CN106507836B - 一种高强韧钛合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

一种高强韧钛合金及其制备方法，涉及一种军用多元系高强韧钛合金领域。其特征在于合金的重量百分比组成为：5.2％～6.8％ Al，1.6％～2.5％Sn，1.6％～2.5％Zr，2.2％～3.3％Mo，0.9％～2.0％Cr，1.7％～2.3％Nb，0.02％～0.2％Si；余量为Ti和不可避免的杂质，其中Fe＜0.15％C＜0.10％ N＜0.05％，O＜0.15％ H＜0.015％，且其它杂质总和＜0.4％。本发明的钛合金铝当量为6-8，钼当量为5-7，合金密度为4.55g.cm^-3，(α+β)/β相变点T_β为920℃-970℃。

Description

一种高强韧钛合金及其制备方法

技术领域

一种高强韧钛合金及其制备方法，涉及一种军用多元系高强韧钛合金领域。

背景技术

高强韧钛合金是制造先进军用飞机的材料。目前，国内外已有一些成熟应用或正在研发的高强、高韧钛合金。其中有美国研发的典型高强高韧钛合金有Ti-15-3(对应国产的TB5)，β_c(对应国产的TB9)，Ti-1023(对应国产的TB6)，β21S(对应国产的TB8)，Ti-662(对应国产的TC10)，Ti-6-22-22S，Ti-6242S(对应国产的TA19)，Ti-6246(对应国产的TC19)，Ti-17(对应国产的TC17)等九种，俄罗斯(或前苏联)研发的典型高强高韧钛合金有BT3-1(对应国产的TC6)，BT9(对应国产的TC11)，BT20(对应国产的TA15)，BT22(对应国产的TC18)，BT25U，BT37等六种，法国研发的典型高强韧性钛合金为β-CEZ合金，国内研制的典型高强韧钛合金列入标准的还有TB3，未列入标准的有Ti-B18，Ti-B19，Ti-B20等三种。

以上合金是针对不同的应用背景而研发的，各有特色。与此相对应，上述合金也存在不同的缺陷。或者强度不够，或者塑性不够，或者弹性模性低，或者断裂韧性不高，或者缺乏疲劳裂纹扩展速率数据、或者焊接性能较差，或者产品规格变化时性能变差。目前还没有一种钛合金能同时满足高强、高韧、高模、可焊、可在中温区使用的损伤容限型要求的结构钛合金，尤其要求其室温拉伸强度σ_b≥1100MPa，σ_0.2≥1000MPa；塑性δ₅≥8％(纵向)或δ₅≥6％(横向)，ψ≥15％(纵向)或ψ≥10％(横向)；室温断裂韧性K_IC≥70MPa√m；疲劳裂纹扩展速率与TC4合金相当(即ΔK＝10-11MPa√m时，da/dN达10^-5～10^-6mm/cycle级)；弹性模量E的典型值为115GPa左右；焊接强度系数不低于0.9，塑性系数不低于0.8，即焊接后拉伸性能应满足：σ_b≥990MPa，δ₅≥6.5％(纵向)或δ₅≥4.8％(横向)，而且对合金显微组织类型及均匀性也有一定要求的钛合金尚无报道。

发明内容

本发明的目的是针对上述已有技术中的钛合金存在的不足，提供一种具有良好综合性能的高强韧钛合金及其制备方法。

本发明是通过以下技术方案实现的。

一种高强韧性钛合金，其特征在于合金的重量百分比组成为：5.2％～6.8％Al，1.6％～2.5％Sn，1.6％～2.5％Zr，2.2％～3.3％Mo，0.9％～2.0％Cr，1.7％～2.3％Nb，0.02％～0.2％Si；余量为Ti和不可避免的杂质，其中，Fe＜0.15％C＜0.10％N＜0.05％，O＜0.15％H＜0.015％，且其它杂质总和＜0.4％。

本发明的合金采用常规的方法经多次真空电弧熔炼，制得合金铸锭。热加工在β单相区对合金铸锭采用压力机或汽锤进行开坯锻造，根据零件的具体要求，采用β中间锻造或者(α+β)中间锻造技术，最终采用β锻、跨β锻、准β锻、近β锻、(α+β)两相锻或轧制技术，制得所需尺寸、规格的成品件。

一种高强韧钛合金的制备方法，包括(1)合金熔炼，(2)热加工和(3)热处理，其特征在于：

在步骤(2)中，采用锻造和轧制方式进行热加工，铸锭开坯在β单相区进行，后续加工在其相变点至高于相变点100℃的β单相区进行，或在其相变点至低于相变点100℃的(α+β)两相区进行，终锻为跨β锻、准β锻、近β锻或(α+β)两相锻工艺中的一种；

在步骤(3)中，根据不同的加工历史和应用要求，选用不同的热处理工艺，所述热处理工艺选自单一低温时效、两相区单一退火、双重退火、固溶时效以及三重处理工艺制度中的一种，具体工艺如下：

单一时效制度为：在500℃～650℃温度下保温2h～16h，空冷；

单一退火制度为：在750℃～950℃温度下保温0.5h～3h，空冷；

双重退火制度为：在800℃～950℃温度下保温0.5h～3h，空冷或风冷，然后在500℃～650℃温度下保温2h～16h，空冷；

固溶时效制度为：在800℃～950℃温度下固溶0.5h～3h，油冷或水冷，然后在500℃～650℃温度下时效2h～16h，空冷：

三重处理制度为：在相变点以上10℃～30℃温度下保温0.5h～1h，空冷或风冷，然后在相变点以下20℃～60℃温度下保温0.5h～2h，空冷或风冷，最后在500℃～650℃温度下保温2h～16h，空冷。

本发明的合金设计运用先进的合金设计理论，发展了一种(α+β)两相高强韧钛合金，在平衡状态下，α相与β相含量应大致相当或者α相含量略高。选定通用经济型合金化元素Al来稳定、强韧化α相，选定优良的β稳定元素Mo、Cr及较稀贵的β稳定元素Nb来强化β相，选定具有调合作用的中性元素Sn、Zr来综合合金元素的作用，并提高耐热性，选定少量间隙元素Si来提高抗蠕变性，并控制其它间隙元素的含量。本发明的钛合金铝当量为6-8，钼当量为5-7，合金密度为4.55g.cm^-3，(α+β)/β相变点T_β为920℃-970℃。

具体实施方式

一种高强韧性钛合金，合金的重量百分比组成为：5.2％～6.8％Al，1.6％～2.5％Sn，1.6％～2.5％Zr，2.2％～3.3％Mo，0.9％～2.0％Cr，1.7％～2.3％Nb，0.02％～0.2％Si；余量为Ti和不可避免的杂质，其中Fe＜0.15％C＜0.10％N＜0.05％，O＜0.15％H＜0.015％，且其它杂质总和＜0.4％。本发明的合金采用锻造和轧制方式进行热加工，铸锭开坯在β单相区进行，后续加工在其相变点至高于相变点100℃的β单相区进行，终锻为跨β锻、准β锻、近β锻、(α+β)两相锻。

本发明的合金采用锻造和轧制方式进行热加工，铸锭开坯在β单相区进行，后续加工在其相变点至低于相变点100℃的两相区进行，终锻为跨β锻、准β锻、近β锻、(α+β)两相锻。

本发明的合金的热处理，包括单一低温时效、两相区单一退火、双重退火、固溶时效以及三重处理等工艺制度，根据不同的加工历史及应用需求，选用不同的热处理工艺。

单一时效制度为：在500℃-650℃温度下保温2h-16h，空冷；

单一退火制度为：在750℃-950℃温度下保温0.5h-3h，空冷；

双重退火制度为：在800℃-950℃温度下保温0.5h-3h，空冷或风冷；然后在500℃-650℃温度下保温2h-16h，空冷：

固溶时效制度为：在800℃-950℃温度下保温0.5h-3h，油冷或水冷；然后在500℃-650℃温度下保温2h-16h，空冷；

三重处理制度为：在相变点以上10℃-30℃温度下保温0.5h-1h，空冷或风冷：然后在相变点以下20℃-60℃温度下保温0.5h-2h，空冷或风冷：最后在500℃-650℃温度下保温2h-16h，空冷。

实施例1

经合金设计，经多次真空电弧熔炼，制得合金的重量百分比成分为Ti-5.5Al-2.0Sn-2.0Zr-3.0Mo-1.7Cr-2.0Nb-0.03Si-0.09Fe-0.02C-0.02N-0.11O-00.04H的φ100mm的合金成品铸锭棒。

在750kg空气锤上实施新合金小锭的β开坯锻造(1100℃)，准β终锻(935℃)，制得□60mm成品方棒和φ18mm成品圆棒。

φ18mm圆棒经过900℃/1hAC+550℃/4hAC双重退火后，室温拉伸性能为：σ_b＝1210MPa，σ_0.2＝1120MPa，δ₅＝16％，ψ＝48％，弹性模量为：E＝119.8GPa。

□60mm方棒经过900℃/1hAC+550℃/4hAC双重退火后，室温拉伸性能为：σ_b＝1220MPa，σ_0.2＝1100MPa，δ₅＝11％，ψ＝26％。

弹性模量为：E＝109.8GPa。

断裂韧性为：K_IC＝75.8MPa√m。

疲劳裂纹扩展速率(ΔK＝10MPa√m)为：da/dN＝1.74×10^-5mm/cycle。

真空电子束焊接(EBW)后的室温拉伸性能为纵向：σ_b＝1210MPa，σ_0.2＝1100MPa，δ₅＝8％，ψ＝26％。

实施例2

经合金设计，经多次真空电弧熔炼，制得合金重量百分比成分为Ti-6.1Al-2.0Sn-2.0Zr-2.5Mo-1.7Cr-2.0Nb-0.06Si-0.07Fe-0.01 C-0.02N-0.10O-0.002H的φ150mm成品铸锭棒。

在750kg空气锤上实施新合金中锭的β开坯锻造(1150℃)，β后续锻造(1050℃)，以及跨β终锻(1000℃)和近β终锻(940℃)，制得□60mm成品方棒和φ18mm成品圆棒。

φ18mm圆棒经过900℃/1hAC+600℃/4hAC双重退火后，室温拉伸性能为：σ_b＝1220MPa，σ_0.2＝1180MPa，δ₅＝15％，ψ＝43％，弹性模量为：E＝128.9GPa。

真空电子束焊接(EBW)后的室温拉伸性能为纵向：σ_b＝1315MPa，σ_0.2＝1270MPa，δ₅＝10％，ψ＝39％。

□60mm方棒经过900℃/1hAC+600℃/4hAC双重退火后，室温拉伸性能为：σ_b＝1150MPa，σ_0.2＝1060MPa，δ₅＝12％，ψ＝19％。

弹性模量为：E＝113.2GPa。

断裂韧性为：K_IC＝73.7MPa√m。

疲劳裂纹扩展速率(ΔK＝10MPa√m)为：da/dN＝1.46×10^-5mm/cycle。

真空电子束焊接(EBW)后的室温拉伸性能为纵向：σ_b＝1220MPa，σ_0.2＝1125MPa，δ₅＝8％，ψ＝33％。

实施例3

经合金设计，多次真空电弧熔炼，制得合金重量百分比组成分为Ti-6.2Al-1.9Sn-2.0Zr-2.5Mo-1.7Cr-2.0Nb-0.1Si-0.03Fe-0.05C-0.014N-0.09O-0.001H的φ360mm成品铸锭棒。

在1600吨水压机上完成新合金大锭的β开坯锻造(1150℃)，β后续锻造(1050℃)，(α+β)中间锻造(930℃)以及(α+β)两相区(830℃-930℃)终锻后得到□120mm成品方棒；跨β终锻(1000℃)后水冷，得到φ90mm圆棒；跨β终锻(1000℃)后空冷，得到φ90mm圆棒；(α+β)两相区(930℃)轧制后，得到φ20mm圆棒。

φ20mm轧棒经过900℃/1hAC+600℃/4hAC双重退火后，室温拉伸性能为：σ_b＝1110MPa，σ_0.2＝1050MPa，δ₅＝18％，ψ＝51％，弹性模量为：E＝117.8GPa。

真空电子束焊接(EBW)后的室温拉伸性能为：纵向：σ_b＝1165MPa，σ_0.2＝1080MPa，δ₅＝14％，ψ＝54％；R态冲击韧性为：硬度为：HRC＝37.3。

热机械处理(锻后水冷)的φ90mm圆棒经过900℃/1hAC+600℃/4hAC双重退火后，室温拉伸性能为：

纵向：σ_b＝1205MPa，σ_0.2＝1095MPa，δ₅＝13％，ψ＝15％；

横向；σ_b＝1205MPa，σ_0.2＝1075MPa，δ₅＝8.0％，ψ＝17％；

弹性模量为：纵向E＝118.7GPa；横向E＝111.6GPa；

断裂韧性为：K_IC＝75.2MPa√m：

疲劳裂纹扩展速率(ΔK＝10MPa√m)为：da/dN＝9.7×10^-6mm/cycle。

真空电子束焊接(EBW)后的室温拉伸性能为：纵向：σ_b＝1220MPa，σ_0.2＝1095MPa，δ₅＝7.2％，ψ＝12％。

锻后空冷的φ90mm圆棒经过850℃/1hAC+600℃/4hAc双重退火后，室温拉伸性能为：

纵向：σ_b＝1140MPa，σ_0.2＝1050MPa，δ₅＝9.2％，ψ＝16.3；

横向：σ_b＝1150MPa，σ_0.2＝1040MPa，δ₅＝8.0％，ψ＝18.

弹性模量为：纵向E＝113.0GPa；横向E＝119.0GPa。

断裂强度为：K_IC＝76.8MPa√m。

疲劳裂纹扩散速率(ΔK＝10MPa√m)为da/dN＝6.5×10^-6mm/cycle。

真空电子束焊接(EBW)后的室温拉伸性能为：纵向：σ_b＝1115MPa，σ_0.2＝1025MPa，δ₅＝8.8％，ψ＝23％。

120mm方棒经过850℃/1hAC+600℃/4hAc双重退火后，室温拉伸性能为：

纵向：σ_b＝1170MPa，σ_0.2＝1110MPa，δ₅＝12.3％，ψ＝27；

横向：σ_b＝1110MPa，σ_0.2＝1020MPa，δ₅＝9.8％，ψ＝26；

弹性模量为：纵向E＝112.5GPa；横向E＝114.8GPa。

断裂强度为：K_IC＝72.6MPa√m。

疲劳裂纹扩散速率(ΔK＝10MPa√m)为da/dN＝1.1×10^-5mm/cycle。

真空电子束焊接(EBW)后的室温拉伸性能为：横向：σ_b＝1000MPa，σ_0.2＝910MPa，δ_s＝10％，ψ＝34％。

Claims (2)

1.一种高强韧性钛合金，其特征在于合金的重量百分比组成为：5.2％～6.8％Al，1.6％～2.5％Sn，1.6％～2.5％Zr，2.2％～3.3％Mo，0.9％～2.0％Cr，1.7％～2.3％Nb，0.02％～0.2％Si；余量为Ti和不可避免的杂质.其中Fe＜0.15％C＜0.10％N＜0.05％，O＜0.15％H＜0.015％，且其它杂质总和＜0.4％。

2.一种高强韧钛合金的制备方法，包括(1)合金熔炼，(2)热加工和(3)热处理，其特征在于：

在步骤(2)中，采用锻造和轧制方式进行热加工，铸锭开坯在β单相区进行，后续加工在其相变点至高于相变点100℃的β单相区进行，或在其相变点至低于相变点100℃的(α+β)两相区进行，终锻为跨β锻、准β锻、近β锻或(α+β)两相锻工艺中的一种；

在步骤(3)中，根据不同的加工历史和应用要求，选用不同的热处理工艺，所述热处理工艺选自单一低温时效、两相区单一退火、双重退火、固溶时效以及三重处理工艺制度中的一种，具体工艺如下：

单一时效制度为：在500℃～650℃温度下保温2h～16h，空冷；

单一退火制度为：在750℃～950℃温度下保温0.5h～3h，空冷；

双重退火制度为：在800℃～950℃温度下保温0.5h～3h，空冷或风冷，然后在500℃～650℃温度下保温2h～16h，空冷；

固溶时效制度为：在800℃～950℃温度下固溶0.5h～3h，油冷或水冷，然后在500℃～650℃温度下时效2h～16h，空冷；

三重处理制度为：在相变点以上10℃～30℃温度下保温0.5h～1h，空冷或风冷，然后在相变点以下20℃～60℃温度下保温0.5h～2h，空冷或风冷，最后在500℃～650℃温度下保温2h～16h，空冷。