CN111020414B - 一种用于700～750℃的短纤维增强高温钛合金棒材的制备方法 - Google Patents
一种用于700～750℃的短纤维增强高温钛合金棒材的制备方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN111020414B CN111020414B CN201911172191.9A CN201911172191A CN111020414B CN 111020414 B CN111020414 B CN 111020414B CN 201911172191 A CN201911172191 A CN 201911172191A CN 111020414 B CN111020414 B CN 111020414B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- forging
- less
- temperature
- bar
- heating
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 35
- 239000000835 fiber Substances 0.000 title claims abstract description 18
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 title claims abstract description 17
- 238000005242 forging Methods 0.000 claims abstract description 191
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 67
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 36
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 36
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims abstract description 26
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 claims abstract description 20
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims abstract description 19
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 15
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 claims abstract description 13
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 12
- 239000000463 material Substances 0.000 claims abstract description 10
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims abstract description 4
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims abstract description 4
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 28
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 11
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims description 11
- 238000004321 preservation Methods 0.000 claims description 10
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 8
- 239000000843 powder Substances 0.000 claims description 6
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 4
- 229910018125 Al-Si Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910018520 Al—Si Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910010967 Ti—Sn Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910033181 TiB2 Inorganic materials 0.000 claims description 2
- GNKXRMZGUNTBMD-UHFFFAOYSA-N [4-[(2-methylsulfanylpyrimidin-4-yl)amino]phenyl]arsonic acid Chemical compound CSC1=NC=CC(NC=2C=CC(=CC=2)[As](O)(O)=O)=N1 GNKXRMZGUNTBMD-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- QYEXBYZXHDUPRC-UHFFFAOYSA-N B#[Ti]#B Chemical compound B#[Ti]#B QYEXBYZXHDUPRC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 abstract description 6
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 abstract description 4
- 238000009826 distribution Methods 0.000 abstract description 3
- 238000003825 pressing Methods 0.000 abstract description 2
- 238000003303 reheating Methods 0.000 abstract 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 11
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 7
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 6
- 230000008569 process Effects 0.000 description 5
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000002902 bimodal effect Effects 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 2
- 230000002787 reinforcement Effects 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 2
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 230000007774 longterm Effects 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C47/00—Making alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments
- C22C47/08—Making alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments by contacting the fibres or filaments with molten metal, e.g. by infiltrating the fibres or filaments placed in a mould
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
- B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
- B21J5/002—Hybrid process, e.g. forging following casting
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
- B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
- B21J5/06—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor for performing particular operations
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
- B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
- B21J5/06—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor for performing particular operations
- B21J5/08—Upsetting
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/0075—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rods of limited length
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C49/00—Alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments
- C22C49/02—Alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments characterised by the matrix material
- C22C49/10—Refractory metals
- C22C49/11—Titanium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C49/00—Alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments
- C22C49/14—Alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments characterised by the fibres or filaments
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
- C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Forging (AREA)
Abstract
本发明公开了一种用于700～750℃的短纤维增强高温钛合金棒材的制备方法，所述合金组分以质量百分比为：Al 5.0～7.0％，Sn 1.5～4.5％，Zr 2.0～4.5％，Mo 0.1～1.0％，Si 0.1～0.6％，Nb 0.1～0.8％，Ta 0.1～1.8％，B 0.1～1.2％，C≤0.08％，Fe＜0.3％，O＜0.15％，N＜0.05％，H＜0.012％，余量为Ti和不可避免的杂质。其棒材的制备方法包括：按所需成分配料压制电极，经2～3次真空自耗熔炼成合金铸锭；将合金锭加热至1180～1220℃，于β相区开坯锻造；再加热至上述锻造后的坯料在β相变点以下30～100℃的范围内反复镦粗、拔长至所需尺寸棒材，其低倍组织为模糊晶，高倍组织可见TiB晶须弥散分布。本发明制备的棒材经固溶+时效热处理后，拉伸强度较未添加B的棒材明显提高。
Description
技术领域
本发明属于钛合金技术领域，具体涉及到一种短纤维增强高温钛合金棒材的制备方法。
背景技术
高温钛合金具有密度低、比强度高、高温力学性能优良等优点，是航空航天领域重要的结构材料之一，目前国内外高温钛合金的最高长时使用温度为600℃，短时应用可达700～750℃，代表合金有英国的IMI834、美国的Ti-1100、俄罗斯的BT18Y和BT36、中国的Ti60(国标牌号TA33)等。随着航空、航天技术的发展，飞行器壳体和部分高温承力构件的使用温度和载荷水平不断提高，已经逼近现有高温钛合金是的极限，迫切需要使用温度和强度水平更高的高温钛合金。现有600℃长时使用的高温钛合金均为近α型钛合金，采用固溶强化与第二相弥散强化相结合的方式保证其高温强度和蠕变持久性能。为进一步提高其强度水平，可通过添加B元素形成弥散分布的TiB晶须，实现短纤维增强。
高温钛合金在航空航天领域的应用以锻件为主，其力学性能主要受显微组织的影响。高温钛合金的典型显微组织为等轴组织、网篮组织、魏氏组织和双态组织。其中，等轴组织具有良好的室温塑性，但断裂韧性较差，高温下的持久蠕变性能较低；与之相反，网篮组织断裂韧性和高温蠕变持久性能较高，但室温塑性有限；双态组织是等轴组织与网篮组织混合的一种组织，强度、塑性和高温持久蠕变性能匹配良好，综合性能优良，是高温钛合金的理想组织。魏氏组织强度低、塑性差，疲劳性能也不理想，高温钛合金一般要避免形成此类组织。
棒材是锻件的坯料，由棒材锻造至最终锻件的过程中锻造火次有限，对其显微组织的调控效果也受限，因此，棒材的质量是影响锻件力学性能及其稳定性的关键因素。高温钛合金普遍具有较高的高温强度，其锻造过程中变形抗力较大，且易产生表面开裂，因而需要选择合适的变形温度和变形量。此外，由于高温钛合金普遍为近α型钛合金，在变形量较大且变形方向单一的情况下很容易形成强织构，导致力学性能表现出明显的各向异性，因而需要在锻造过程中对其变形行为进行控制，保证其显微组织和晶体取向较为均匀。
发明内容
本发明的目的是为短纤维增强高温钛合金提供其棒材的制备方法，该制备方法可操作性强、工艺可控性好，制备的棒材组织均匀，拉伸强度明显高于无短纤维增强的高温钛合金，可满足航空航天领域更高使用温度和更高强度的性能要求。
本发明技术方案如下：
一种用于700～750℃的短纤维增强高温钛合金棒材的制备方法，其特征在于：
所述合金组分以质量百分比为：Al 5.0～7.0％，Sn 1.5～4.5％，Zr 2.0～4.5％，Mo 0.1～1.0％，Si 0.1～0.6％，Nb 0.1～0.8％，Ta 0.1～1.8％，B 0.1～1.2％，C≤0.08％，Fe＜0.3％，O＜0.15％，N＜0.05％，H＜0.012％，余量为Ti和不可避免的杂质；
制备方法为：根据所需成分配置并熔炼成合金铸锭；将所得铸锭加热至一定温度并保温后开坯锻造，所得坯料在β相变点以下30～100℃的范围内反复镦粗、拔长至所需尺寸棒材；最后对锻造所得棒材进行固溶+时效热处理，得到成品棒材。
本发明所述短纤维增强高温钛合金棒材的制备方法，其特征在于，具体步骤如下：
1)铸锭熔炼：根据所需成分，采用海绵Ti、海绵Zr、纯Al、Ti-Sn中间合金、Al-Mo中间合金、Al-Si中间合金、Al-Nb中间合金、Ti-Ta中间合金、TiB2粉、C粉配料，混合均匀后压制成电极，电极焊接后，经2～3次真空自耗熔炼获得合金铸锭，铸锭规格为Φ380mm～720mm；
2)将步骤1)所得合金铸锭加热至1180～1220℃并保温4～6h，反复镦粗、拔长锻造1～3火次，每火次锻造比不小于2，终锻温度不低于920℃；
3)将步骤2)所得锻坯加热至1130～1170℃并保温4～6h，反复镦粗、拔长2～5火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于5.6，终锻温度不低于920℃，锻造完成后空冷；
4)将步骤3)所得锻坯加热至β相变点以下30～100℃的范围，根据锻坯最小尺寸按0.8min/mm计算保温时间，反复镦粗、拔长3～8火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于8.6，终锻温度不低于900℃；
5)将步骤4)所得锻坯加热至β相变点以下30～100℃的范围，根据锻坯最小尺寸按0.8min/mm计算保温时间，经1～2火次拔长至所需尺寸，总锻造比不小于2.5，终锻温度不低于880℃；
6)固溶+时效热处理：将步骤5)所得棒材进行固溶+时效热处理，得到成品棒材。
作为优选的技术方案：
步骤4)中使用电阻炉加热。
步骤6)所述的固溶+时效热处理制度为：固溶温度为β相变点以下10～40℃，保温时间为2h，冷却方式为油冷或水淬；时效温度为700～750℃，保温时间为8h，冷却方式为空冷。
采用本发明所述方法制备得到的短纤维增强高温钛合金棒材，其特征在于：所述棒材高倍组织可见弥散分布的TiB晶须，该棒材室温拉伸强度大于1150MPa，延伸率大于7.5％，600℃拉伸强度大于760MPa，延伸率大于12％。
本发明具有以下优点：
1)本发明的棒材制备方法可操作性强、工艺可控性好；
2)本发明的棒材制备方法利用B元素显著细化铸态晶粒的特点，在β相区锻造后晶粒尺寸小；
3)本发明在α+β两相区充分变形，显微组织均匀，可有效控制TiB晶须形成弥散分布，并减弱α相的织构强度；
4)采用本发明方法制备的短纤维增强高温钛合金棒材，低倍组织为模糊晶，高倍组织为双态组织，且可见弥散分布的TiB晶须。棒材的室温拉伸强度大于1150MPa、延伸率大于7.5％，700℃拉伸强度大于600MPa，延伸率大于12％，750℃拉伸强度大于490MPa，延伸率大于12％，相比于无TiB短纤维增强的同类高温钛合金，其强度水平提高100MPa以上。
具体实施方式
实施例1
1)铸锭熔炼：将海绵Ti、海绵Zr、纯Al、Ti-Sn中间合金、Al-Mo中间合金、Al-Si中间合金、Al-Nb中间合金、Ti-Ta中间合金、TiB2粉、C粉粉配料，混合均匀后压制成电极，电极焊接后，经2～3次真空自耗熔炼获得合金铸锭，铸锭规格为Φ540mm；铸锭合金成分按质量百分比为Al 5.8％，Sn 2.3％，Zr3.4％，Mo 0.7％，Si 0.25％，Nb 0.4％，Ta 0.4％，Fe0.02％，C 0.06％，B 0.3％，O 0.13％，N 0.003％，H 0.003％，余量为Ti和不可避免的杂质。铸锭的β转变温度为1045～1050℃。
2)采用电阻炉将步骤1)所得铸锭加热至1200℃保温6h，然后用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，每火次锻造比不小于2，终锻温度不低于920℃；
3)采用电阻炉将步骤2)所得锻坯加热至1150℃并保温5h，然后用水压机反复镦粗、拔长4火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于5.6，终锻温度不低于920℃，锻造完成后空冷；
4)采用电阻炉将步骤3)所得锻坯加热至1010℃(β相变点以下35～40℃)保温4h，反复镦粗、拔长5火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于8.6，终锻温度不低于900℃；
5)采用电阻炉将步骤4)所得锻坯加热至1000℃(β相变点以下45～50℃)保温3h，然后用水压机反复拔长至Φ250mm棒材，总锻造比不小于2.5，终锻温度不低于880℃；
6)采用电阻炉将步骤5)所得棒材进行固溶+时效热处理：1015℃保温2h后油淬，然后700℃保温8小时后空冷。
实施例2
1)铸锭熔炼：铸锭的制备方法与实施例1相同，不同之处是铸锭直径为Φ620mm，铸锭合金成分按质量百分比为Al 5.2％，Sn 3.2％，Zr4.1％，Mo 0.68％，Si 0.3％，Nb0.4％，Ta 0.45％，Fe 0.018％，C 0.06％，B 0.3％，O 0.12％，N 0.003％，H 0.003％，余量为Ti和不可避免的杂质。
2)采用电阻炉将步骤1)所得铸锭加热至1220℃保温6h，然后用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，每火次锻造比不小于2，终锻温度不低于920℃；
3)采用电阻炉将步骤2)所得锻坯加热至1160℃并保温6h，然后用水压机反复镦粗、拔长4火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于5.6，终锻温度不低于920℃，锻造完成后空冷；
4)采用电阻炉将步骤3)所得锻坯加热至990℃(β相变点以下55～60℃)保温4h，反复镦粗、拔长5火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于8.6，终锻温度不低于900℃；
5)采用电阻炉将步骤4)所得锻坯加热至980℃(β相变点以下65～70℃)保温3h，然后用水压机反复拔长至Φ300mm棒材，总锻造比不小于2.5，终锻温度不低于880℃；
6)采用电阻炉将步骤5)所得棒材进行固溶+时效热处理：1010℃保温2h后油淬，然后700℃保温8小时后空冷。
实施例3
1)铸锭熔炼：铸锭的制备方法与实施例1相同，不同之处是铸锭直径为Φ460mm，铸锭合金成分按质量百分比为Al 5.8％，Sn 2.3％，Zr 2.4％，Mo 0.45％，Si 0.5％，Nb0.2％，Ta 1.4％，Fe 0.02％，C 0.05％，B 0.65％，O0.12％，N 0.003％，H 0.003％，余量为Ti和不可避免的杂质。
2)采用电阻炉将步骤1)所得铸锭加热至1200℃保温5h，然后用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，每火次锻造比不小于2，终锻温度不低于920℃；
3)采用电阻炉将步骤2)所得锻坯加热至1150℃并保温5h，然后用水压机反复镦粗、拔长3火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于5.6，终锻温度不低于920℃，锻造完成后空冷；
4)采用电阻炉将步骤3)所得锻坯加热至1000℃(β相变点以下45～50℃)保温4h，反复镦粗、拔长4火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于8.6，终锻温度不低于900℃；
5)采用电阻炉将步骤4)所得锻坯加热至990℃(β相变点以下55～60℃)保温3h，然后用水压机反复拔长至Φ200mm棒材，总锻造比不小于2.5，终锻温度不低于860℃；
6)采用电阻炉将步骤5)所得棒材进行固溶+时效热处理：1015℃保温2h后油淬，然后700℃保温8小时后空冷。
实施例4
1)铸锭熔炼：铸锭的制备方法与实施例1相同，不同之处是铸锭直径为Φ540mm，铸锭合金成分按质量百分比为Al 6.7％，Sn 1.8％，Zr 2.2％，Mo 0.5％，Si 0.2％，Nb0.7％，Ta 1.55％，Fe 0.016％，C 0.04％，B 0.25％，O 0.1％，N 0.002％，H 0.003％，余量为Ti和不可避免的杂质。
2)采用电阻炉将步骤1)所得铸锭加热至1190℃保温6h，然后用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，每火次锻造比不小于2，终锻温度不低于920℃；
3)采用电阻炉将步骤2)所得锻坯加热至1130℃并保温5h，然后用水压机反复镦粗、拔长3火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于5.6，终锻温度不低于920℃，锻造完成后空冷；
4)采用电阻炉将步骤3)所得锻坯加热至1000℃(β相变点以下45～50℃)保温4h，反复镦粗、拔长4火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于8.6，终锻温度不低于900℃；
5)采用电阻炉将步骤4)所得锻坯加热至990℃(β相变点以下55～60℃)保温3h，然后用水压机反复拔长至Φ270mm棒材，总锻造比不小于2.5，终锻温度不低于860℃；
6)采用电阻炉将步骤5)所得棒材进行固溶+时效热处理：1025℃保温2h后油淬，然后700℃保温8小时后空冷。
实施例5
1)铸锭熔炼：铸锭的制备方法与实施例1相同，不同之处是铸锭直径为Φ460mm，铸锭合金成分按质量百分比为Al 6.2％，Sn 3.1％，Zr 3.5％，Mo 0.7％，Si 0.5％，Nb0.2％，Ta 0.4％，Fe 0.02％，C 0.06％，B 1.05％，O 0.09％，N 0.003％，H 0.003％，余量为Ti和不可避免的杂质。
2)采用电阻炉将步骤1)所得铸锭加热至1200℃保温5h，然后用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，每火次锻造比不小于2，终锻温度不低于920℃；
3)采用电阻炉将步骤2)所得锻坯加热至1160℃并保温4h，然后用水压机反复镦粗、拔长3火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于5.6，终锻温度不低于920℃，锻造完成后空冷；
4)采用电阻炉将步骤3)所得锻坯加热至1010℃(β相变点以下35～40℃)保温4h，反复镦粗、拔长4火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于8.6，终锻温度不低于900℃；
5)采用电阻炉将步骤4)所得锻坯加热至990℃(β相变点以下55～60℃)保温3h，然后用水压机反复拔长至Φ200mm棒材，总锻造比不小于2.5，终锻温度不低于860℃；
6)采用电阻炉将步骤5)所得棒材进行固溶+时效热处理：1020℃保温2h后油淬，然后700℃保温8小时后空冷。
实施例6
1)铸锭熔炼：铸锭的制备方法与实施例1相同，不同之处是铸锭直径为Φ620mm，铸锭合金成分按质量百分比为Al 5.8％，Sn 2.3％，Zr3.4％，Mo 0.25％，Si 0.25％，Nb0.5％，Ta 1.0％，Fe 0.013％，C 0.05％，B 0.7％，O 0.13％，N 0.003％，H 0.003％，余量为Ti和不可避免的杂质。
2)采用电阻炉将步骤1)所得铸锭加热至1200℃保温4h，然后用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，每火次锻造比不小于2，终锻温度不低于920℃；
3)采用电阻炉将步骤2)所得锻坯加热至1150℃并保温4h，然后用水压机反复镦粗、拔长3火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于5.6，终锻温度不低于920℃，锻造完成后空冷；
4)采用电阻炉将步骤3)所得锻坯加热至1000℃(β相变点以下45～50℃)保温4h，反复镦粗、拔长4火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于8.6，终锻温度不低于900℃；
5)采用电阻炉将步骤4)所得锻坯加热至990℃(β相变点以下55～60℃)保温3h，然后用水压机反复拔长至Φ300mm棒材，总锻造比不小于2.5，终锻温度不低于860℃；
6)采用电阻炉将步骤5)所得棒材进行固溶+时效热处理：1030℃保温2h后油淬，然后700℃保温8小时后空冷。
对比例1
1)铸锭熔炼：铸锭的制备方法与实施例1相同，不同之处是铸锭规格为Φ540mm；铸锭合金成分按质量百分比为Al 5.9％，Sn 2.4％，Zr 3.6％，Mo 0.5％，Si 0.3％，Nb0.4％，Ta 0.4％，Fe 0.02％，C 0.06％，O 0.13％，N0.003％，H 0.003％，余量为Ti和不可避免的杂质。铸锭的β转变温度为1045～1050℃。
2)采用电阻炉将步骤1)所得铸锭加热至1210℃保温6h，然后用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，每火次锻造比不小于2，终锻温度不低于920℃；
3)采用电阻炉将步骤2)所得锻坯加热至1160℃并保温5h，然后用水压机反复镦粗、拔长4火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于5.6，终锻温度不低于920℃，锻造完成后空冷；
4)采用电阻炉将步骤3)所得锻坯加热至1010℃(β相变点以下35～40℃)保温4h，反复镦粗、拔长5火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于8.6，终锻温度不低于900℃；
5)采用电阻炉将步骤4)所得锻坯加热至1000℃(β相变点以下45～50℃)保温3h，然后用水压机反复拔长至Φ260mm棒材，总锻造比不小于2.5，终锻温度不低于880℃；
6)采用电阻炉将步骤5)所得棒材进行固溶+时效热处理：1015℃保温2h后油淬，然后700℃保温8小时后空冷。
对比例2
1)铸锭熔炼：铸锭的制备方法与实施例1相同，不同之处是铸锭直径为Φ620mm，铸锭合金成分按质量百分比为Al 5.25％，Sn 3.8％，Zr 4.1％，Mo 0.3％，Si 0.34％，Nb0.2％，Ta 1.2％，Fe 0.018％，C 0.06％，O 0.13％，N 0.003％，H 0.003％，余量为Ti和不可避免的杂质。
2)采用电阻炉将步骤1)所得铸锭加热至1200℃保温6h，然后用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，每火次锻造比不小于2，终锻温度不低于920℃；
3)采用电阻炉将步骤2)所得锻坯加热至1170℃并保温6h，然后用水压机反复镦粗、拔长4火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于5.6，终锻温度不低于920℃，锻造完成后空冷；
4)采用电阻炉将步骤3)所得锻坯加热至990℃(β相变点以下55～60℃)保温4h，反复镦粗、拔长5火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于8.6，终锻温度不低于900℃；
5)采用电阻炉将步骤4)所得锻坯加热至980℃(β相变点以下65～70℃)保温3h，然后用水压机反复拔长至Φ300mm棒材，总锻造比不小于2.5，终锻温度不低于880℃；
6)采用电阻炉将步骤5)所得棒材进行固溶+时效热处理：1020℃保温2h后油淬，然后700℃保温8小时后空冷。
对比例3
1)铸锭熔炼：铸锭的制备方法与实施例1相同，不同之处是铸锭直径为Φ460mm，铸锭合金成分按质量百分比为Al 6.8％，Sn 1.75％，Zr 2.8％，Mo 0.5％，Si 0.4％，Nb0.5％，Ta 0.8％，Fe 0.02％，C 0.05％，O 0.12％，N0.003％，H 0.003％，余量为Ti和不可避免的杂质。
2)采用电阻炉将步骤1)所得铸锭加热至1180℃保温5h，然后用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，每火次锻造比不小于2，终锻温度不低于920℃；
3)采用电阻炉将步骤2)所得锻坯加热至1160℃并保温5h，然后用水压机反复镦粗、拔长3火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于5.6，终锻温度不低于920℃，锻造完成后空冷；
4)采用电阻炉将步骤3)所得锻坯加热至1000℃(β相变点以下45～50℃)保温4h，反复镦粗、拔长4火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于8.6，终锻温度不低于900℃；
5)采用电阻炉将步骤4)所得锻坯加热至990℃(β相变点以下55～60℃)保温3h，然后用水压机反复拔长至Φ200mm棒材，总锻造比不小于2.5，终锻温度不低于860℃；
6)采用电阻炉将步骤5)所得棒材进行固溶+时效热处理：1020℃保温2h后油淬，然后700℃保温8小时后空冷。
本发明实施例制备的短纤维增强高温钛合金棒材和对比例制备的常规高温钛合金棒材室温拉伸性能和600℃拉伸性能分别见表1～3，可见实施例的室温拉伸强度在1150MPa以上，延伸率在7％以上，600℃拉伸强度在760MPa以上，延伸率在12％以上，较对比例强度水平提高100MPa以上。
表1室温拉伸性能
| 棒材 | Rp0.2，MPa | Rm，MPa | A，％ |
| 实施例1 | 1065 | 1166 | 7.5 |
| 实施例2 | 1073 | 1167 | 7.5 |
| 实施例3 | 1071 | 1169 | 8 |
| 实施例4 | 1066 | 1172 | 7 |
| 实施例5 | 1062 | 1171 | 7.5 |
| 实施例6 | 1074 | 1163 | 7 |
| 对比例1 | 936 | 1044 | 11.5 |
| 对比例2 | 952 | 1065 | 9.5 |
| 对比例3 | 946 | 1053 | 12 |
表2 700℃拉伸性能
表3 750℃拉伸性能
| 棒材 | Rp0.2，MPa | Rm，MPa | A，％ |
| 实施例1 | 402 | 492 | 12.5 |
| 实施例2 | 410 | 496 | 14 |
| 实施例3 | 409 | 501 | 13.5 |
| 实施例4 | 406 | 500 | 14 |
| 实施例5 | 412 | 505 | 13 |
| 实施例6 | 408 | 493 | 15 |
| 对比例1 | 352 | 426 | 18.5 |
| 对比例2 | 355 | 436 | 19 |
| 对比例3 | 361 | 441 | 17.5 |
本发明未尽事宜为公知技术。
上述实施例只为说明本发明的技术构思及特点，其目的在于让熟悉此项技术的人士能够了解本发明的内容并据以实施，并不能以此限制本发明的保护范围。凡根据本发明精神实质所作的等效变化或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围之内。
Claims (5)
1.一种用于700~750℃的短纤维增强高温钛合金棒材的制备方法，其特征在于：
所述合金组分以质量百分比为：Al 5.0~7.0%，Sn 1.5~4.5%，Zr 2.0~4.5%，Mo 0.1~1.0%，Si 0.1~0.6%，Nb 0.1~0.8%，Ta 0.1~1.8%，B 0.1~1.2%，C≤0.08%， Fe＜0.3%，O＜0.15%，N＜0.05%，H＜0.012%，余量为Ti和不可避免的杂质；
制备方法为：
1）铸锭熔炼：根据所需成分，采用海绵Ti、海绵Zr、纯Al、Ti-Sn中间合金、Al-Mo中间合金、Al-Si中间合金、Al-Nb中间合金、Ti-Ta中间合金、TiB2粉、C粉配料，混合均匀后压制成电极，电极焊接后，经2~3次真空自耗熔炼获得合金铸锭，铸锭规格为Φ380mm~720mm；
2）将步骤1）所得合金铸锭加热至1180~1220℃并保温4~6h，反复镦粗、拔长锻造1~3火次，每火次锻造比不小于2，终锻温度不低于920℃；
3）将步骤2）所得锻坯加热至1130~1170℃并保温4~6h，反复镦粗、拔长2~5火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于5.6，终锻温度不低于920℃，锻造完成后空冷；
4）将步骤3）所得锻坯加热至β相变点以下30~100℃的范围，根据锻坯最小尺寸按0.8min/mm计算保温时间，反复镦粗、拔长3~8火次，每火次锻造比不小于2.4，总锻造比不小于8.6，终锻温度不低于900℃；
5）将步骤4）所得锻坯加热至β相变点以下30~100℃的范围，根据锻坯最小尺寸按0.8min/mm计算保温时间，经1~2火次拔长至所需尺寸，总锻造比不小于2.5，终锻温度不低于880℃；
6）固溶+时效热处理：将步骤5）所得棒材进行固溶+时效热处理，得到成品棒材。
2.按照权利要求1所述用于700~750℃的短纤维增强高温钛合金棒材的制备方法，其特征在于：步骤4）中使用电阻炉加热。
3.按照权利要求1所述用于700~750℃的短纤维增强高温钛合金棒材的制备方法，其特征在于：步骤6）所述的固溶+时效热处理制度为：固溶温度为β相变点以下10~40℃，保温时间为2h，冷却方式为油冷或水淬；时效温度为700~750℃，保温时间为8h，冷却方式为空冷。
4.一种采用权利要求1所述方法制备得到的短纤维增强高温钛合金棒材，其特征在于：所述棒材高倍组织可见弥散分布的TiB晶须。
5.按照权利要求4所述短纤维增强高温钛合金棒材，其特征在于：所述棒材室温拉伸强度大于1150MPa，延伸率大于7.5%，700℃拉伸强度大于600MPa，延伸率大于12%，750℃拉伸强度大于490MPa，延伸率大于12%。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201911172191.9A CN111020414B (zh) | 2019-11-26 | 2019-11-26 | 一种用于700～750℃的短纤维增强高温钛合金棒材的制备方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201911172191.9A CN111020414B (zh) | 2019-11-26 | 2019-11-26 | 一种用于700～750℃的短纤维增强高温钛合金棒材的制备方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN111020414A CN111020414A (zh) | 2020-04-17 |
| CN111020414B true CN111020414B (zh) | 2021-11-09 |
Family
ID=70202126
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN201911172191.9A Active CN111020414B (zh) | 2019-11-26 | 2019-11-26 | 一种用于700～750℃的短纤维增强高温钛合金棒材的制备方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN111020414B (zh) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112195363B (zh) * | 2020-08-28 | 2022-05-10 | 中国科学院金属研究所 | 一种500～600℃用高强钛合金及其加工方法 |
| CN112191785B (zh) * | 2020-08-28 | 2021-12-10 | 中国科学院金属研究所 | 一种高品质钛合金大规格棒材的锻造工艺 |
| CN112226641B (zh) * | 2020-10-21 | 2022-02-01 | 威海职业学院 | 一种钼铌硅铝碳中间合金及其制备方法 |
| CN112642986A (zh) * | 2020-11-30 | 2021-04-13 | 陕西宏远航空锻造有限责任公司 | 一种优化钛合金饼材组织均匀性的锻造方法及装置 |
| CN114606408B (zh) * | 2022-04-09 | 2023-07-25 | 中国科学院金属研究所 | 一种700~800℃用高强钛合金的制备方法 |
| CN115821111B (zh) * | 2022-10-19 | 2024-05-24 | 中国航发北京航空材料研究院 | 一种耐短时高温钛合金及其锻造方法 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09165634A (ja) * | 1995-12-15 | 1997-06-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐熱チタン合金 |
| CN101104898A (zh) * | 2007-06-19 | 2008-01-16 | 中国科学院金属研究所 | 一种高热强性、高热稳定性的高温钛合金 |
| CN101302589A (zh) * | 2007-05-10 | 2008-11-12 | 沈阳大学 | 近α高温钛合金中α2相和硅化物的协调控制方法 |
| CN102304643A (zh) * | 2011-09-16 | 2012-01-04 | 哈尔滨工业大学 | TiC和TiB混杂增强Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si基复合材料板材的制备方法 |
| CN108179317A (zh) * | 2018-01-26 | 2018-06-19 | 哈尔滨工业大学 | 一种700℃用高性能易加工钛材的制备方法 |
| CN109371268A (zh) * | 2018-09-30 | 2019-02-22 | 中国科学院金属研究所 | 一种高温、高热稳定性、高蠕变抗力钛合金棒材的制备方法 |
-
2019
- 2019-11-26 CN CN201911172191.9A patent/CN111020414B/zh active Active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09165634A (ja) * | 1995-12-15 | 1997-06-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐熱チタン合金 |
| CN101302589A (zh) * | 2007-05-10 | 2008-11-12 | 沈阳大学 | 近α高温钛合金中α2相和硅化物的协调控制方法 |
| CN101104898A (zh) * | 2007-06-19 | 2008-01-16 | 中国科学院金属研究所 | 一种高热强性、高热稳定性的高温钛合金 |
| CN102304643A (zh) * | 2011-09-16 | 2012-01-04 | 哈尔滨工业大学 | TiC和TiB混杂增强Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si基复合材料板材的制备方法 |
| CN108179317A (zh) * | 2018-01-26 | 2018-06-19 | 哈尔滨工业大学 | 一种700℃用高性能易加工钛材的制备方法 |
| CN109371268A (zh) * | 2018-09-30 | 2019-02-22 | 中国科学院金属研究所 | 一种高温、高热稳定性、高蠕变抗力钛合金棒材的制备方法 |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| Mechanical behavior of damage tolerant TiB whisker-reinforced in situ titanium matrix composites;W.O.Soboyejo et al.;《Acta metall. mater.》;19941231;第42卷(第8期);第2579-2591页 * |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN111020414A (zh) | 2020-04-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN111020414B (zh) | 一种用于700～750℃的短纤维增强高温钛合金棒材的制备方法 | |
| CN112251632B (zh) | 一种高强度高韧性亚稳态β钛合金及其制备方法 | |
| CN107746989B (zh) | 一种超高强度Ti-Al-Zr-Mo-Cr系β钛合金及其热处理工艺 | |
| CN112195363B (zh) | 一种500～600℃用高强钛合金及其加工方法 | |
| CN111826550B (zh) | 一种中等强度耐硝酸腐蚀钛合金 | |
| CN110643851A (zh) | 一种TiAl基复合材料及其热机械处理方法 | |
| CN110512116A (zh) | 一种多组元高合金化高Nb-TiAl金属间化合物 | |
| CN103114224B (zh) | 一种多元合金复合强化高强钛合金的制备方法 | |
| CN108842095A (zh) | 低成本高强α+β钛合金及其制备方法 | |
| CN114836651B (zh) | 一种超高强韧β钛合金及其制备方法 | |
| JP2004010963A (ja) | 高強度Ｔｉ合金およびその製造方法 | |
| CN113862512B (zh) | 一种新型双态组织高强韧高温钛合金的加工制造方法 | |
| CN112662912A (zh) | 一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金及其制备方法 | |
| CN112538581A (zh) | 一种1400MPa级低成本高强钛合金 | |
| CN106319286A (zh) | 一种低成本钛合金及其制备方法 | |
| CN114231765A (zh) | 一种高温合金棒材的制备方法与应用 | |
| CN105779821A (zh) | 一种高强高韧损伤容限型结构钛合金 | |
| CN111349816A (zh) | 一种Ti-1300F新型高强高韧钛合金及其制备方法及其制备方法 | |
| CN101503771B (zh) | 一种高强度、高淬透钛合金 | |
| CN106435318A (zh) | 一种高强高韧的钒合金及其制备方法 | |
| CN114438369B (zh) | 一种屈服强度1000MPa级高强高韧钛合金及其制备工艺 | |
| CN110184499B (zh) | 一种提高tc4钛合金强度水平的微合金化方法 | |
| CN110923589B (zh) | 一种用于700～750℃的短纤维增强高温钛合金Ti-101AM | |
| CN112813331A (zh) | 一种钴铬铁镍锰共晶高熵铸铁、制备方法及用途 | |
| CN102212715A (zh) | 一种近β型高强钛合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PB01 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| GR01 | Patent grant |