CN104711452B - 一种高强高韧近Beta型钛合金材料及其制备与棒材加工方法 - Google Patents
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Abstract
本发明属于合金材料方法技术领域，特别涉及一种高强高韧近Beta型钛合金材料及其制备与棒材加工方法。本发明钛合金具体为Ti‑Al‑Fe‑V‑Mo合金，其抗拉强度不低于1200MPa，延伸率不低于10%，断裂韧性不低于50MPa·m1/2。本发明钛合金材料是利用真空自耗熔炼、凝壳炉熔炼、等离子束熔炼、电子束熔炼、悬浮炉熔炼中的一种或多种熔炼方法熔炼制备得到。本发明钛合金材料可以采用真空自耗熔炼，单相区开坯锻造、两相区镦粗拔长制备成棒材。本发明根据钼当量对合金性能影响，发明选择设计一种近β型钛合金；在合金成分上选择添加Al、Fe、V和Mo元素，并且用Mo元素替代少量Fe和V元素，抑制β斑点的产生，并且以中间合金作为原料来降低合金成本。
Description
技术领域
本发明属于合金材料方法技术领域，特别涉及一种高强高韧近Beta型钛合金材料及其制备与棒材加工方法。
背景技术
钛及钛合金由于比强度高，可以减轻飞机重量、提高推重比和飞机结构效益，因此作为结构材料广泛应用于航空航天工业中。随着航空航天工业的蓬勃发展，大型钛合金结构件得到了广泛应用，对该合金的强度、塑性和韧性提出了新的需求。
Ti-1023合金是由美国Timet公司于1971年研制开发，1972年申请专利，其专利号：3802877，名义成分为Ti-10V-2Fe-3Al，是应用最为广泛的一种高强高韧近β型钛合金。实验表明：经热处理强化该合金抗拉强度可达到(965～1310)MPa，断裂韧性可达到(35～90)MPa·m1/2，有较好的强度、塑性和韧性匹配关系。Ti-1023合金含有2％Fe元素，在熔炼时易因成分偏析产生“β斑点”，使合金组织不均匀，降低塑性。另外，Ti-1023合金对热处理极为敏感，比如：降低时效温度，将产生脆性ω相，使力学性能有较大波动。VT22合金是前苏联航空材料研究院于20世纪70年代研制开发的一种高合金化、高强度近β型钛合金，名义成分为Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe。实验表明：退火状态下，VT22合金强度可达到1080MPa，在所有钛合金中退火强度最高；经热处理强化该合金强度可达到(1100～1300)MPa，但未发现更好的工艺制度使VT22合金强度进一步提高。与Ti-1023合金相比，VT22合金Fe和V元素含量减少，通过添加Mo和Cr元素来提高合金淬透性，稳定β相。VST5553合金是俄罗斯以VT22合金为基础上，减少Fe元素含量，提高Cr元素含量而研制开发的一种新型高强高韧亚稳β型钛合金，名义成分Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.5Fe。与Ti-1023和VT22合金对比，Ti-5553合金Fe含量较少，使合金偏析敏感度降低，但不降低强度，其强度高出Ti-1023合金约15％。
发明内容
针对现有技术不足，本发明提供了一种高强高韧近Beta型钛合金材料及其制备与棒材加工方法方法。
一种高强高韧近Beta型钛合金材料，所述钛合金具体为Ti-Al-Fe-V-Mo合金，其中各成分及其重量百分数为Al：2.5％～3.5％，Fe：0.85％～2.15％，V：3.5％～8.1％，Mo：1.0％～7.5％，O≤0.2％，其余成分为Ti；且上述各成分需满足：Mo当量[Mo]eq＝(Mo的质量分数+0.67×V的质量分数+2.9×Fe的质量分数)×100＝12.3～12.7，且V、Fe的质量分数比为3.5～4.1，Mo、Fe、V的总质量分数不大于12％；所述钛合金的抗拉强度不低于1200MPa，延伸率不低于10％，断裂韧性不低于50MPa·m1/2。
一种高强高韧近Beta型钛合金材料的制备方法，所述钛合金材料是由市售的海绵钛、Al、Al-Mo合金和Fe-V合金为原料，利用真空自耗熔炼、凝壳炉熔炼、等离子束熔炼、电子束熔炼、悬浮炉熔炼中的一种或多种熔炼方法熔炼制备得到。
上述的熔炼方法均为常规的熔炼方法。
一种高强高韧近Beta型钛合金材料的制备方法，其具体方法如下：
按照所述钛合金的用料及配比，利用市售的海绵钛、Al、Al-Mo合金和Fe-V合金为原料，压制成自耗电极，经过二次真空自耗电弧炉熔炼，制成Ti-Al-Fe-V-Mo合金铸锭；
将所述钛合金铸锭在950℃～1050℃开坯，变形率达到50％以上，经过多次降温至750℃～820℃镦粗拔长，累积变形率达到80％以上，制成所需规格的棒材；然后按照国标GB/T228.1-2010中R7试样进行室温拉伸力学性能测试、按照国标GB4161-2007进行平面应变断裂韧性KIC测试。
进行所述多次降温时，每次降温幅度为50℃～100℃。
将所制得的棒材沿长度L方向取国标GB/T228.1-2010中R7(试样标距直径d＝5mm)拉伸试样和紧凑拉伸试样(试样厚度B＝25mm)。在相变点以下20℃～40℃固溶1小时，550℃时效8小时或者600℃时效2小时，测定合金强度、塑性和韧性。
表1 合金成分(重量百分比，wt％)
本发明的有益效果为：
本发明根据钼当量对合金性能影响，发明选择设计一种近β型钛合金，以应用技术成熟的合金系为基础研制开发新的合金，有助于提高合金应用前景；在合金成分上选择添加Al、Fe、V和Mo元素，并且用Mo元素替代少量Fe和V元素，抑制β斑点的产生，并且以中间合金作为原料来降低合金成本。
具体实施方式
本发明提供了一种高强高韧近Beta型钛合金材料及其制备与棒材加工方法方法，下面结合具体实施方式对本发明做进一步说明。
实施例1
制备Ti-2.5Al-2.15Fe-8.1V-1.0Mo合金的原材料为：0级海绵钛、Al、Al-Mo合金、Fe-V合金，按照表2成分配比进行配料，混合后压制成自耗电极，经过二次真空自耗电弧炉熔炼，得到Ti-2.5Al-2.15Fe-8.1V-1.0Mo合金铸锭；将所得合金铸锭在1000℃开坯，变形量60％，采用多次降温至800℃镦粗拔长，累积变形量80％，制成尺寸为900×75×35mm的方棒；用金相法测得所得合金的相变点为840～850℃。将方棒沿长度L方向取国标GB/T228.1-2010中R7(试样标距直径d＝5mm)拉伸试样和紧凑拉伸试样(试样厚度B＝25mm)，进行固溶时效处理，按照国标GB/T228.1-2010和GB4161-2007方法分别进行室温拉伸、断裂韧性测试，如表3所示为所得钛合金强度、塑性和韧性值：
表2 实施例1中合金的成分配比
Mo当量[Mo]eq＝(Mo的质量分数+0.67×V的质量分数+2.9×Fe的质量分数)×100＝12.66，V、F的质量分数比为3.8，Mo、Fe、V的总质量分数为11.25。
表3 实施例1中所得合金方棒的力学性能
实施例2
制备Ti-3.5Al-0.85Fe-3.5V-7.5Mo合金的原材料为：0级海绵钛、Al、Al-Mo合金、Fe-V合金，按照表4成分配比进行配料，混合后压制成自耗电极，经过二次真空自耗电弧炉熔炼，得到Ti-3.5Al-0.85Fe-3.5V-7.5Mo合金铸锭；所得合金铸锭在1000℃开坯，变形量60％，采用多次降温至800℃镦粗拔长，累积变形量80％，制成尺寸为900×75×35mm的方棒；用金相法测得所得合金的相变点为820～830℃。将方棒沿长度L方向取国标GB/T228.1-2010中R7(试样标距直径d＝5mm)拉伸试样和紧凑拉伸试样(试样厚度B＝25mm)，进行固溶时效处理，按照国标GB/T228.0-2010和GB4161-2007方法分别进行室温拉伸、断裂韧性测试，如表5所示为所得合金强度、塑性和韧性值：
表4 实施例2中合金的配比成分
Mo当量[Mo]eq＝(Mo的质量分数+0.67×V的质量分数+2.9×Fe的质量分数)×100＝12.31，V、F的质量分数比为4.1，Mo、Fe、V的总质量分数为11.85。
表5 实施例2中所得合金方棒的力学性能
实施例3
制备Ti-3.0Al-1.5Fe-6.0V-4.0Mo合金的原材料为：0级海绵钛、Al、Al-Mo合金、Fe-V合金，按照表6成分配比进行配料，混合后压制成自耗电极，经过二次真空自耗电弧炉熔炼，得到Ti-3.0Al-1.5Fe-6.0V-4.0Mo合金铸锭；所得合金铸锭在1000℃开坯，变形量60％，采用多次降温至800℃镦粗拔长，累积变形量80％，制成尺寸为900×75×35mm的方棒；用金相法测得合金的相变点为830～840℃。将方棒沿长度L方向取国标GB/T228.1-2010中R7(试样标距直径d＝5mm)拉伸试样和紧凑拉伸试样(试样厚度B＝25mm)，进行固溶时效处理，按照国标GB/T228.1-2010和GB4161-2007方法分别进行室温拉伸、断裂韧性测试，如表7所示为所得合金强度、塑性和韧性值：
表6 实施例3中合金的配比成分
Mo当量[Mo]eq＝(Mo的质量分数+0.67×V的质量分数+2.9×Fe的质量分数)×100＝12.37，V、F的质量分数比为4.0，Mo、Fe、V的总质量分数为11.5。
表7 实施例3中所得合金方棒的力学性能
实施例4
制备Ti-2.8Al-2.0Fe-8.0V-1.3Mo合金的原材料为：0级海绵钛、Al、Al-Mo合金、Fe-V合金，按照表8成分配比进行配料，混合后压制成自耗电极，经过二次真空自耗电弧炉熔炼，得到Ti-2.8Al-2.0Fe-8.0V-1.3Mo合金铸锭；所得合金铸锭在1000℃开坯，变形量60％，采用多次降温至800℃镦粗拔长，累积变形量80％，制成尺寸为900×75×35mm的方棒；用金相法测得合金的相变点为820～830℃。将方棒沿长度L方向取国标GB/T228.1-2010中R7(试样标距直径d＝5mm)拉伸试样和紧凑拉伸试样(试样厚度B＝25mm)，进行固溶时效处理，按照国标GB/T228.1-2010和GB4161-2007方法分别进行室温拉伸、断裂韧性测试，如表9所示为所得合金强度、塑性和韧性值：
表8 实施例4中合金的配比成分
Mo当量[Mo]eq＝(Mo的质量分数+0.67×V的质量分数+2.9×Fe的质量分数)×100＝12.46，V、F的质量分数比为4.0，Mo、Fe、V的总质量分数为11.3。
表9 实施例4中所得合金方棒的力学性能
实施例5
制备Ti-3.2Al-1.0Fe-3.5V-7.2Mo合金的原材料为：0级海绵钛、Al、Al-Mo合金、Fe-V合金，按照表10成分配比进行配料，混合后压制成自耗电极，经过二次真空自耗电弧炉熔炼，得到Ti-3.2Al-1.0Fe-3.5V-7.2Mo合金铸锭；所得合金铸锭在1000℃开坯，变形量60％，采用多次降温至800℃镦粗拔长，累积变形量80％，制成尺寸为900×75×35mm的方棒；用金相法测得合金的相变点为830～840℃。将方棒沿长度L方向取国标GB/T228.1-2010中R7(试样标距直径d＝5mm)拉伸试样和紧凑拉伸试样(试样厚度B＝25mm)，进行固溶时效处理，按照国标GB/T228.1-2010和GB4161-2007方法分别进行室温拉伸、断裂韧性测试，如表11所示为所得合金强度、塑性和韧性值：
表10 实施例5中合金的配比成分
Mo当量[Mo]eq＝(Mo的质量分数+0.67×V的质量分数+2.9×Fe的质量分数)×100＝12.48，V、F的质量分数比为3.5，Mo、Fe、V的总质量分数为11.7。
表11 实施例5中所得合金方棒的力学性能
Claims (5)
1.一种高强高韧近Beta型钛合金材料，其特征在于：所述钛合金具体为Ti-Al-Fe-V-Mo合金，其中各成分及其质量分数为Al：2.5％～3.5％，Fe：0.85％～2.15％，V：3.5％～8.1％，Mo：1.0％～7.5％，O≤0.2％，其余成分为Ti；且上述各成分需满足：Mo当量[Mo]eq＝(Mo的质量分数+0.67×V的质量分数+2.9×Fe的质量分数)×100＝12.3～12.7，且V、Fe的质量分数比为3.5～4.1，Mo、Fe、V的总质量分数不大于12％；所述钛合金的抗拉强度不低于1200MPa，延伸率不低于10％，断裂韧性不低于50MPa·m1/2。
2.如权利要求1所述的一种高强高韧近Beta型钛合金材料的制备方法，其特征在于：所述钛合金材料是由市售的海绵钛、Al、Al-Mo合金和Fe-V合金为原料，利用真空自耗熔炼、凝壳炉熔炼、等离子束熔炼、电子束熔炼、悬浮炉熔炼中的一种或多种熔炼方法熔炼制备得到；
将所述钛合金材料在950℃～1050℃开坯，变形率达到50％以上，经过多次降温至750℃～820℃镦粗拔长，累积变形率达到80％以上，制成所需规格的棒材；然后在相变点以下20℃～40℃固溶1小时，550℃时效8小时或者600℃时效2小时，制成所述钛合金材料；对制得的钛合金材料按照国标GB/T228.1-2010进行室温拉伸力学性能测试、按照国标GB4161-2007进行平面应变断裂韧性KIC测试。
3.如权利要求2所述的一种高强高韧近Beta型钛合金材料的制备方法，其特征在于：所述真空自耗熔炼的具体方法为：按照所述的成分及原料，压制成自耗电极，经过二次真空自耗电弧炉熔炼，制成Ti-Al-Fe-V-Mo合金材料。
4.如权利要求2或3所述的一种高强高韧近Beta型钛合金材料的制备方法，其特征在于：所述Al-Mo合金中Mo的质量分数为82％，所述Fe-V合金中V的质量分数为80％。
5.如权利要求2所述的一种高强高韧近Beta型钛合金材料的制备方法，其特征在于：进行所述多次降温时，每次降温幅度为50℃～100℃。
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