CN1031569A

CN1031569A - 高强度高韧性钛合金

Info

Publication number: CN1031569A
Application number: CN 87105768
Authority: CN
Inventors: 陈海珊; 张翥; 郝瑞欣; 郑桂钧; 成玉英
Original assignee: Beijing General Research Institute for Non Ferrous Metals
Current assignee: Beijing General Research Institute for Non Ferrous Metals
Priority date: 1987-08-24
Filing date: 1987-08-24
Publication date: 1989-03-08

Abstract

一组高强度高韧性钛基合金，含有(重量百分比) 3-7％Mo，3-7％V，1.75-4.0％Al，≤6％Cr，≤ 2.5％Zr，≤2.5％Fe，余量为含O₂量≤0.2％的Ti； Mo和V含量总和为8-12％，Cr和Fe含量总和≤ 6％。Mo、V、Cr、Al含量分别为5％、5％、2％、3％的钛合金锻棒(φ15mm)，通过适当热处理，拉伸强度δ_b 达1224MPa时，K_1C可达84.3MN·m^-3/2，δ达 62.0％；δ_b达1302MPa时，K_1C达66.0MN·m^-3/2， δ达57.8％。可用作航天或航空高强结构体、超高速离心机转子等。

Description

本发明与高强度高韧性钛基合金有关。具体地说，本发明涉及含有钼和钒、铬和/或铁、铝、锆的钛基合金。

作为现代技术使用的钛合金结构材料，除应具有高的强度外，还必须兼有良好的延性和足够高的断裂韧性。强度虽高而断裂韧性差的合金，在应力作用下，往往由于微小裂纹的存在及失稳而导致破坏，使用起来是不安全的。因此，对一种新的优异的结构材料的要求，或者是在给定的强度下具有比其它钛结构材料更高的韧性，或者是在给定韧性值的情况下，具有比其它钛结构材料更高的强度。同时，还应具有良好的可加工性及深硬化性，以便即使加工成厚截面制品，经热处理后，整个截面上仍可均匀地获得高强度。

在此之前，美国专利US 3 802 877提出了基本成分为含有（重量百分比）6.3-11.0%V、1.75-3.3%Al、0.75-2.25%Fe（Fe与Al含量之比不大于1∶1）、不大于2.25%Sn、不大于2.25%Cr（Cr可取代等量的钒）、不大于1.25%Co（Co可取代等量的Fe）、不大于2.25%Zr（Al加 1/2 Zr量的总和在2.25-3.25%之间）、不大于0.2%O₂，余量为钛的高强度钛基合金。美国波音公司已将名义成份为Ti-10V-2Fe-3Al的合金锻件用于波音757飞机上。按照波音公司的标准（BMS7-260），Ti-10V-2Fe-3Al合金的主要性能为：σb≥1236MPa，σ_0.2≥1098MPa，δ（4D）≥4%，K_1C≥44MN·m^-3/2。由上述指标可见，该合金的强度高，但延性和韧性还不够高。此外，C.C.Chen等人在《第四届国际钛会议文集：1980年钛的科学与技术》（Titanium′80 Science and Technology∶Proceedings of the Fourth International Conference on Titanium.1980）1981年第1卷第457页报导了对该合金的研究。文中指出，Ti-10V-2Fe-3Al合金容易产生铁的宏观及微观偏析，造成锻件性能的不稳定性，必须对该合金的真空熔炼工艺采用特殊的方法，以避免或减轻其偏析。

在本技术领域中众所周知，在钛基合金中添加β稳定元素，经过热处理能获得高强度。合金的热处理性和硬化深度随合金淬火到室温后保留的β相的量成比例地提高。中华人民共和国国标GB3620-83所公布的TB2钛合金，其组成为（重量百分数）：4.7-5.7%Mo，4.7-5.7%V，7.5-8.5%Cr，2.5-3.5%Al，除不可避免的杂质外，其余为钛。由于该合金含有较多量的β稳定元素，在单相区加热后，无论是水淬或空冷，β相都可全部保留到室温，因而该合金在单相区固溶处理后有良好的冷成型性，冷成型后可时效到高强度，所以TB2合金是适于制作板材、箔材和线材的高强度高韧性亚稳定β钛合金。但以这种合金制作锻件时，锻造抗力较大，需在大于1000℃的高温下锻造。对于中、大型锻件，即使在高温下锻造，也难于保证在整个截面上获得足够的变形量，以致锻件的组织粗大，拉伸延性偏低。此外，该合金的机加工性能较差。

苏联的R.E.Shalin等人在《第四届国际钛会议文集，1980年钛的科学与技术》（Titanium′80 Science and Technology∶Proceedings of the FourthInternational Conference on Titanium，1980），1981年第2卷第1265-1275，报导了正在研制中的BT19钛合金的一些情况。文中介绍了BT19钛合金自动氩弧焊焊缝金属枝状晶中心区含有6.7%Mo，3.2%V和4.8%Cr;其枝晶之间的区域含5.0%Mo，3.4%V，和6.4%Cr。并报导了所得的试验室性能：σ_b＝1520MPa、K_1C＝65.1-69.7MN·m^-3/2。但文中对BT19钛合金的正式组分与含量、熔炼、加工和热处理等工艺均未披露。

本发明的目的是提供一组高强度高韧性钛基合金，与上面提到的TB2或Ti-10V-2Fe-3Al合金相比，这类合金在保持相当的强度和较好的深硬化性的同时，具有更高的断裂韧性和良好的延性。或者，在保持相当的韧性值时，具有更高的强度。本发明的另一个目的是，所提供的高强度高韧性钛基合金，有好的可锻性和机加工性。

本发明提出的合金组成为（重量百分数）：3-7%Mo，3-7%V，1.75-4.0%Al，0-6%的Cr，0-2.5%的Zr，0-2.5%的Fe，余量为含氧量小于0.2%的钛;钼含量和钒含量的总和在8-12%之间，铬含量和铁含量的总和为0-6%。

为了获得综合性能优异的钛合金，本发明中综合使用了同晶型的β稳定元素钼和钒，钼含量和钒含量的总和在8-12%之间。众所周知，纯钛有两种同素异构体，在885℃以上为体心立方的β相，在885℃以下为密排六方的α相。钼和钒是有体心立方结构的金属（与β-Ti同晶），它们的加入可降低纯Ti的相变点，扩大β相区，有较强的稳定β相的作用。由于本发明以钼和钒作为合金中的主要稳定β相的元素，所以含量不能过低。合金中被钼和钒稳定的β相，通过适当的热处理可保留到室温，但这种保留β相是亚稳的，随后合金时效时，亚稳定的β相分解，析出弥散的α相，从而使合金强化。但合金中的钼、钒含量不宜过高，含量过高会使保留β相的稳定性加大，不利于时效时弥散α相的析出，因而会使合金时效强化性能下降，而且增大合金比重，并给熔炼带来不利的因素。

本发明的合金中适量地加入了稳定α相的元素铝，并规定铝的含量范围为1.75-4%。铝的加入可提高纯Ti的相变点，扩大α相区，所以铝是一种稳定α相的元素。在β型钛合金中加入适量的铝有利于时效时弥散α相的析出，从而有利于合金的强化。众所周知，大多数亚稳定β Ti合金或近β Ti合金在较低温度时效时，β相分解析出α相的过程中，会出现一种脆性的中间相-ω相，在这类合金中适量加入Al，对脆性ω相的析出有一定的抑止作用。但过高的铝含量使合金的拉伸延性和断裂韧性下降，并恶化合金的可锻性。而过低的Al含量使上述有益作用不显著，此外，还应考虑到加入适当的铝有利于钼或钒以中间合金的形式加入。

在所发明的合金中还可加入适量的共析型稳定β相的元素铬或铁，加入一定量的铬或铁，可起到稳定β相的作用，和固溶强化作用。但这类元素稳定β相的能力较强，加入的量过多会使β相稳定性过高，而且容易出现偏析和形成脆性金属间化合物。所以当加入铬和/或铁时，铬含量和铁含量的总和不大于6%。

在所发明的合金中还可以加入适当的中性元素锆，当加入锆时，锆的含量应不大于2.5%。锆在β型钛合金中有微弱的稳定β相作用和固溶强化作用，有一定的抑止β晶粒长大的作用，但过高的锆含量不利于合金的可锻性，降低合金的断裂韧性，并有可能出现含锆的化合物（例如Zr-Fe类化合物）。

与现有的钛基高强高韧合金相比，本发明合金具有更好的强度、韧性、延性等综合性能，这从下面将要提到的表1-表3和图1中可以看出。例如，与所说的TB₂合金和Ti-10V-2Fe-3Al合金相比，在断面尺寸相近的情况下，表3中所列本发明钛合金，都具有更好的高强和高韧性的综合匹配。而且，本发明合金的锻造温度还比TB₂合金降低了150-200℃。

本发明合金采用常规的工业技术即可制备出来。即在海绵钛中混入本发明所限定的其它合金元素金属或中间合金，在真空或惰性气氛下熔炼、重熔成铸锭，随后可通过锻造、轧制、拉拨、挤压等加工成形为所要求的半成品。再根据使用要求对半成品进行适当的热处理，使其成为具备所需综合性能的最终成品。这种成品可以作为高强结构件用于宇航或航空工业，或用作超高速离心机转子等。

附图1表明合金强度σ_b与断裂韧性K_1C之间的关系。图中横坐标为拉伸强度σ_b，不加括号的横坐标数值的计量单位为MPa，括号内数值的计量单位为KSi;图中纵坐标为断裂韧性K_1C，不加括号的纵坐标数值的计量单位为MN·m^-3/2，括号内数值的计量单位为KSi

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）。图中，通过圆形实心点·的直线，是根据美国Timet公司给出的Ti-10V-2Fe-3Al典型数据绘制的倾向线（引自《MAlloy Digest∶Ti-10V-2Fe-3Al，Filling Code∶Ti-80，December 1980》）。图中方形点囗表示本发明范围内四种钛合金的数据，这四种钛合金的组分和性能数据已在表2中列出了，将方形点代表的性能同圆形实心点代表的性能对比可以清楚地看出，在强度σ_b相近的情况下，本发明合金的断裂韧性K_1C值均高于Ti-10V-2Fe-3Al合金;或者，在K_1C值相近的情况下，本发明合金的强度值σ_b均高于Ti-10V-2Fe-3Al合金。

本发明的非限定性实施例列于表1及表2。表1和表2中给出了本发明合金组份范围内的若干钛合金的名义成分，以及在不同热处理条件下的室温拉伸性能和断裂韧性。为了便于比较，表1中还列出了名义成分在本发明范围之外的若干钛合金的有关数据，其中包括TB₂合金及Ti-10V-2Fe-3Al合金。根据表1的数据，将本发明范围内综合性能优良的数种合金及其性能列于表3。

表3.本发明中综合性能优良的数种钛合金

表1和表2中所列本发明范围内的合金，通过恰当的热处理，都可达到约1200MPa的强度值，同时可获得约50MN·m^-3/2的断裂韧性，并有良好的拉伸延性和较高的面缩值。表3中所列本发明范围的几种合金，通过恰当的热处理，在达到约1200MPa的强度值的同时，都对应着不小于60MN·m^-3/2的断裂韧性。其中，含有5%Mo 5%V、2%Cr、3%Al的5523-2炉号钛合金，在σ_b为1224MPa时，K_1C达84.3MN·m^-3/2;在σ_b为1302MPa时，K_1C达66.0MN·m^-3/2。在高强状态下的拉伸面缩值为57.8-62.0%。而表1中所列5583炉号的TB₂合金，在δ_b＝1197-1261MPa时，K_1C＝53.6-56.4MN·m^-3/2，ψ＝34.2-43.6%。表1中所列的Ti-10V-2Fe-3Al合金在获得1241MPa强度时，其典型的K_1C值为53.8MN·m^-3/2，拉伸面缩值为39%。

Claims

1、一种添加合金元素钼、钒、铝、铬的钛基合金，本发明的特征是，所述合金元素的含量为3-7%钼，3-7%钒，1.75-4.0%铝，钼含量和钒含量的总和为8-12%，所述的钛基合金中还含有0-6%的铬0-2.5%的锆，0-2.5%的铁，余量为含氧量小于0.2%的钛，铬含量和铁含量的总和为0-6%，均按重量百分比计算。

2、根据权利要求1所述的钛基合金，其特征是含5%钼，5%钒，2%铬，3%铝，其余为钛。

3、根据权利要求1所述的钛基合金，其特征是含5%钼，5%钒，4%铬，3%铝，其余为钛。

4、根据权利要求1所述的钛基合金，其特征是含5%钼，5%钒，2%铬，3%铝，2%锆，其余为钛。

5、根据权利要求1所述的钛基合金，其特征是含5%钼，3%钒，2%铬，2%铝，其余为钛。