CN105177355A

CN105177355A - 一种高动态性能近α型钛合金及其制备方法

Info

Publication number: CN105177355A
Application number: CN201510421029.1A
Authority: CN
Inventors: 郝芳; 毛友川; 赖运金; 杜予晅; 李少强
Original assignee: Western Superconducting Technologies Co Ltd
Current assignee: Western Superconducting Technologies Co Ltd
Priority date: 2015-07-17
Filing date: 2015-07-17
Publication date: 2015-12-23
Anticipated expiration: 2035-07-17
Also published as: CN105177355B

Abstract

本发明公开了一种高动态性能近α型钛合金,按照质量百分比由以下元素组成：Al：5.0％～6.8％，Zr：1.5％～2.4％，Mo：1.0％～1.9％，V：1.5％～2.5％，Fe：0.05％～0.30％，O：0.05％～0.14％，余量为Ti，以上组分质量百分比之和为100％。本发明还公开了钛合金的制备方法。本发明采用纯净化和高均匀化熔炼方法细化了大型铸锭的铸态组织并提高了铸锭成分的微观均匀性，同时通过控制Al和O元素的含量，既保证了WSTi6211F钛合金具有足够的强度，又大幅度提高了WSTi6211F钛合金的塑性和韧性，再结合高温均匀化处理和循环锻造工艺，达到了提高钛合金动态性能的目的。

Description

一种高动态性能近α型钛合金及其制备方法

技术领域

本发明属于钛合金领域，涉及一种高动态性能近α型钛合金，本发明还涉及上述高动态性能近α型钛合金的制备方法。

背景技术

WSTi6211F钛合金名义成分为Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V-0.15Fe，是一种高动态性能的近α型钛合金，属于高铝当量的近α型钛合金。WSTi6211F合金具有中等的室温强度和高温强度，良好的热稳定性和焊接性能，较高的比强度、抗蠕变性和耐腐蚀性。与国内外广泛使用的TC4(Ti-6Al-4V)合金相比，当工作温度超过400℃时，WSTi6211F合金的强度优势更明显，高出100MPa，是重要的航空、航天、兵器用材料。

动态性能一般是指材料在高应变率下表现出的应力应变的关系，是穿甲型战斗部壳体的主要表征性能，具有短历时、高强度与高应变率(10²～10⁴S^-1)的特点，与静态(10^-5～10^-1S^-1)既有区别，又有联系。动态性能的一般衡量指标包括平均流变应力、最大塑性应变和冲击吸收能。而传统TC4(Ti-6Al-4V)钛合金壳体的动态性能低，且不稳定，严重影响材料的使用。

发明内容

本发明的目的是提供一种高动态性能近α型钛合金，解决了传统钛合金动态性能低、不稳定的问题。

本发明的另一目的是提供上述高动态性能近α型钛合金的制备方法。

本发明所采用的技术方案是，一种高动态性能近α型钛合金，按照质量百分比由以下元素组成：Al：5.0％～6.8％，Zr：1.5％～2.4％，Mo：1.0％～1.9％，V：1.5％～2.5％，Fe：0.05％～0.30％，O：0.05％～0.14％，余量为Ti，以上组分质量百分比之和为100％。

本发明所采用的另一技术方案是，一种高动态性能近α型钛合金的制备方法，具体按以下步骤实施：

步骤1，制备电极块：

采用AlMo、AlV、TiFe中间合金与海绵钛和TiO₂粉末进行单块电极混料，并压制成电极块；AlMo、AlV、TiFe中间合金与海绵钛和TiO₂粉末混合后，各元素的质量百分比为：Al：5.0％～6.8％，Zr：1.5％～2.4％，Mo：1.0％～1.9％，V：1.5％～2.5％，Fe：0.05％～0.30％，O：0.05％～0.14％，余量为Ti，以上组分质量百分比之和为100％；

步骤2，制备电极：

用夹具夹紧步骤1制得的电极块，采用非钨极氩气保护等离子箱将电极块焊接成圆柱形的电极；

步骤3，真空熔炼：

将步骤2制备得到的电极，在真空自耗电弧炉中进行3次真空熔炼，得到WSTi6211F钛合金铸锭；

步骤4，开坯锻造：

对WSTi6211F钛合金铸锭在其相变点以上进行高温开坯锻造；

步骤5，中间火次锻造：

对经步骤4锻造后的WSTi6211F钛合金锻坯在相变点以下进行中间火次锻造；

步骤6，拔长、摔圆：

对经步骤5锻造后的WSTi6211F钛合金锻坯在相变点以下进行拔长与摔圆，即得到高动态性能近α型钛合金。

本发明的特点还在于，

步骤1中海绵钛的颗粒度为0.83～12.7mm。

步骤3中三次真空熔炼的参数，具体为：

一次熔炼：坩埚规格Φ440～Φ560mm，熔前真空度≤2.0Pa，预真空度≤3.0Pa，漏气率≤1.0Pa/min，熔炼电压28～45V，熔炼电流12～30kA，稳弧电流直流6.0～18.0A，冷却时间≥4h；

二次熔炼：坩埚规格Φ520～Φ640mm，熔前真空度≤2.0Pa，预真空度≤2.0Pa，漏气率≤1.0Pa/min，熔炼电压30～40V，熔炼电流22～32kA，稳弧电流交流8.0～20.0A，冷却时间≥5h；

三次熔炼：坩埚规格Φ560～Φ720mm，熔前真空度≤2.0Pa，预真空度≤1.0Pa，漏气率≤1.0Pa/min，熔炼电压30～40V，熔炼电流23～35kA，稳弧电流交流12.0～22.0A，冷却时间≥6h。

步骤4中相变点以上进行高温开坯锻造，具体为：在80～200℃加热，保温2～3小时后出炉锻造，进行2～3火次镦粗、拔长，每一火次变形量为45％～70％，然后对锻坯进行冷却，冷却方式为空冷或水冷，水冷时间1h以上。

步骤5中相变点以下进行中间火次锻造，具体为：在20～80℃加热，保温2～3小时，随后进行3～4火次镦粗、拔长，每火次变形量为45％～70％，然后对锻坯进行冷却，冷却方式为空冷或水冷，水冷时间1h以上。

步骤6中相变点以下进行拔长与摔圆，具体为：在40～80℃加热，保温2～3小时，随后进行2～4火次拔长，每火次变形量为45％～70％，然后进行冷却，冷却方式采用空冷；在40～80℃加热保温，进行锻坯摔圆，摔圆时应保证有10％以上的变形量，摔圆后采用空冷或水冷。

本发明的有益效果是，本发明采用纯净化和高均匀化熔炼方法细化了大型铸锭的铸态组织并提高了铸锭成分的微观均匀性，同时通过控制Al和O元素的含量，既保证了WSTi6211F钛合金具有足够的强度，又大幅度提高了WSTi6211F钛合金的塑性和韧性，再结合高温均匀化处理和循环锻造工艺，达到了提高钛合金动态性能的目的。

附图说明

图1是本发明实施例1制备得到的WSTi6211F铸锭各个部位取样测试的主元素分布及含量图；

图2是本发明实施例2制备得到的WSTi6211F铸锭各个部位取样测试的主元素分布及含量图；

图3是本发明实施例3制备得到的WSTi6211F铸锭各个部位取样测试的主元素分布及含量图；

图4是本发明制备得到的WSTi6211F与TC4(Ti-6Al-4V)合金动态应力应变对比曲线图；

图5是本发明制备得到的WSTi6211F与TC4(Ti-6Al-4V)合金断口宏观、微观形貌和高倍组织图。

具体实施方式

下面结合附图和具体实施方式对本发明进行详细说明。

本发明提供了一种高动态性能近α型钛合金，按照质量百分比由以下元素组成：Al：5.0％～6.8％，Zr：1.5％～2.4％，Mo：1.0％～1.9％，V：1.5％～2.5％，Fe：0.05％～0.30％，O：0.05％～0.14％，余量为Ti，以上组分质量百分比之和为100％。

本发明还提供了上述高动态性能近α型钛合金的制备方法，具体按以下步骤实施：

步骤1，制备电极块：

采用AlMo、AlV、TiFe中间合金与颗粒度为0.83～12.7mm的海绵钛和TiO₂粉末进行单块电极混料，并用大型液压机压制成电极块，压制压力为20～35MPa，压制时间3～10秒；五种原材料按照名义成分比率配料并混合均匀，即各元素质量百分比为：Al：5.0％～6.8％，Zr：1.5％～2.4％，Mo：1.0％～1.9％，V：1.5％～2.5％，Fe：0.05％～0.30％，O：0.05％～0.14％，余量为Ti，以上组分质量百分比之和为100％。

步骤2，制备电极：

用夹具夹紧步骤1制得的电极块，采用非钨极氩气保护等离子箱将电极块焊接成一个圆柱形的电极。

焊点要求为银灰色或淡黄色，防止焊点氧化和高密度夹杂等冶金缺陷；电极块尺寸由模具确定，电极块数量根据坩埚长度而定。

步骤3，将步骤2制备得到的电极，在真空自耗电弧炉中进行三次真空熔炼，得到WSTi6211F钛合金铸锭：

步骤4，采用大吨位快锻机对WSTi6211F钛合金铸锭进行高温开坯锻造(镦粗、拔长交替进行)：

在相变点以上80～200℃加热保温(保温时间根据坯料尺寸设定)后出炉锻造，进行2～3火次镦粗、拔长，每一火次变形量为45％～70％，充分破碎铸锭心部的粗大的铸态组织。冷却方式根据锻后锻坯的表面状况选择空冷或水冷，水冷时间1h以上。

步骤5，采用大吨位快锻机对WSTi6211F钛合金锻坯进行中间火次锻造(镦粗、拔长交替进行)：

在相变点以下20～80℃加热，保温2～3小时，然后进行3～4火次镦粗、拔长，每火次变形量为45％～70％，以充分破碎、细化棒材坯料的高温组织，同时减弱棒材横向和纵向组织的方向性。最后对锻坯进行冷却，冷却方式根据锻后锻坯的表面状况选择空冷或水冷，水冷时间1h以上。

步骤6，采用大吨位快锻机对WSTi6211F钛合金锻坯进行拔长与摔圆：

在相变点以下40～80℃加热，保温2～3小时，然后进行2～4火次拔长，每火次变形量为45％～70％，以进一步破碎、细化、均匀化棒材坯料的组织，冷却方式采用空冷；最后在40～80℃加热保温，进行锻坯摔圆，摔圆时应保证有10％以上的变形量，摔圆后采用空冷或水冷。

熔炼过程中，由于WSTi6211F钛合金中含有Mo、V等高熔点元素，且合金元素含量较高，易产生不熔块，大型铸锭成分均匀性控制难度大。本发明通过严格控制熔炼过程中海绵钛级别，选用0级或1级小颗粒(0.83～12.7mm)海绵钛，合金元素Mo、V、Fe采用AlMo、AlV、TiFe中间合金方式添加，利用自动混布料系统，保证了合金元素在电极中均匀分布，减少和消除了因电极块成分不均而引起的铸锭成分的不均匀性；同时电极在非钨极真空等离子焊箱中完成整个电极焊接过程，避免了钨或其他杂质的污染以及电极氧化；并采用真空自耗电弧炉进行3次熔炼，熔炼过程对真空度、漏气率等参数进行严格控制，使整个铸锭成分横向和纵向均匀性均得到提高、杂质含量降低，实现了WSTi6211F钛合金铸锭的成分均匀性和稳定性。

同时在锻造过程中，对初生α相含量较高的近α型WSTi6211F钛合金铸锭，在相变点以上的高温β区进行多火次镦粗拔长，使力学性能较差的铸态组织得到充分破碎。在足够大的变形量下，大型铸锭的组织均匀性和方向性得到了改善。再采用合适的加热温度和变形量，对WSTi6211F钛合金大尺寸锻坯在两相区(相变点以下)进行反复多火次镦粗拔长，使锻坯边缘和心部变形充分、均匀，最终使WSTi6211F钛合金棒材或锻坯的粗大、片状的初生α变成均匀细小的等轴初生α组织，同时由于镦粗和拔长的交替进行，使得棒材横向与纵向的组织的方向性减弱，以获得优异的综合力学性能和各部位均匀的高、低倍组织，并大大提高棒材的常规静态和动态性能。

实施例1

步骤1，制备电极块：

采用AlMo、AlV、TiFe中间合金与颗粒度为0.83～12.7mm的海绵钛和TiO₂粉末进行单块电极混料，并用大型液压机压制成电极块，压制压力为20～35MPa，压制时间3～10秒；原材料按照名义成分比率配料并混合均匀，即各元素质量百分比为：Al：5.0％，Zr：1.5％，Mo：1.0％，V：1.5％，Fe：0.05％，O：0.05％，余量为Ti，以上组分质量百分比之和为100％。

步骤2，制备电极：

一次熔炼：坩埚规格Φ440mm，熔前真空度2.0Pa，预真空度3.0Pa，漏气率1.0Pa/min，熔炼电压28V，熔炼电流12kA，稳弧电流直流6.0A，冷却时间4h；

二次熔炼：坩埚规格Φ520mm，熔前真空度2.0Pa，预真空度2.0Pa，漏气率1.0Pa/min，熔炼电压30V，熔炼电流22kA，稳弧电流交流8.0A，冷却时间5h；

三次熔炼：坩埚规格Φ560mm，熔前真空度2.0Pa，预真空度1.0Pa，漏气率1.0Pa/min，熔炼电压30V，熔炼电流23kA，稳弧电流交流12.0A，冷却时间6h。

步骤4，采用1600吨位快锻机对Φ560m成品铸锭进行高温开坯锻造(镦粗、拔长交替进行)：

在相变点以上90±10℃加热，并保温2小时，后出炉锻造，进行2火次镦粗、拔长，每一火次变形量45％～60％，充分破碎铸锭心部的粗大的铸态组织。锻后锻坯冷却方式为空冷。

步骤5，采用1600吨位快锻机对锻坯进行中间火次锻造(镦粗、拔长交替进行)：

对锻坯在相变点以下20～40℃加热，保温2小时，然后进行3火次镦粗、拔长，每火次变形量控制在45％～60％，以充分破碎、细化棒材坯料的高温组织，同时减弱棒材横向和纵向组织的方向性，终锻温度控制在800℃以上。最后对锻坯进行冷却，冷却方式为空冷。

步骤6，采用1600吨位快锻机对锻坯进行拔长与摔圆：

在相变点以下40～60℃加热，保温2小时，然后进行2火次拔长，每火次变形量控制在45％～60％，以进一步破碎、细化、均匀化棒材坯料的组织，冷却时采用空冷。最后在40～60℃加热保温，对锻坯进行摔圆锻造，终锻温度控制在800℃以上，摔圆时应保证有10％以上的变形量，摔圆后得到的Φ180±10mm棒采用空冷。

实施例2

步骤1，制备电极块：

采用AlMo、AlV、TiFe中间合金与颗粒度为0.83～12.7mm的海绵钛和TiO₂粉末进行单块电极混料，并用大型液压机压制成电极块，压制压力为20～35MPa，压制时间3～10秒；原材料按照名义成分比率配料并混合均匀，即各元素质量百分比为：Al：6.0％，Zr：2.0％，Mo：1.5％，V：2.0％，Fe：0.10％，O：0.10％，余量为Ti，以上组分质量百分比之和为100％。

步骤2，制备电极：

一次熔炼：坩埚规格Φ440mm，熔前真空度1.8Pa，预真空度2.7Pa，漏气率0.9Pa/min，熔炼电压37V，熔炼电流20kA，稳弧电流直流10.0A，冷却时间4.5h；

二次熔炼：坩埚规格Φ560mm，熔前真空度1.8.0Pa，预真空度1.8Pa，漏气率0.8Pa/min，熔炼电压35V，熔炼电流27kA，稳弧电流交流16.0A，冷却时间5.6h；

三次熔炼：坩埚规格Φ560mm，熔前真空度1.9Pa，预真空度1.7Pa，漏气率0.8Pa/min，熔炼电压37V，熔炼电流28kA，稳弧电流交流15.0A，冷却时间6.5h。

在相变点以上190±10℃加热，并保温2小时，后出炉锻造，进行3火次镦粗、拔长，每一火次变形量45％～60％，充分破碎铸锭心部的粗大的铸态组织。锻后锻坯冷却方式为水冷2h。

在相变点以下40～60℃加热，保温3小时，然后进行4火次镦粗、拔长，每火次变形量控制在55％～70％，以充分破碎、细化棒材坯料的高温组织，同时减弱棒材横向和纵向组织的方向性，终锻温度控制在800℃以上；最后对锻坯进行冷却，冷却方式为水冷2h。

步骤6，采用1600吨位快锻机对锻坯进行拔长与摔圆：

在相变点以下50～70℃加热，保温2.5小时，然后进行2火次拔长，每火次变形量控制在55％～70％，以进一步破碎、细化、均匀化棒材坯料的组织，冷却方式采用空冷；最后在50～70℃加热保温，对锻坯进行摔圆锻造，终锻温度控制在800℃以上，摔圆时应保证有10％以上的变形量，摔圆后得到的Φ350±10mm棒采用水冷2h。

实施例3

步骤1，制备电极块：

采用AlMo、AlV、TiFe中间合金与颗粒度为0.83～12.7mm的海绵钛和TiO₂粉末进行单块电极混料，并用大型液压机压制成电极块，压制压力为20～35MPa，压制时间3～10秒；原材料按照名义成分比率配料并混合均匀，即各元素质量百分比为：Al：6.8％，Zr：2.4％，Mo：1.9％，V：2.5％，Fe：0.30％，O：0.14％，余量为Ti，以上组分质量百分比之和为100％。

步骤2，制备电极：

一次熔炼：坩埚规格Φ560mm，熔前真空度2.0Pa，预真空度3.0Pa，漏气率1.0Pa/min，熔炼电压45V，熔炼电流30kA，稳弧电流直流18A，冷却时间5h；

二次熔炼：坩埚规格Φ640mm，熔前真空度2.0Pa，预真空度2.0Pa，漏气率1.0Pa/min，熔炼电压40V，熔炼电流32kA，稳弧电流交流20.0A，冷却时间6h；

三次熔炼：坩埚规格Φ720mm，熔前真空度2.0Pa，预真空度1.0Pa，漏气率1.0Pa/min，熔炼电压40V，熔炼电流35kA，稳弧电流交流22.0A，冷却时间7h。

步骤4，采用4500吨位快锻机对Φ560m成品铸锭进行高温开坯锻造(镦粗、拔长交替进行)：

在相变点以上150±10℃加热，并保温2小时，后出炉锻造，进行3火次镦粗、拔长，每一火次变形量50％～70％，充分破碎铸锭心部的粗大的铸态组织。锻后锻坯冷却方式选择水冷，水冷时间60分钟以上。

在相变点以下60～80℃加热，保温3小时，然后进行4火次镦粗、拔长，每火次变形量控制在50％～70％，以充分破碎、细化棒材坯料的高温组织，同时减弱棒材横向和纵向组织的方向性，终锻温度控制在800℃以上；最后对锻坯进行冷却，冷却方式选择空冷。

步骤6，采用4500吨位快锻机对锻坯进行拔长与摔圆：

在相变点以下60～80℃加热，保温3小时，然后进行4火次拔长，每火次变形量控制在45％～70％，以进一步破碎、细化、均匀化棒材坯料的组织，冷却时采用空冷。最后在60～80℃加热保温，对锻坯进行摔圆锻造，终锻温度控制在800℃以上，摔圆时应保证有10％以上的变形量，摔圆后得到的Φ400±10mm棒采用空冷。

对实施例中制备得到的尺寸分别为Φ560mm、Φ640mm和Φ720mm的WSTi6211F合金铸锭的纵向头、上、中、下、尾5点，头部和底部横截面的边缘、0.5R和中心3个部位分别取样对主元素和杂质元素进行化学成分检测，数据显示铸锭各部位各元素成分分布均匀以及批次间的稳定性较好；对铸锭头、中、尾部位切片进行X射线透射，结果显示未发现任何成分偏析和冶金缺陷；3批铸锭各个部位取样测试的主元素分布及含量如图1-图3所示。

对实施例中制备得到3批铸锭锻造制备的棒材进行性能测试，结果表明：WSTi6211F钛合金在应变率从2000S^-1升到3000S^-1时，流变应力增加了60Mpa，高于TC4钛合金(增加幅度31MPa)，同时冲击吸收能增加了165J·cm^-3，高于TC4钛合金(增加幅度123J·cm^-3)，测试数据表明，随着应变率的提高，WSTi6211F的应变率强化效果好于TC4(Ti-6Al-4V)，热软化程度小于TC4(Ti-6Al-4V)，综合的效果，即使在高应变条件下，WSTi6211F材料形状更加稳定，抗绝热剪切能力更好，典型动态应力应变曲线见图4所示。

图5中a、b分别为WSTi6211F和TC4断口宏观形貌20倍放大图，c、d分别为WSTi6211F和TC4断口微观形貌200倍放大图，e、f分别为WSTi6211F和TC4断口金相组织200倍放大图，从图5中两组断口形貌对比可见，TC4(Ti-6Al-4V)断裂断口较为光滑平坦，韧窝面积略少，且含有部分台阶，表明其抵挡塑性变形能力略弱。而WSTi6211F钛合金断口较为粗糙，韧窝几乎分布在整个断面上，韧性良好，抗裂纹扩展能力较强。表明WSTI6211F材料的塑性和韧性更好。

相比本发明制备得到的WSTi6211F钛合金材料与传统TC4(Ti-6Al-4V)钛合金材料的综合性能，结果如表1与表2所示：

表1WSTi6211F与TC4(Ti-6Al-4V)合金常规性能对比表

表2WSTi6211F与TC4(Ti-6Al-4V)合金动态性能对比表

由上表可知，与传统TC4(Ti-6Al-4V)钛合金材料相比，WSTi6211F钛合金材料具有明显的性能优势，尤其是动态性能。WSTi6211F合金工业级大型铸锭成分均匀，制备的棒材组织和性能均匀、稳定，且动态性能优异，适用于工业化生产。

Claims

1.一种高动态性能近α型钛合金，其特征在于，按照质量百分比由以下元素组成：Al：5.0％～6.8％，Zr：1.5％～2.4％，Mo：1.0％～1.9％，V：1.5％～2.5％，Fe：0.05％～0.30％，O：0.05％～0.14％，余量为Ti，以上组分质量百分比之和为100％。

2.一种高动态性能近α型钛合金的制备方法，其特征在于，具体按以下步骤实施：

步骤1，制备电极块：

步骤2，制备电极：

步骤3，真空熔炼：

步骤4，开坯锻造：

对WSTi6211F钛合金铸锭在其相变点以上进行高温开坯锻造；

步骤5，中间火次锻造：

步骤6，拔长、摔圆：

3.根据权利要求2所述的一种高动态性能近α型钛合金的制备方法，其特征在于，所述步骤1中海绵钛的颗粒度为0.83～12.7mm。

4.根据权利要求2所述的一种高动态性能近α型钛合金的制备方法，其特征在于，所述步骤3中三次真空熔炼的参数，具体为：

5.根据权利要求2所述的一种高动态性能近α型钛合金的制备方法，其特征在于，所述步骤4中相变点以上进行高温开坯锻造，具体为：在80～200℃加热保温后出炉锻造，进行2～3火次镦粗、拔长，每一火次变形量为45％～70％，然后对锻坯进行冷却，冷却方式为空冷或水冷，水冷时间1h以上。

6.根据权利要求2所述的一种高动态性能近α型钛合金的制备方法，其特征在于，所述步骤5中相变点以下进行中间火次锻造，具体为：在20～80℃加热，保温2～3小时，随后进行3～4火次镦粗、拔长，每火次变形量为45％～70％，然后对锻坯进行冷却，冷却方式为空冷或水冷，水冷时间1h以上。

7.根据权利要求2所述的一种高动态性能近α型钛合金的制备方法，其特征在于，所述步骤6中相变点以下进行拔长与摔圆，具体为：在40～80℃加热，保温2～3小时，随后进行2～4火次拔长，每火次变形量为45％～70％，然后进行冷却，冷却方式采用空冷；最后在40～80℃加热保温，进行锻坯摔圆，摔圆时应保证有10％以上的变形量，摔圆后采用空冷或水冷。