CN107779670A

CN107779670A - 一种高精度钛合金板材及其制备方法

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Publication number: CN107779670A
Application number: CN201711188664.5A
Authority: CN
Inventors: 张旺峰; 王玉会; 张晖; 李野; 李兴无
Original assignee: AECC Beijing Institute of Aeronautical Materials
Current assignee: AECC Beijing Institute of Aeronautical Materials
Priority date: 2017-11-23
Filing date: 2017-11-23
Publication date: 2018-03-09
Anticipated expiration: 2037-11-23
Also published as: CN107779670B

Abstract

本发明公开了一种高精度钛合金板材及其制备方法，特别涉及用于航空、航天、船舶领域压力容器等用的高精度的钛合金板材，所述钛合金成分的重量百分比组成为：Al：3～5％；V：2～4％；Fe：0.2～1.0％；余量为Ti；或再加Zr：1.0～2.0％；其中，杂质元素总量≤0.3％,且间隙杂质元素C≤0.05％，N≤0.02％；H≤0.015％；O≤0.12％。本发明合金经[Al]_当量、[V]_当量设计，通过合理的热加工、冷加工及热处理，可以用于经轧制、冲压等冷成形工艺制造多种形状复杂的精密零部件，也可热轧成形制成中厚板材制造用于压力容器、还可制作钛合金压力管材、承力结构管材、焊接管材等。

Description

一种高精度钛合金板材及其制备方法

技术领域

本发明属于合金技术领域，涉及一种高精度钛合金板材及其制备方法。

技术背景

钛合金由于比强度高、耐高温、耐腐蚀等优点，在航空航天、舰船、兵器、化工、汽车、医疗等领域得到广泛应用，钛合金用量的大小也是航空装备先进程度的重要标志之一。

用于制作薄板材的钛合金主要有工业纯钛和TC1、TC2等钛合金，工业纯钛一般强度级别不大于600MPa，TC2退火态强度级别为685MPa，没有达到700MPa以上。随着航空等武器装备压力等级的提高，现有制成的薄板材，由于强度等级的限制，无法满足新一代武器装备耐高压的要求，Ti-6Al-4V钛合金虽然强度等级高可以达到板材对材料的强度要求，但由于材料塑性低，除了制备薄板材过程中成形困难，容易产生缺陷外，在使用时，弯曲、或钣金成形等工艺塑性差，因而，不适合采用冷成形方法制备薄板材及复杂零件。

钛合金专利CN 102181747 B公开了“一种具有良好冷热成形性的α+β型钛合金”，根据A_当量和Mo_当量计算的抗拉强度甚至高于TC4，难以适用于薄板材制造。因此开发具有优良冷成形性、可焊性、强度高于工业纯钛、TC1、TC2，塑性高于Ti-6Al-4V的新钛合金是新一代武器装备薄板材料，需求十分迫切。

另外，目前对钛合金材料组份设计主要还局限在经验设计的基础上，需要投入较高的实验成本，一旦材料力学性能不符合要求，需要重新调整组份后再进行实验，因此迫切需要开发一种能够对钛合金的成分给出科学指导的数学模型。

发明内容

为克服现有技术的不足，本发明提出一种适于制造飞机导弹、发动机、舰船压力容器用高强度、高塑性的钛合金板材及其制备方法，所述钛合金的塑性明显超过TC4合金，强度又高于工业纯钛及TC1、TC2等，并具有优良的冷成形性和可焊性；还提供了一种本发明所述钛合金板材的成分设计模型。

本发明的技术方案一是提供一种高强度和高塑性的钛合金板，所述钛合金的组份及重量百分比为：Al：3～5％；V：2～4％；Fe：0.2～1.0％，余量为Ti；其中，杂质元素总量≤0.3％，且间隙杂质元素C≤0.05％，N≤0.02％；H≤0.015％；O≤0.12％，不含有Mo、Nb、Cr；所述钛合金为近α型或α+β型钛合金。

技术方案一的钛合金是Al-V-Fe-Ti四元系合金，该钛合金体系中把Fe作为合金元素添加而非杂质元素，此观点与传统认识明显不同，并且不添加Mo、Nb、Cr等高熔点元素，这些高熔点元素的加入使得钛合金的熔炼工艺性变差，塑性及冷加工性能劣化。

本发明人研究发现：在钛合金化过程中，Fe元素是强烈的β稳定元素，强化效果显著，加入少量的Fe，可以替代一部分V，不仅可以降低成本，而且对加工性能是有利的；但Fe易产生偏析，在钛材中形成“β斑”缺陷，导致组织性能不均匀，在Fe含量超过1.0％时，β相转变温度显著下降，钛合金的高温性能趋于劣化，不适于高温下长期服役；但Fe含量小于0.2％时，通常是作为杂质元素对待，对钛合金材料的强化效果不明显；因此本发明中将Fe的添加量控制在0.2～1.0％范围内。

本发明方案一所述钛合金中，Fe与V对材料的协同强化作用效果达到最佳，经测试，获得退火态的抗拉强度σ_b不低于715MPa，最高达到952MPa，屈服强度σ_0.2不低于605MPa,，最高达到834MPa，延伸率δ₅不低于12％，最高达到15.4％，具有优良的冷成形性和可焊性，可用于高温服役环境，尤其适于制造飞机导弹上的压力容器，以及火箭发动机壳体、飞机蒙皮、肋、腹板。

并且，本发明研究了所述钛合金退火态的抗拉强度σ_b与Al、V、Fe的关系，其满足下式(1)：

σ_b＝σ₀+m[Al]_当量+n[V]_当量……………………………(1)

其中，[Al]_当量＝％Al+K₀

[V]_当量＝％V+2.43·％Fe

式中：σ_b为抗拉强度，单位MPa；

σ₀为一基础强度，取值为230～240，单位MPa；

m为Al当量的强度修正系数，取值为60；

n为V当量的强度修正系数，取值为29～30，式(1)中优选取值为29.4；

％Al、％V、％Fe分别表示Al、V、Fe元素的重量百分比；

K₀为各种杂质元素O、N、C的Al当量和，取值为3.6～4.0，优选为3.8。

并且，还研究了所述钛合金退火态的延伸率δ₅与Al、V、Fe的关系，其满足下式(2)：δ₅＝δ₀

－c[Al]_当量－d[V]_当量……………………………………(2)

其中：[Al]_当量＝％Al+K₀

[V]_当量＝％V+2.43·％Fe

式中：δ₅为延伸率，单位％。

δ₀为一基础塑性，取值为21～22，优选21.7；

c为Al当量的延伸率修正系数，取值为0.65-0.75，式(2)中优选取值为0.70；

d为V当量的延伸率修正系数，取值为0.30-0.50，式(2)中优选取值为0.41；

％Al、％V、％Fe分别表示Al、V、Fe元素的重量百分比；

优选地，上述技术方案一的钛合金的[Al]_当量为6.8～8.8，[V]_当量为2.49～6.50。

本发明的技术方案二是提供一种用于加工压力薄板材的高强度、高塑性钛合金，所述钛合金的组份及重量百分比为：Al：3～5％；V：2～4％；Fe：0.2～1.0％；Zr：1.0～2.0％，余量为Ti；其中，杂质元素总量≤0.3％，且间隙杂质元素C≤0.05％，N≤0.02％；H≤0.015％；O≤0.12％，不含有Mo、Nb、Cr；所述钛合金为近α型的α+β型钛合金。

技术方案二的钛合金是Ti-Al-Zr-V-Fe五元系钛合金，不添加Mo、Nb、Cr等高熔点元素，利用Fe和Zr的耦合作用，获得退火态钛合金材料的抗拉强度σ_b不低于735MPa，最高达到992MPa，屈服强度σ_0.2不低于615MPa，达到876MPa、延伸率δ₅不低于12％，最高达到15.2％，尤其适于制造飞机导弹上的压力容器用板材、兼具高强度高塑性，并具有良好的冷热加工性能和可焊接性、具有优异的高温性能的钛合金材料。

研究发现：Zr和钛是同族的中性元素，溶解度大，属于α相强化元素，可以起到提高室温及高温拉伸强度，同时也能稳定β相，减少或抑制时效脆性相，使合金具有良好的压力加工性能、焊接性，获得优异的高温性能。

进一步研究发现，本发明方案二的钛合金退火态的抗拉强度σ_b与Al、V、Fe、Zr的关系满足下式(3)：

σ_b＝σ₁+m[Al]_当量+n[V]_当量……………………………………(3)

其中，[Al]_当量＝％Al+％Zr/3+K₀

[V]_当量＝％V+2.43·％Fe

式中：σ₁为一基础强度，取值为230～240MPa；

m为Al当量的强度修正系数，取值为60；

n为V当量的强度修正系数，取值为29～30，式(3)中优选取值为29.4；

％Al、％V、％Zr、％Fe分别表示Al、V、Zr、Fe元素的重量百分比％；

K₀为各种杂质元素O、N、C的当量和，取值为3.6～4.0，优选为3.8。

所述钛合金退火态的延伸率δ₅与Al、V、Zr、Fe的关系满足下式(4)：

δ₅＝δ₀－c[Al]_当量－d[V]_当量…………………………………(4)

其中，[Al]_当量＝％Al+％Zr/3+K₀

[V]_当量＝％V+2.43·％Fe

式中：δ₀为一基础塑性，取值为21～22，优选21.1；

c为Al当量的延伸率系数，取值为0.60-0.70，式(4)中优选取值为0.63；

d为V当量的延伸率系数，取值为0.30-0.50，式(4)中优选取值为0.48；

K₀为各种杂质元素O、N、C的当量和，取值为3.6～4.0，优选3.8。

优选地，上述技术方案二的钛合金[Al]_当量为7.1-9.5，优选7.2-9.0；[V]_当量为2.4-6.5，优选[V]_当量为2.49-6.0

本发明还提供了上述技术方案一、技术方案二的钛合金板材的加工方法，包括以下步骤：

(1)按照所述钛合金成分配制合金原料；

(2)混料后压制成电极，在真空自耗电弧炉中熔炼3次后获得合金铸锭；

(3)铸锭扒皮、切去冒口和尾端后，经过开坯锻造、反复墩拔以细化组织，制成板坯；

(4)对板材进行热轧，制成中厚板(40-80mm)；

(5)在室温下多道次冷轧成薄板材。

(6)然后真空退火得成品板材。

进一步地，步骤(3)中开坯锻造加热温度为1050℃～1150℃；反复墩拔的加热温度为合金β转变温度以下40℃～100℃；

步骤(4)中热轧加热温度为800℃～900℃，优选850℃左右；

步骤(6)中退火为600℃～800℃。

本发明具有以下突出的技术效果:

1.本发明的近α或α+β型钛合金不仅在力学性能方面明显超过工业纯钛和TC1、TC2合金，兼具了高强度和高塑性，而且保持良好的冷成形性和焊接性，可以用于制造许多可冷加工成形板材及复杂零部件。

2.本发明所述Al-V-Fe-Ti四元系合金钛合金退火态的抗拉强度σ_b不低于715MPa，最高达到952MPa，屈服强度σ_0.2不低于605MPa,，最高达到834MPa，延伸率δ₅不低于12％，最高达到15.4％，具有优良的冷成形性和可焊性，可用于高温服役环境，尤其适于制造飞机、发动机液压燃油等系统的压力管材。

3.本发明所述Al-V-Fe-Ti-Zr五元系钛合金退火态的抗拉强度σ_b不低于735MPa，最高达到992MPa，屈服强度σ_0.2不低于615MPa，达到876MPa、延伸率δ₅不低于12％，最高达到15.2％，如果采用去应力退火工艺，强度可以更高。兼具高强度和高塑性，还有良好的压力加工性能和可焊接性、具有优异的高温性能的钛合金材料，尤其适于制造飞机和发动机钣金件或压力容器。

4.本发明首次将所述钛合金含有的间隙杂质元素O、N、C纳入了[Al]_当量，确定了这些杂质元素O、N、C对[Al]_当量贡献当量为3.6-4.0，优选为3.8，为钛合金体系中控制这些间隙杂质元素含量与提高钛合金强度和塑性之间建立了科学的考察依据。

5.本发明在作为钛合金β相稳定度指标的[V]_当量计算中，首次确定了Fe元素对β相稳定度的贡献，并以此修正了[V]_当量的计算方法，进而建立了[Al]_当量、[V]_当量与本发明所述钛合金体系的力学性能的关系，本发明式(1)-式(4)所提供的模型分别为设计Al-V-Fe-Ti四元系合金、Al-V-Fe-Ti-Zr的成分设计提供了定量化、科学化的依据，很好地满足了科学研究或工业化生产对兼具高强度和高塑性的钛合金成分设计需要。

6.本申请的钛合金材料由于合金组元不复杂、成分不高、杂质元素控制严格，不添加Mo、Nb、Cr等高熔点元素，因此焊接性能优良，适合新一代武器装备制作板材或压力容器等。

具体实施方式

实施例1：

按表1中所述序号1-9的钛合金成分配制合金料，原材料使用Al-65％V中间合金、V-50％Fe中间合金、0级海绵钛和纯Al；混料后压制成电极，用真空自耗电弧炉熔炼三次获得合金铸锭；合金的[Al]_当量、[V]_当量符合本发明对合金的铝、钒强度当量要求；铸锭扒皮、切去冒口和尾端后，在1150℃开坯锻造，并在T_β-40℃～100℃下进行多火次墩拔以细化组织，最后在T_β-100℃下热轧成厚度为15mm的板材，表面处理后，最后在室温下多道次冷轧成厚度为5mm的板材，然后在600-800℃真空退火；经力学性能测试，获得的力学性能值列在表1中；所述钛合金为近α型或α+β型钛合金。

实施例2：

按表1中序号1-9的钛合金成分配制合金料，原材料使用Al-75％V中间合金、V-50％Fe中间合金、0级海绵钛和纯Al；混料后压制成电极，用真空自耗电弧炉熔炼三次获得合金铸锭；合金的[Al]_当量、[V]_当量符合本发明对合金的铝、钒强度当量要求；铸锭扒皮、切去冒口和尾端后，在1150℃开坯锻造，并在T_β-40℃～100℃下进行多火次墩拔以细化组织，在T_β-100℃下热轧成厚度为12mm的板材，随后在室温多道次轧制成1.5mm的薄板，然后在600-800℃真空退火。

实施例3：

按表2中序号10-18的钛合金成分配制合金料，原材料使用Al-75％V中间合金、V-50％Fe中间合金、0级海绵钛、火器海绵锆和纯Al；混料后压制成电极，用真空自耗电弧炉熔炼三次获得合金铸锭；合金的[Al]_当量、[V]_当量符合本发明对合金的铝、钒强度当量要求；铸锭扒皮、切去冒口和尾端后，在1150℃开坯锻造，并在T_β-40℃～100℃下进行多火次墩拔以细化组织，在T_β-100℃下热轧成厚度为12mm的板材，随后在室温多道次轧制成1.0mm的薄板，然后在600-800℃真空退火；经力学性能测试，获得的力学性能值列在表1中；显微组织观察可知，所述钛合金为近α型或α+β型钛合金。

表1为本发明技术方案1所述钛合金化学组成(不加Zr)、当量值及经测试得到的力学性能。表2为本发明技术方案2所述钛合金化学组成(加Zr)、当量值及经测试得到的力学性能。表1

表2

Claims

1.一种高精度钛合金板材，其特征在于，所述钛合金各组份的重量百分比为：Al：3～5％；V：2～4％；Fe：0.2～1.0％，余量为Ti；其中，杂质元素所占重量百分比≤0.3％，在所述钛合金中各杂质元素及重量百分比为：C≤0.05％，N≤0.02％；H≤0.015％；O≤0.12％，且杂质元素中不含有Mo、Nb、Cr；所述钛合金为近α型或α+β型钛合金。

2.根据权利要求1所述的钛合金板材，其特征在于，所述钛合金退火态的抗拉强度σb不低于715MPa、屈服强度σ0.2不低于605MPa、延伸率δ5不低于12％。

3.根据权利要求1或2所述的钛合金板材，其特征在于，所述钛合金退火态的抗拉强度σb与Fe、Al、V的关系满足下式：

σb＝σ0+m[Al]当量+n[V]当量……………………………(1)

其中，[Al]当量＝％Al+K0

[V]当量＝％V+2.43·％Fe

式中：σb为抗拉强度，单位MPa；

σ0为基础强度，取值为230～240，单位MPa；

m为Al当量的强度修正系数，取值为60；

％Al、％V、％Fe分别表示Al、V、Fe元素的重量百分比；

K0为杂质元素O、N、C的Al当量和，取值为3.6～4.0，优选为3.8。

4.根据权利要求1或2所述的钛合金板材，其特征在于，所述钛合金退火态的延伸率δ5与Fe、Al、V的关系满足下式(2)：

δ5＝δ0－c[Al]当量－d[V]当量……………………………………(2)

其中：[Al]当量＝％Al+K0

[V]当量＝％V+2.43·％Fe

式中：δ5为延伸率，单位％。

δ0为一基础塑性，取值为21～22，优选21.7；

％Al、％V、％Fe分别表示Al、V、Fe元素的重量百分比；

K0为杂质元素O、N、C的Al当量和，取值为3.6～4.0，优选为3.8。

5.根据权利要求3或4所述的钛合金，其特征在于，所述钛合金的[Al]当量为6.8～8.8，[V]当量为2.49～6.50。

6.一种用于加工板材的高强度钛合金板材，其特征在于，所述钛合金的组份及重量百分比为：Al：3～5％；V：2～4％；Fe：0.2～0.8％；Zr：1.0～2.0％：余量为Ti；其中，杂质元素所占重量百分比≤0.3％，在所述钛合金中各杂质元素及重量百分比为：C≤0.05％，N≤0.02％；H≤0.015％；O≤0.12％，且杂质元素中不含有Mo、Nb、Cr；所述钛合金为近α型或α+β型钛合金。

7.根据权利要求6所述的钛合金板材，其特征在于，所述钛合金退火态的抗拉强度σb不低于735MPa、屈服强度σ0.2不低于615MPa、延伸率δ5不低于12％。

8.根据权利要求6或7所述的钛合金板材，其特征在于，所述钛合金退火态的抗拉强度σb与Al、V、Zr、Fe的关系满足下式(3)：

σb＝σ1+m[Al]当量+n[V]当量……………………………………(3)

其中，[Al]当量＝％Al+％Zr/3+K0

[V]当量＝％V+2.43·％Fe

式中：σ1为一基础强度，取值为230～240，单位MPa；

m为Al当量的强度修正系数，取值为60；

K0为杂质元素O、N、C的当量和，取值为3.6～4.0，优选为3.8。

9.根据权利要求6或7所述的钛合金板材，其特征在于，所述钛合金退火态的延伸率δ5与Al、V、Zr、Fe的关系满足下式：

δ5＝δ0－c[Al]当量－d[V]当量…………………………………(4)

其中，[Al]当量＝％Al+％Zr/3+K0

[V]当量＝％V+2.43·％Fe

式中：δ0为一基础塑性，取值为21～22，优选21.1；

K0为杂质元素O、N、C的当量和，取值为3.6～4.0，优选3.8。

10.根据权利要求6或7所述的钛合金板材，其特征在于，所述钛合金[Al]当量为7.1-9.5，优选7.2-9.0；[V]当量为2.4-6.5，优选[V]当量为2.49-6.0。

11.一种采用前述权利要求任一所述的钛合金板材的加工方法，其特征在于，包括以下步骤：

(1)按照所述钛合金成分配制合金原料；

(2)混料后压制成电极，在真空自耗电弧炉中熔炼多次后获得合金铸锭；

(4)对板坯进行热轧，可制成40-80mm的中厚板材；

(5)在室温下多道次冷轧成薄板材。

(6)然后真空退火得成品板材。

12.根据权利要求11所述的方法，其特征在于：步骤(3)中开坯锻造加热温度为1050℃～1150℃。

13.根据权利要求11所述的方法，其特征在于：步骤(3)中反复墩拔的加热温度为合金β相转变温度以下40℃～100℃。

14.根据权利要求11所述的方法，其特征在于：步骤(4)中热轧加热温度为800℃～900℃，优选850℃左右。

15.根据权利要求11所述的方法，其特征在于：步骤(6)真空退火温度为600℃～800℃。