CN101543948A - Ti5Mo5V2Cr3Al合金的加工工艺 - Google Patents

Ti5Mo5V2Cr3Al合金的加工工艺 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种钛合金的加工工艺，具体而言，提供一种Ti5Mo5V2Cr3Al钛合金的加工工艺，其包括如下步骤：1.锻坯下料后，在锻机上于780～1050℃锻造，变形量≥60％；2.在轧机上于700～950℃热轧，轧制变形量≥70％；3.480～580℃时效1～8小时，空冷至室温。其中钛合金的主要合金元素含量(wt％)为：Mo：4.5％～5.7％；V：4.5～5.7％；Cr：1.5％～2.5％；Al：2.5％～3.5％；余量为钛。轧制后合金的棒的直径≤60mm。使用本发明加工工艺制造的钛合金由于其较好的高强度和高韧性匹配特性可用于制造飞机的起落架及其他航空航天用大型锻件。

Description

Ti5Mo5V2Cr3Al合金的加工工艺
技术领域
本发明涉及钛合金的加工工艺，具体而言，涉及Ti5Mo5V2Cr3Al钛合金形变热处理的加工工艺。
背景技术
Ti5Mo5V3Al-XCr系钛合金是我国自主研发的一类系列合金，由于其高强度和高韧性的特性，能够广泛地应用于航空航天领域。其中Ti5Mo5V2Cr3Al合金是在Ti5Mo5V8Cr3Al钛合金基础上研制成功的一种近β型钛合金，由于具有轻质、高强度、高延性、优异的抗冲击性能和断裂韧性以及良好的锻造性能和机械加工性能，适合于制造飞机的起落架及其他航空航天用大型锻件。
Ti5Mo5V2Cr3Al合金主要合金元素含量(wt％)为：Mo：4.5％～5.7％；V：4.5～5.7％；Cr：1.5％～2.5％；Al：2.5％～3.5％；余量为钛。在常规加工工艺中，通常采用时效处理以提高合金强度。但在强度提高的同时合金的断面收缩率会下降。我们知道，断面收缩率是决定合金性能的重要指标，高的断面收缩率可以使合金在高强状态下具有优良的冷变形性能，可以抵抗裂纹的产生和扩展，因而使合金具有高的冲击韧性、断裂韧性和抗疲劳性能。因此，通过改进加工工艺，使处理后的合金在提高强度的同时减少断面收缩率的损失成为本领域亟待解决的技术问题。
发明内容
本发明的研究人员在改进Ti5Mo5V2Cr3Al合金加工工艺的研究中意外地发现，通过选择特定的热变形工艺条件可以使钛合金在时效后出现强度提高的同时断面收缩率也提高的反常现象。经此工艺加工后的Ti5Mo5V2Cr3Al合金具有极高的强度和韧性。由此提出本发明。
本发明提供一种Ti5Mo5V2Cr3Al钛合金的加工工艺，其包括如下步骤：
1.锻坯下料后，在锻机上于780～1050℃锻造，变形量≥60％；
2.在轧机上于700～950℃热轧，轧制变形量≥70％；
3.480～580℃时效1～8小时，空冷至室温。
本发明的Ti5Mo5V2Cr3Al钛合金的加工工艺，其中钛合金的主要合金元素含量(wt％)为：Mo：4.5％～5.7％；V：4.5％～5.7％；Cr：1.5％～2.5％；Al：2.5％～3.5％；余量为钛。
本发明的Ti5Mo5V2Cr3Al钛合金的加工工艺，其中轧制后合金的棒的直径≤60mm。
本发明的有益效果在于，经本发明方法处理后的Ti5Mo5V2Cr3Al钛合金，与强度升高的同时(1300MPa～1420MPa)，拉伸延性保持不变，而断面收缩率明显提高。因此采用本发明加工工艺制造的Ti5Mo5V2Cr3Al钛合金具有可锻性能良好、强化能力强、高强状态延性性能好的特点。
【具体实施方式】
以下将详细描述本发明。
本发明的Ti5Mo5V2Cr3Al钛合金加工工艺中采用了形变处理结合锻后直接时效的热处理工艺，得到了综合性能较佳的合金棒材。一方面，在接近于相变点(约815℃)的温度热轧以获得较大的形变，对组织起到细化作用，可以改善合金的塑性和韧性。另一方面，锻态直接时效对本发明的钛合金有很大的硬化能力，随时效温度的升高，合金的硬度呈线性降低，480～580℃时效对应的显微硬度值HV为250～400。另外，Ti5Mo5V2Cr3Al具有较强的时效硬化能力，540℃以下时效，合金强度在1300Mpa以上，达到超高强度水平，但面缩率较低。时效温度达580℃，强度仍然可达1200Mpa级，而相应面缩率较高。
以下结合实施例具体说明，但本发明并不限于该实施例。
实施例1
按以下比例配合金料，主要合金元素含量(wt％)为：Mo：4.8；V：4.9；Cr：1.81；Al：3.1；Fe：0.11；C：0.008；N：0.010；H：0.0015；O：0.10；余量为钛。将配料压制成电极。在真空自耗电炉经两次熔炼得到Φ380mm铸锭。于1050℃锻造开坯，于900℃经3火次锻成Φ40mm，在轧机上于850℃热轧至Φ11.5mm棒材。于540℃，时效4小时，空冷至室温。得到钛合金样品1。
实施例2
按以下比例配合金料，主要合金元素含量(wt％)为：Mo：4.8；V：4.9；Cr：1.53；Al：3.1；Fe：0.11；C：0.008；N：0.010；H：0.0015；O：0.10；余量为钛。将配料压制成电极。在真空自耗电炉经两次熔炼得到Φ380mm铸锭。于1000℃锻造开坯，于900℃经2火次锻成Φ40mm，在轧机上于800℃热轧至Φ11.5mm棒材。于580℃，时效4小时，空冷至室温。得到钛合金样品2。
实施例3
按以下比例配合金料，主要合金元素含量(wt％)为：Mo：4.8；V：4.9；Cr：2.48；Al：3.1；Fe：0.11；C：0.008；N：0.010；H：0.0015；O：0.10；余量为钛。将配料压制成电极。在真空自耗电炉经两次熔炼得到Φ380mm铸锭。于1050℃锻造开坯，于950℃经3火次锻成Φ40mm，在轧机上于850℃热轧至Φ11.5mm棒材。于540℃，时效4小时，空冷至室温。得到钛合金样品3。
实施例4
按以下比例配合金料，主要合金元素含量(wt％)为：Mo：4.8；V：4.9；Cr：1.81；Al：3.1；Fe：0.11；C：0.008；N：0.010；H：0.0015；O：0.10；余量为钛。将配料压制成电极。在真空自耗电炉经两次熔炼得到Φ380mm铸锭。于1000℃锻造开坯，于900℃经3火次锻成Φ80mm，在轧机上于850℃热轧至Φ20mm棒材。于560℃，时效6小时，空冷至室温。得到钛合金样品4。
实施例5
按以下比例配合金料，主要合金元素含量(wt％)为：Mo：4.8；V：4.9；Cr：1.52；Al：3.1；Fe：0.11；C：0.008；N：0.010；H：0.0015；O：0.10；余量为钛。将配料压制成电极。在真空自耗电炉经两次熔炼得到Φ380mm铸锭。于1000℃锻造开坯，900℃经2火次锻成Φ80mm，在轧机上于800℃热轧至Φ20mm棒材。于540℃，时效4小时，空冷至室温。得到钛合金样品5。
实施例6
按以下比例配合金料，主要合金元素含量(wt％)为：Mo：4.8；V：4.9；Cr：1.99；Al：3.1；Fe：0.11；C：0.008；N：0.010；H：0.0015；O：0.10；余量为钛。将配料压制成电极。在真空自耗电炉经三次熔炼得到Φ500mm铸锭。于1050℃锻造开坯，锻成420mm方坯，于900℃经1火次锻成Φ140mm，在轧机上于850℃热轧至Φ40mm棒材。于540℃，时效6小时，空冷至室温。得到钛合金样品6。
实施例7
按以下比例配合金料，主要合金元素含量(wt％)为：Mo：4.8；V：4.9；Cr：2.49；Al：3.1；Fe：0.11；C：0.008；N：0.010；H：0.0015；O：0.10；余量为钛。将配料压制成电极。在真空自耗电炉经三次熔炼得到Φ500mm铸锭。于1050℃锻造开坯，锻成420mm方坯，于950℃经1火次锻成Φ140mm，在轧机上于900℃热轧至Φ40mm棒材。于540℃，时效6小时，空冷至室温。得到钛合金样品7。
实施例8
按以下比例配合金料，主要合金元素含量(wt％)为：Mo：4.8；V：4.9；Cr：2.02；Al：3.1；Fe：0.11；C：0.008；N：0.010；H：0.0015；O：0.10；余量为钛。将配料压制成电极。在真空自耗电炉经三次熔炼得到Φ560mm铸锭。于1050℃锻造开坯，锻成220mm方坯，950℃经2火次热轧至Φ60mm棒材。于540℃，时效6小时，空冷至室温。得到钛合金样品8。
实施例9
按以下比例配合金料，主要合金元素含量(wt％)为：Mo：4.8；V：4.9；Cr：1.52；Al：3.1；Fe：0.11；C：0.008；N：0.010；H：0.0015；O：0.10；余量为钛。将配料压制成电极。在真空自耗电炉经三次熔炼得到Φ560mm铸锭。于1050℃锻造开坯，锻成220mm方坯，950℃经2火次热轧至Φ60mm棒材。于580℃，时效6小时，空冷至室温。得到钛合金样品9。
比较例1
按以下比例配合金料，主要合金元素含量(wt％)为：Mo：4.8；V：4.9；Cr：1.81；Al：3.1；Fe：0.11；C：0.008；N：0.010；H：0.0015；O：0.10；余量为钛。将配料压制成电极。在真空自耗电炉经两次熔炼得到Φ230mm铸锭。于1050℃锻造开坯，经两火锻至Φ40mm棒材，于850℃经热轧至Φ20mm棒材。540℃时效4小时，空冷至室温。得到钛合金比较样品1。
比较例2
按以下比例配合金料，主要合金元素含量(wt％)为：Mo：4.8；V：4.9；Cr：1.81；Al：3.1；Fe：0.11；C：0.008；N：0.010；H：0.0015；O：0.10；余量为钛。将配料压制成电极。在真空自耗电炉经两次熔炼得到Φ230mm铸锭。于1050℃锻造开坯，经两火锻至Φ40mm棒材，于850℃经热轧至Φ20mm棒材。560℃时效6小时，空冷至室温。得到钛合金比较样品2。
比较例3
按以下比例配合金料，主要合金元素含量(wt％)为：Mo：4.8；V：4.9；Cr：1.99；Al：3.1；Fe：0.11；C：0.008；N：0.010；H：0.0015；O：0.10；余量为钛。将配料压制成电极。在真空自耗电炉经三次熔炼得到380mm铸锭。于1050℃锻造开坯，锻成220mm方坯，于950℃经2火次锻成120mm，在轧机上于850℃热轧至40mm棒材。760℃固溶，空冷至室温。得到钛合金比较样品3。
比较例4
按以下比例配合金料，主要合金元素含量(wt％)为：Mo：4.8；V：4.9；Cr：2.02；Al：3.1；Fe：0.11；C：0.008；N：0.010；H：0.0015；O：0.10；余量为钛。将配料压制成电极。在真空自耗电炉经三次熔炼得到420mm铸锭。于1050℃锻造开坯，锻成300mm方坯，950℃经3火次锻成60mm棒材。760℃固溶，空冷至室温。得到钛合金比较样品4。
实施例10钛合金的强度及拉伸性能实验
将样品1-9及比较样品1-4加工成Φ5mm的常规拉伸试样。试验在AG50KNE试验机上完成。钛合金的强度及拉伸性能如表1所示。
表1
 
бb MPa б0.2 MPa δ5％ Ψ％ E GPa K1cMpam1/2
样品1 1400 1370 15.0 63.0 113 44.0
样品2 1260 1230 18.0 67.0 107 61.0
样品3 1380 1340 13.0 62.0 107 45.5
样品4 1320 1270 16.0 65.0 113 44
样品5 1370 1320 14.5 63.0 112 45.0
样品6 1300 1250 13.0 62.0 - -
样品7 1310 1260 16.0 68.0 - -
样品8 1380 1320 7.5 24.5 113 60
样品9 1370 1300 7.5 23.5 114 70
比较1 1340 - 9.0 35.5 - -
比较2 1280 - 10.0 40.0 - -
比较3 930 620 18 59 71.9 -
比较4 960 915 18 56 76.3 -
比较表1中的数据可知，Ti5Mo5V2Cr3Al钛合金材料经大的热变形处理后，棒材的断面收缩率有较大的提高；经时效后，材料的抗拉强度有大幅度的增加(达到1260～1400MPa)，同时断面收缩率也有较大的提高。经本发明工艺处理的Ti5Mo5V2Cr3Al钛合金，在强度升高的同时，拉伸延性保持不变，而断面收缩率明显提高(Φ11.5mm棒材的断面收缩率达到63％～67％；Φ20mm棒材的断面收缩率达到62％～65％；Φ40mm棒材的断面收缩率达到62％～68％；Φ60mm棒材的断面收缩率达到23％～25％)，实现了高强度和高韧性的较好匹配。

Claims (3)

1.一种Ti5Mo5V2Cr3Al钛合金加工工艺，包括如下步骤：
(1)将锻坯下料后，在锻机上于780～1050℃锤锻，变形量≥60％；
(2)在轧机上于700～950℃热轧，轧制变形量≥70％；
(3)480～580℃时效1～8小时，空冷至室温。
2.根据权利要求1所述的钛合金加工工艺，其中所述钛合金的主要合金元素含量(wt％)为：Mo：4.5％～5.7％；V：4.5～5.7％；Cr：1.5％～2.5％；Al：2.5％～3.5％；余量为钛。
3.根据权利要求1所述的钛合金加工工艺，其中所述轧制变形后合金的棒的直径≤60mm。
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