛合金铸锭置于1100～1150℃始锻温度进行至少1火次墩拔锻造热机械处理，各火次锻造完成后空冷至室温，获得第一近β钛合金锻坯；
39.s200：将第一近β钛合金锻坯置于相变点以上120～150℃始锻温度进行至少1火次墩拔锻造热机械处理，锻造完成后空冷至室温，获得第二近β钛合金锻坯；
40.s300：将第二近β钛合金锻坯置于相变点以下20～40℃始锻温度进行至少1火次墩拔锻造热机械处理，锻造完成后空冷至室温，获得第三近β钛合金锻坯；
41.s400：对第三近β钛合金锻坯置于设定条件下进行固溶时效热处理，获得近β钛合金材料。
42.在上述实施方式中，增加低温单相区(即相变点以上120～150℃)热机械处理，促进合金材料的动态、静态再结晶，抑制较高温度下组织晶粒的过度长大，使得合金显微组织晶粒快速细化，并保持晶粒尺寸小于10μm。结合高温两相区(即相变点以下20～40℃)热机械处理与固溶时效热处理，对析出相尺寸形貌的综合调控与优化，使得初生α相球化且体积分数约为5～20％，次生α相呈细针状弥散分布于β相合金基体。通过组织晶粒、析出相等与位错产生的交互作用，实现合金强度、塑性与韧性的良好匹配。
43.通过合并/取消传统组织性能调控路径中始锻温度相近的锻造热机械处理工艺，以及增加低温单相区热机械处理与中间回火工艺加速组织晶粒细化，简化缩短了合金组织性能调控工艺流程与周期，并结合中间换向拔长工艺提高组织性能均匀性，从而达到了降低了合金生产成本的效果。
44.基于本发明所制备的近β钛合金材料具有晶粒尺寸小于10μm、球状α相含量为5～20％且沿晶界宏观均匀分布、细针状次生α相弥散分布于β相基体的显微组织特征。该近β钛合金的强度、塑性及韧性性能匹配，相比于现有的通过复杂始锻温度逐级降低的“多火次、大变形”锻造工艺所制备的近β钛合金，得到了进一步的改善与提升。
45.作为一种可选的实施方式，步骤s100中，将近β钛合金铸锭置于1100～1150℃始锻温度进行至少1火次墩拔锻造热机械处理，具体为：每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.5之间，各火次锻造完成后分别空冷至室温。
46.其中，步骤s100的目的是通过单相区较高温度的热机械处理，初步破碎原始铸锭粗大的组织晶粒，锻造压合铸锭中可能存在的显微孔洞、疏松等组织缺陷。
47.作为一种可选的实施方式，步骤s200中，将第一近β钛合金锻坯置于相变点以上120～150℃始锻温度进行至少1火次墩拔锻造热机械处理，具体为：每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.5之间。
48.其中，步骤s200的目的是通过低温单相区热机械处理促进合金材料的动态、静态再结晶，并抑制较高温度下组织晶粒的过度长大，使得合金显微组织晶粒快速细化。
49.作为一种可选的实施方式，步骤s200中，当在相变点以上120～150℃始锻温度进行多火次墩拔锻造热机械处理时，各火次锻造完成后分别空冷至室温，重新升温后进行该温度的下一火次锻造。
50.作为一种可选的实施方式，步骤s200中，当在相变点以上120～150℃始锻温度进行多火次墩拔锻造热机械处理时，各火次锻造完成后直接回炉保温进行回火，保温时间为90～120min，出炉后继续进行后续热机械处理变形，直至该温度下所有锻造火次完成后空冷至室温。
51.在此需要说明的是，以上两种低温单相区墩拔锻造热机械处理，是可以根据实际情况任意选用的截然不同的变形方案，一种是各火次墩拔锻造热机械处理完成后分别空冷至室温，重新升温后进行该温度的下一火次变形；另一种是各火次墩拔锻造热机械处理完成后回炉保温进行回火，出炉后继续进行下一火次变形，直至该温度下所有锻造火次完成后空冷至室温。
52.作为一种可选的实施方式，步骤s300中，将第二近β钛合金锻坯置于相变点以下20～40℃始锻温度进行至少1火次墩拔锻造热机械处理，具体为：每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.0之间。
53.其中，步骤s300的目的是通过高温两相区热机械处理对析出相的尺寸形貌与分布进行初步调控。
54.作为一种可选的实施方式，步骤s300中，当在相变点以下20～40℃始锻温度进行多火次墩拔锻造热机械处理时，各火次锻造完成后分别空冷至室温，重新升温后进行该温度的下一火次锻造。
55.作为一种可选的实施方式，步骤s300中，当在相变点以下20～40℃始锻温度进行多火次墩拔锻造热机械处理时，各火次锻造完成后直接回炉保温进行回火，保温时间为60～90min，出炉后继续进行后续热机械处理变形，直至该温度下所有锻造火次完成后空冷至室温。
56.在此需要说明的是，以上两种高温两相区墩拔锻造热机械处理，是可以根据实际
情况任意选用的截然不同的变形方案，一种是各火次墩拔锻造热机械处理完成后分别空冷至室温，重新升温后进行该温度的下一火次变形；另一种是各火次墩拔锻造热机械处理完成后回炉保温进行回火，出炉后继续进行下一火次变形，直至该温度下所有锻造火次完成后空冷至室温。
57.作为一种可选的实施方式，步骤s400中，将第三近β钛合金锻坯置于设定条件下进行固溶时效热处理，获得近β钛合金材料，具体为：将第三近β钛合金锻坯置于相变点以下15～55℃温度范围进行保温t+(30～60)min的固溶热处理，后空冷至室温；随后，在580～620℃温度范围进行保温6～10h的时效热处理，空冷至室温后获得近β钛合金材料；其中，t为样品达到均温所需时间，根据加热系数乘以样品截面厚度或直径获得，加热系数取0.5～0.8mm/min。
58.步骤s400的目的是进一步调控析出相的尺寸、形貌、数量与分布特征。
59.实施例1
60.(1)将三次真空自耗电弧熔炼所获ti-55531钛合金铸锭，置于1150℃始锻温度进行3火次墩拔锻造热机械处理，每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.5之间，锻造完成后空冷至室温。
61.(2)将步骤(1)所获ti-55531钛合金锻坯，置于相变点以上130℃始锻温度进行3火次墩拔锻造热机械处理，每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.5之间，锻造完成后空冷至室温。另外，各火次锻造完成后可直接回炉保温进行回火，保温时间为90～120min，出炉后继续进行后续热机械处理变形，直至该温度下所有锻造火次完成后空冷至室温。
62.(3)将步骤(2)所获ti-55531合金锻坯，置于相变点以下20～40℃始锻温度进行3火次墩拔锻造热机械处理，每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.0之间，锻造完成后空冷至室温。另外，各火次锻造完成后可直接回炉保温进行回火，保温时间为60～90min，出炉后继续进行后续热机械处理变形，直至该温度下所有锻造火次完成后空冷至室温。
63.(4)将步骤(3)所获ti-55531合金锻坯，置于相变点以下35℃进行保温45min的固溶热处理，后空冷至室温。随后，在600℃进行保温8h的时效热处理，后空冷至室温。
64.经上述热机械处理、热处理综合调控ti-55531钛合金的组织性能后，可获得晶粒尺寸小于10μm，球状α相含量为5～20％且沿晶界宏观均匀分布，细针状次生α相弥散分布于β相基体的显微组织特征(如图2所示)，进而使得合金达到高强韧的良好匹配，即：抗拉强度rm＝1387mpa、屈服强度r
p0.2
＝1352mpa、断后伸长率a＝9.5％、断裂韧性k
ic
＝57mpa
·m1/2
。
65.实施例2
66.(1)将三次真空自耗电弧熔炼所获ti-55531钛合金铸锭，置于1100℃始锻温度进行2火次墩拔锻造热机械处理，每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.5之间，锻造完成后空冷至室温。
67.(2)将步骤(1)所获ti-55531钛合金锻坯，置于相变点以上130℃始锻温度进行2火次墩拔锻造热机械处理，每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.5之间，锻造完成后空冷至室温。另外，各火次锻造完成后可直接回炉保温进行回火，保温时间为90～120min，出炉后继续进行后续热机械处理变形，直至该温度下
所有锻造火次完成后空冷至室温。
68.(3)将步骤(2)所获ti-55531合金锻坯，置于相变点以下20～40℃始锻温度进行2火次墩拔锻造热机械处理，每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.0之间，锻造完成后空冷至室温。另外，各火次锻造完成后可直接回炉保温进行回火，保温时间为60～90min，出炉后继续进行后续热机械处理变形，直至该温度下所有锻造火次完成后空冷至室温。
69.(4)将步骤(3)所获ti-55531合金锻坯，置于相变点以下35℃进行保温45min的固溶热处理，后空冷至室温。随后，在600℃进行保温8h的时效热处理，后空冷至室温。
70.经上述热机械处理、热处理综合调控ti-55531钛合金的组织性能后，可获得晶粒尺寸小于10μm，球状α相含量为5～20％且沿晶界宏观均匀分布，细针状次生α相弥散分布于β相基体的显微组织特征(如图3所示)，进而使得合金达到高强韧的良好匹配，即：rm＝1332mpa、r
p0.2
＝1316mpa、a＝13.5％、k
ic
＝50mpa
·m1/2
。
71.实施例3
72.本实施例是一种高强韧匹配的ti-55531钛合金的组织性能调控方法，具体实施步骤如下：
73.(1)将三次真空自耗电弧熔炼所获ti-55531钛合金铸锭，置于1150℃始锻温度进行1火次墩拔锻造热机械处理，每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.5之间，锻造完成后空冷至室温。
74.(2)将步骤(1)所获ti-55531钛合金锻坯，置于相变点以上150℃始锻温度进行1火次墩拔锻造热机械处理，每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.5之间，锻造完成后空冷至室温。
75.(3)将步骤(2)所获ti-55531合金锻坯，置于相变点以下20～40℃始锻温度进行1火次墩拔锻造热机械处理，每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.0之间，锻造完成后空冷至室温。
76.(4)将步骤(3)所获ti-55531合金锻坯，置于相变点以下35℃进行保温45min的固溶热处理，后空冷至室温。随后，在600℃进行保温8h的时效热处理，后空冷至室温。
77.经上述热机械处理、热处理综合调控ti-55531钛合金的组织性能后，可获得晶粒尺寸小于10μm，球状α相含量为5～20％且沿晶界宏观均匀分布，细针状次生α相弥散分布于β相基体的显微组织特征(如图4所示)，进而使得合金达到高强韧的良好匹配，即：rm＝1289mpa、r
p0.2
＝1283mpa、a＝13.0％、k
ic
＝59mpa
·m1/2
。
78.实施例4
79.本实施例与实施例1的不同之处在于步骤(4)，其时效温度为620℃，使得合金达到高强韧的良好匹配，即：rm＝1305mpa、r
p0.2
＝1284mpa、a＝8.5％、k
ic
＝79mpa
·m1/2
。其显微组织特征如图5所示。
80.实施例5
81.本实施例与实施例1的不同之处在于步骤(4)，其时效时间为10h，使得合金达到高强韧的良好匹配，即：rm＝1321mpa、r
p0.2
＝1306mpa、a＝11.0％、k
ic
＝66mpa
·m1/2
。其显微组织特征如图6所示。
82.需要明确的是，本说明书中各个实施例均采用递进的方式描述，各个实施例之间
相同或相似的部分互相参见即可，每个实施例重点说明的都是与其他实施例的不同之处。本发明并不局限于上文所描述并在图中示出的特定步骤和结构。并且，为了简明起见，这里省略对已知方法技术的详细描述。
83.以上仅为本技术的实施例而已，并不限制于本技术。在不脱离本发明的范围的情况下对于本领域技术人员来说，本技术可以有各种更改和变化。凡在本技术的精神和原理之内所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本技术的权利要求范围内。

技术特征：
1.一种近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法，其特征在于，该方法包括以下步骤：将近β钛合金铸锭置于1100～1150℃始锻温度进行至少1火次墩拔锻造热机械处理，各火次锻造完成后空冷至室温，获得第一近β钛合金锻坯；将所述第一近β钛合金锻坯置于相变点以上120～150℃始锻温度进行至少1火次墩拔锻造热机械处理，锻造完成后空冷至室温，获得第二近β钛合金锻坯；将所述第二近β钛合金锻坯置于相变点以下20～40℃始锻温度进行至少1火次墩拔锻造热机械处理，锻造完成后空冷至室温，获得第三近β钛合金锻坯；对所述第三近β钛合金锻坯置于设定条件下进行固溶时效热处理，获得近β钛合金材料。2.根据权利要求1所述的近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法，其特征在于，所述将近β钛合金铸锭置于1100～1150℃始锻温度进行至少1火次墩拔锻造热机械处理，具体为：每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.5之间，各火次锻造完成后分别空冷至室温。3.根据权利要求1所述的近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法，其特征在于，所述将所述第一近β钛合金锻坯置于相变点以上120～150℃始锻温度进行至少1火次墩拔锻造热机械处理，具体为：每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.5之间。4.根据权利要求1或3所述的近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法，其特征在于，当在相变点以上120～150℃始锻温度进行多火次墩拔锻造热机械处理时，各火次锻造完成后分别空冷至室温，重新升温后进行该温度的下一火次锻造。5.根据权利要求1或3所述的近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法，其特征在于，当在相变点以上120～150℃始锻温度进行多火次墩拔锻造热机械处理时，各火次锻造完成后直接回炉保温进行回火，保温时间为90～120min，出炉后继续进行后续热机械处理变形，直至该温度下所有锻造火次完成后空冷至室温。6.根据权利要求1所述的近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法，其特征在于，所述将所述第二近β钛合金锻坯置于相变点以下20～40℃始锻温度进行至少1火次墩拔锻造热机械处理，具体为：每火次采用两墩两拔、中间换向拔长工艺，其单道次墩粗、拔长锻造比控制在1.5～2.0之间。7.根据权利要求1或6所述的近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法，其特征在于，当在相变点以下20～40℃始锻温度进行多火次墩拔锻造热机械处理时，各火次锻造完成后分别空冷至室温，重新升温后进行该温度的下一火次锻造。8.根据权利要求1或6所述的近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法，其特征在于，当在相变点以下20～40℃始锻温度进行多火次墩拔锻造热机械处理时，各火次锻造完成后直接回炉保温进行回火，保温时间为60～90min，出炉后继续进行后续热机械处理变形，直至该温度下所有锻造火次完成后空冷至室温。
9.根据权利要求1所述的近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法，其特征在于，所述将所述第三近β钛合金锻坯置于设定条件下进行固溶时效热处理，获得近β钛合金材料，具体为：将所述第三近β钛合金锻坯置于相变点以下15～55℃温度范围进行保温t+(30～60)min的固溶热处理，后空冷至室温；随后，在580～620℃温度范围进行保温6～10h的时效热处理，空冷至室温后获得所述近β钛合金材料；其中，t为样品达到均温所需时间，根据加热系数乘以样品界面厚度或直径获得，加热系数取0.5～0.8min/mm。10.根据权利要求1所述的近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法，其特征在于，所述近β钛合金材料具有晶粒尺寸小于10μm、球状α相含量为5～20％且沿晶界宏观均匀分布、细针状次生α相弥散分布于β相基体的显微组织特征。

技术总结
本发明涉及有色金属材料技术领域，具体涉及一种近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法。其包括步骤：将近β钛合金铸锭置于1100～1150℃始锻温度进行墩拔锻造，获得第一近β钛合金锻坯；将第一近β钛合金锻坯置于相变点以上120～150℃始锻温度进行墩拔锻造，获得第二近β钛合金锻坯；将第二近β钛合金锻坯置于相变点以下20～40℃始锻温度进行墩拔锻造，获得第三近β钛合金锻坯；将第三近β钛合金锻坯置于设定条件下进行固溶时效热处理，获得近β钛合金材料。该近β钛合金高强韧匹配的组织性能调控方法的目的是解决如何基于自由锻造热机械处理实现近β钛合金高强韧匹配的技术问题，并达到简化工艺、缩短周期、降低成本的效果。果。果。


技术研发人员：周琳 刘运玺 徐严谨
受保护的技术使用者：中国航空制造技术研究院
技术研发日：2023.04.27
技术公布日：2023/8/4