CN112553554B - 一种提高亚稳定的高氧超弹钛合金弹性应变极限的短时时效方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种提高亚稳定的高氧超弹钛合金弹性应变极限的短时时效方法，将亚稳定的高氧TiNb超弹钛合金在α〞相开始分解温度A_α〞附近的A_α〞～A_α〞+40℃下加热8min～16min，然后空冷或更快速度冷却；通过控制α〞相的分解，使保留的α〞相长度不超过50nm、相比例不高于4vol％，析出的ω相比例不大于2vol％，提高了超弹钛合金的屈服强度σ_0.2、降低了弹性模量E，使超弹钛合金的弹性应变极限σ_0.2/E提高，并且均能保持或获得更加优异的塑性；该方法增强了钛合金弹性构件抵抗塑性变形的能力，改善了抗疲劳性能，且其处理方法简单、适于工业化生产。

Description

一种提高亚稳定的高氧超弹钛合金弹性应变极限的短时时效 方法

技术领域

本发明涉及材料技术领域，具体涉及钛合金技术领域，特别涉及一种提高亚稳定的高氧超弹钛合金弹性应变极限的短时时效方法。

背景技术

对于金属材料来说，弹性应变极限可近似用屈服强度σ_0.2和弹性模量E的比值(σ_0.2/E)来表示，σ_0.2越高、E越低，弹性应变极限越高，吸收弹性变形功、抵抗塑性变形的能力越强，材料的柔韧性、抗疲劳性能越好。因此，对于弹性构件来说，希望材料具有较高的屈服强度及较低的弹性模量，即具有优异的高强(高σ_0.2)高回弹(低E)性能，以具备高的弹性应变极限。

申请号为CN 107739885 A的专利公开了一种高弹性应变极限的高强度高弹性钛合金及其制备方法，该钛合金的σ_0.2/E值为1.71％～1.84％，尽管该合金弹性应变极限较高，但同时稳定性也较高，冷轧态为单一的β相，采用400℃～500℃时效热处理时有效抑制α相的析出量、细化晶粒尺寸，由于时效处理是针对的β相，并未涉及时效处理对亚稳相α〞的控制。

US2013/0139933A1的专利公开了具有α〞相的Ti-Mo合金的时效处理，时效温度150℃～850℃、时效时间取决于温度，从10min～480min不等，处理后的拉伸强度可增加10％～120％，同时弹性模量也由80GPa大幅上升至130GPa，仅个别低温(250℃/15min～60min、350℃/30min～480min)时弹性模量有所下降，并未涉及如何控制亚稳定相α〞的分解及相组成。

Furuta等发现90％冷轧态的Ti-32Nb-2Ta-3Zr-0.5O合金在350℃时效10min后，虽然强度增加，但弹性模量也由55GPa增至58GPa，且伸长率δ₅/％由12％迅速下降至1.5％，不但弹性下降，还引起了明显的脆性。

发明人的在先专利CN104962777A中对Ti-Nb-O系钛合金成分进行了优化设计，经过成分优化设计后的钛合金组份及重量百分比为：Nb：33wt％～40wt％；O：0.3wt％～0.5wt％，优选不含0.3wt％端点值；余量为Ti，通过加入0.3wt％～0.5wt％的O元素，有利于抑制形变过程应力诱发马氏体α〞产生，使所述钛合金在保持低弹性模量的同时提高抗拉强度、并使屈服强度明显提高，其中实施例44-45的钛合金名义成分为Ti-35Nb-1V-2Zr-0.32O(重量百分比)，经真空自耗电弧炉熔炼、950℃均匀化处理24h、锻造、热轧、850℃下1h固溶处理后，最后进行冷轧及在450℃～650℃下10min～120min时效处理，该合金的性能是通过改变合金元素的种类或含量、以及通过冷、热加工变形来调节，其中冷轧态钛合金基本为β相，因此该时效处理没有涉及如何控制亚稳定相α〞的分解及相组成，从时效温度450℃～650℃的制定上，其属于传统的时效处理工艺。

因此，目前从未有人从提高亚稳定的高氧超弹钛合金弹性应变极限的角度出发，控制钛合金的亚稳定相α〞的分解及相组成，以设计提高屈服强度σ_0.2同时降低弹性模量E，从而增强钛合金弹性构件抵抗塑性变形的能力且保持或获得更加优异的塑性。

发明内容

针对现有技术的不足，本发明设计出一种亚稳定的高氧超弹钛合金弹性应变极限的短时时效亚稳相控制方法，控制亚稳定高氧TiNb超弹钛合金的α〞相刚好分解且ω相、α相尚未析出或仅析出少量纳米级的ω相的瞬间状态，以提高高氧TiNb超弹钛合金的屈服强度σ_0.2同时降低弹性模量E，从而增强钛合金弹性构件抵抗塑性变形的能力且保持或获得更加优异的塑性。

所述亚稳定的高氧TiNb超弹钛合金不含Ta(钽)和/或Mo(钼)，原因在于：(1)钽价格高昂、密度大(16.68kg/cm³)，与钽同属VB元素的铌价格相对较低、密度(8.57kg/cm³)也较小，更重要的是，TiNb基合金通过设计电子参数可以获得低弹性模量，并且Nb的添加可显著降低钛合金的晶粒尺寸，提高合金的延展性，改善加工性能，因此本发明的钛合金添加元素中仅添加铌即可实现合金的设计性能；(2)少量钼的添加即大大提高合金的稳定性，但不利于弹性模量的降低，如US2013/0139933A1的专利公开的Ti-Mo合金弹性模量均不低于64GPa，普遍在70GPa～130GPa之间。

本发明所述亚稳定高氧TiNb超弹钛合金的氧含量为0.2wt％～0.5wt％，优选的组成为33wt％-40wt％Nb(优选33wt％-37wt％)、0～3wt％V(优选0.5wt％～3wt％)、0～3wt％Zr(优选0.5wt％～3wt％)、0～2wt％Al(2wt％端点值除外)、0.2wt％～0.5wt％O(优选0.3wt％～0.5wt％)，不含Ta和/或Mo，余量为Ti。该成分在β相及马氏体相界附近，处于该临界成分范围时合金的原子间结合力较弱，弹性模量低，利于获得高弹性，经固溶处理+冷变形后，获得较高强度和较低弹性模量的匹配。该临界成分设计的钛合金经固溶处理会产生淬火马氏体α〞，再经冷变形加工可产生应力诱发马氏体α〞相，较多的α〞相会导致强度、尤其是屈服强度偏低，而所述高氧超弹钛合金中的氧可有效抑制α〞，使合金在冷变形后基本为β相，α〞相比例不超过5vol％的比例，从而使钛合金在保持低弹性模量的同时提高抗拉强度，并使屈服强度明显提高。

上述超弹钛合金在弹性变形阶段具有非线性特征(见图1)，通过成分优化设计及冷、热轧工艺调整，平均弹性模量E_mean在40GPa～65GPa、抗拉强度在900MPa～1400MPa之间可调，能实现不同弹性和强度的匹配，该类超弹钛合金弹性应变极限一般≥0.0150，可高达0.024，远高于常规钛合金约0.01的弹性应变极限。

所述亚稳定的高氧超弹钛合金的性能除了可以通过改变合金元素的种类或含量以及通过冷、热加工变形来调节外(例如发明人的在先专利CN104962777A)，还可通过后期的时效处理进一步调整亚稳定α″相的含量，从而调整合金性能。该类钛合金冷变形状态的相成分包含β相、α〞相，时效处理可析出ω相、α相。随时效处理时效温度和时间不同，发生亚稳相α"的分解和β→ω、β→α相变。虽然α〞相分解可以提高屈服强度、降低弹性模量，从而提高弹性应变极限，但按照传统的温度不低于350℃、时间为几小时至几十小时的时效处理工艺(例如CN104962777A、CN107739885A等)，在α〞相分解的同时，会析出ω相、α相，α"相减少对弹性应变极限的提高作用会被ω相、α相的增大对弹性应变极限的降低而抵消。

然而，发明人找到α〞相发生一定程度分解，且ω相、α相尚未析出或仅发生少量ω相析出的过渡区域，即α〞相开始分解温度A_α〞附近的区域，也就是在A_α〞到A_α〞+40℃这一未有人研究过的过渡区，通过在这一区域采取短时直接加热或短时步进加热(所谓步进加热是指通过专用的步进机构，使试件在加热炉内一步步前进)，可发生部分α〞相分解，使保留的α〞相长度不超过50nm，而ω相、α相尚未析出或者刚刚析出少量纳米级的ω相，ω相比例不超过2vol％，此时α〞相分解对弹性应变极限提高的作用占主导地位。控制上述加热温度A_α〞到A_α〞+40℃区间的原因是：若低于A_α〞加热，α〞相不发生分解，而高于A_α〞+40℃时α〞相则会快速转变为较多的ω相、α相；同时，控制在该温度区间短时加热8min～16min，原因是：若在A_α〞～A_α〞+40℃下加热低于8min时，α〞相基本还未分解，无法起到调整亚稳定的高氧超弹钛合金性能的效果，若在A_α〞～A_α〞+40℃下加热超过16min，虽然弹性应变极限不一定明显下降，但比较突出的问题是会引起弹性模量升高，回弹性能变差。

本发明的技术方案正是利用亚稳定高氧TiNb超弹钛合金在α〞相开始分解温度附近区域加热，并采用控制α〞相分解及ω相、α相析出的加热工艺，加热过程可采取直接加热、也可采取步进加热，从而设计出提高弹性应变极限的短时时效亚稳相控制方法。

本发明的技术方案是通过以下措施来具体实现的：

经850℃～1000℃固溶处理、40％～95％(冷形变率)冷变形的亚稳定高氧TiNb超弹钛合金，在A_α〞到A_α〞+40℃的温度下直接连续加热8min～16min或者采取步进加热累计8min～16min，然后以空冷或更快速度冷却至室温，应避免炉冷，以防止在缓慢的炉冷过程中时效继续进行影响相组成的控制，所述步进加热的累计时间是指试件进加热炉步进到出加热炉的时间，加热炉有效工作区的最大温度偏差不大于±10℃，优选不大于±5℃；所述超弹钛合金在炉温到达规定温度后装炉。

因此，本发明首先提供了一种提高亚稳定的高氧超弹钛合金弹性应变极限的短时时效亚稳相控制方法，控制所述高氧超弹钛合金的亚稳定α〞相部分分解且ω相、α相尚未析出或仅析出少量纳米级的ω相的瞬时状态。

其中，通过控制时效加热温度在A_α〞到A_α〞+40℃，A_α〞为所述高氧超弹钛合金马氏体α〞相的开始分解温度，控制保温时间为8min～16min，由此控制所述高氧超弹钛合金的亚稳定α〞相部分分解，且残留的α〞相长度≤50nm、相比例不高于4vol％，而ω相、α相尚未析出或仅析出少量纳米级的ω相的瞬时状态。

进一步的，所述亚稳定的高氧超弹钛合金为不含Ta、Mo的高氧TiNb超弹钛合金，其氧含量为0.2wt％～0.5wt％；优选所述亚稳定的高氧超弹钛合金的组成为：33wt％-40wt％Nb(更优选33wt％-37wt％)、0～3wt％V(更优选0.5wt％～3wt％)、0～3wt％Zr(更优选0.5wt％～3wt％)、0～2wt％Al(2wt％端点值除外)、0.2wt％～0.5wt％O(更优选0.3wt％～0.5wt％)，余量为Ti。

本发明还提供了一种提高亚稳定的高氧超弹钛合金弹性应变极限的短时时效亚稳相控制方法，包括以下步骤：

(1)将亚稳定的高氧超弹钛合金直接加热或步进加热，控制加热温度在A_α〞到A_α〞+40℃，A_α〞为所述钛合金马氏体α〞相的开始分解温度，保温时间为8min～16min；所述钛合金为不含Ta、Mo，且氧含量为0.2wt％～0.5wt％、优选0.3wt％～0.5wt％的亚稳定的TiNb超弹钛合金；

(2)随后出炉空冷或更快速度冷却。

进一步地，本发明的控制方法还包括以下步骤：

(a)850℃～1000℃固溶处理；

(b)冷变形后得到所述亚稳定α″相的高氧超弹钛合金，冷形变率与亚稳定α〞相的比例成正比；所述冷形变率为40％～95％；冷变形优选为冷轧或冷拉拔。

发明人经过大量研究发现：所述亚稳定的高氧超弹钛合金中α稳定元素含量与A_α〞呈正相关的关系，特别是，氧含量与A_α〞呈正相关的关系，氧含量每提高0.05wt％，A_α〞提高5℃～10℃；并且，所述亚稳定的高氧超弹钛合金的冷形变率与冷变形后钛合金中含有的亚稳定α〞相的比例呈正相关的关系，但与A_α〞呈负相关的关系；例如，40％-55％冷形变率的钛合金的A_α〞比固溶态降低100℃以上，80％～90％冷形变率的钛合金的A_α〞比55％冷形变率时降低约10℃。

本发明首次建立了高氧超弹钛合金的α〞相开始分解温度与钛合金中α稳定元素(特别是氧含量)及冷变形率的半定量关系，对高氧超弹钛合金的成分确定、冷变形工艺参数优化、时效处理温度的选取及其对处理后显微组织的演化、控制以及弹性应变极限的系统认识，在实际生产中具有重要的指导价值。

本发明的方法中控制加热炉有效工作区的最大温度偏差不大于±10℃，优选加热炉有效工作区的最大温度偏差不大于±5℃，所述超弹钛合金在炉温到达控制温度后装炉，摆放在有效工作区内。

最后，本发明还提供了根据前述控制方法得到的高氧超弹钛合金，所述高氧超弹钛合金为不含Ta、Mo的高氧TiNb超弹钛合金，氧含量为0.2wt％～0.5wt％，优选氧含量0.3wt％～0.5wt％；所述钛合金中的相组成中含有比例不高于4vol％的残留α〞相，残留α〞相的长度≤50nm，而ω相、α相尚未析出或仅析出少量纳米级的ω相，且ω相比例≤2vol％，以及余量为β相。

进一步地，经所述短时时效亚稳相控制后，所述超弹钛合金屈服强度σ_0.2提高、弹性模量E降低、弹性应变极限σ_0.2/E提高幅度至少8％，甚至30％以上，并且均能保持或获得不低于5％的塑性。

与现有技术相比，本发明具有如下有益效果：

1、本发明的短时时效亚稳相控制方法，提高了亚稳定的高氧TiNb超弹钛合金的弹性应变极限，利用本发明该合金抵抗塑性变形的能力增强、材料的柔韧性、抗疲劳性能提高。

2、本发明的短时时效亚稳相控制方法，通过控制α〞相分解及析出ω相比例，打破了现有时效处理技术提高高氧TiNb超弹钛合金强度的同时也提高弹性模量的限制，从而提高了弹性应变极限，利用本发明超弹钛合金高强高回弹性能提高，处理后的相组成具有与时效处理前一样好或更加优异的塑性，但具有更低的弹性模量，其中弹性应变极限σ_0.2/E提高幅度至少8％，甚至30％以上，并且均能保持不低于5％的优异塑性。

3、本发明通过短时时效亚稳相控制工艺，即可同时提高屈服强度、降低弹性模量，增强了钛合金弹性构件抵抗塑性变形的能力，并且均能保持或获得更加优异的塑性，且其处理方法简单、适于工业化生产。

4、本发明首次建立了高氧超弹钛合金的α〞相开始分解温度与钛合金中α稳定元素(特别是氧含量)及冷变形率的半定量关系，对高氧超弹钛合金的成分确定、冷变形工艺参数优化、时效处理温度的选取及其对处理后显微组织的演化、控制以及弹性应变极限的系统认识，在实际生产中具有重要的指导价值。

附图说明

图1是现有技术中钛合金的应力-应变曲线示意图。

其中：E₁——表示初始弹性模量(应力-应变曲线的初始斜率)；

E₂——表示弹性阶段结束时的弹性模量(弹性阶段结束时应力-应变曲线的斜率)；

E_mean——表示平均弹性模量，为原点到弹性变形终了时连线的斜率；

σ_b——抗拉强度；

σ_0.2——表示具有0.2％残余变形时对应的强度。

图2是本发明实施例2中93％形变率冷轧板材的TEM照片。

图3a～3c是实施例2中93％形变率+295℃,10min/AC短时时效板材的TEM组织。

图3a为明场像，经短时时效处理后，针状马氏体α"相发生分解，变得更细更短，长度不到50nm。

图3b为选区衍射花样，经短时时效处理后，除了β相和α"相的衍射斑点，还有较弱的ω相衍射斑，表明α"相分解的同时，发生了ω相的析出。

图3c为β、α〞、ω相衍射斑点示意图。

具体实施方式

为进一步理解本发明，下面结合具体实施例对本发明优选方案进行描述，但是应当理解，这些描述只是为进一步说明本发明的特征和优点，而不是对本发明权利要求的限制。

发明人研究发现：亚稳定高氧超弹钛合金的化学成分对α〞相开始分解温度A_α〞有一定影响，α稳定元素含量与A_α〞呈正相关的关系，而所述亚稳定的高氧超弹钛合金的冷形变率与A_α〞呈负相关的关系；尤其是氧含量越高，A_α〞越高，其中氧含量每提高0.05％，A_α〞提高5℃～10℃；冷形变率越高，马氏体α〞开始分解温度A_α〞越低。如，55％冷形变率合金A_α〞比固溶态(未进行冷变形)降低100℃以上，而80％～90％冷形变率合金的A_α〞比55％冷形变率时可降低约10℃。

本发明提高超弹钛合金弹性应变极限的短时时效亚稳相控制方法，具体将固溶、冷变形处理的亚稳定高氧TiNb超弹钛合金在A_α〞到A_α〞+40℃的温度下加热8min～16min，空冷至室温。其中，加热8min～16min可直接加热，也可步进加热。

本发明提高超弹钛合金弹性应变极限的短时时效亚稳相控制方法，使亚稳定的高氧超弹钛合金屈服强度提高、弹性模量降低，并且均能保持或获得更加优异的塑性，抗塑性变形能力强、抗疲劳性能好，且性能稳定、处理方法简单。其中，冷形变率对短时时效后合金塑性产生影响的原因在于：一方面，短时时效后残余应力释放，在对ω相含量控制的基础上有利于塑性提高；另一方面，冷形变率越高，原始α〞相比例相对较多，越容易发生α〞分解及ω相析出，高冷形变率的合金经相同工艺时效后ω相相对较多，从而塑性有所降低。因此，冷形变率较高的合金，相对于冷形变率低的合金应适当降低时效温度，以减少ω相析出。

实施例1：合金成分Ti-34.0Nb-1.85Zr-0.34O

成分为Ti-34.0Nb-1.85Zr-0.34O的超弹钛合金板材，在850℃、1h固溶处理后，进行40％形变率的冷轧，40％形变率的冷轧板材A_α〞约为305℃；之后将40％形变率的冷轧板材分别在305℃下加热8min、10min，然后空冷，应避免炉冷，以防止在缓慢的炉冷过程中时效继续进行影响相组成的控制(以下同)；所述40％形变率的冷轧板材、40％形变率冷轧+305℃(分别于8min、10min时效)板材室温纵向拉伸性能见表1。

对比例1：与实施例1不同仅在于：40％形变率冷轧+280℃,10min/AC。

对比例2：与实施例1不同仅在于：40％形变率冷轧+350℃,10min/AC。

对比例3：与实施例1不同仅在于：40％形变率冷轧+305℃,18min/AC。

对比例1-3处理后的板材室温纵向拉伸性能同样见表1。

实施例2：合金成分Ti-34.0Nb-1.85Zr-0.34O

成分为Ti-34.0Nb-1.85Zr-0.34O的超弹钛合金板材，在850℃、1h固溶处理后，进行93％形变率的冷轧，93％形变率的冷轧板材A_α〞约为295℃；将93％形变率的冷轧板材分别在295℃下加热8min、10min、12min、15min、16min，然后空冷，应避免炉冷，以防止在缓慢的炉冷过程中时效继续进行影响相组成的控制(以下同)；所述93％形变率冷轧板材、93％形变率冷轧+295℃(分别于8min、10min、12min、15min、16min时效)板材的室温纵向拉伸性能见表1。

对比例4：与实施例2不同仅在于：93％形变率冷轧+270℃,12min/AC。

对比例5：与实施例2不同仅在于：93％形变率冷轧+345℃,12min/AC。

对比例4-5处理后的板材室温纵向拉伸性能见表1。

对比例6：现有技术(US2013/0139933A1)中成分为Ti-7.5Mo的钛合金经过550℃,10min/AC时效处理后的室温力学性能见表1。

对比例7：现有技术(Furuta等)中成分Ti-36Nb-2Ta-2Zr-0.5O的钛合金、90％冷轧+350℃,10min/AC时效处理后的室温力学性能见表1。

通过对比本发明实施例1和对比例1～对比例3、实施例2和对比例4～对比例5可知，对于上述成分的亚稳定的高氧超弹钛合金：(1)在低于A_α〞温度短时加热无效果，屈服强度σ_0.2、平均弹性模量E_mean、弹性应变极限σ_0.2/E_mean几乎无变化(如对比例1、对比例4)，起不到提高弹性应变极限的作用；而在高于A_α〞+40℃加热，不但屈服强度提高，平均弹性模量也提高，即使弹性应变极限不降低，但延伸率δ₅出现降低趋势，不利于保持优良的塑性(如对比例2、对比例5)；(2)通过采用A_α〞～A_α〞+40℃下加热8min～16min的短时时效工艺，成分为Ti-34.0Nb-1.85Zr-0.34O，冷形变率分别为40％和93％的超弹钛合金板材室温拉伸的屈服强度提高可达24MPa及120MPa，弹性模量降低可达5GPa及8GPa，弹性应变极限提高幅度达11％、29％；(3)而在A_α〞～A_α〞+40℃下加热超过16min，虽然屈服强度提高，但比较突出的问题是会引起弹性模量E_mean升高，σ_0.2/E_mean出现下降趋势(如对比例3)。

本发明实施例1，40％冷形变率的板材短时时效处理后，弹性应变极限提高幅度达到11.5％，同时延伸率δ₅由9.3％提高到11.4％，塑性得到明显改善；本发明实施例2，93％冷形变率的板材短时时效处理后，弹性应变极限提高幅度为29.4％，同时延伸率δ₅由6.0％升高到9.8％。而对比例6和对比例7时效后延伸率仅为1.5％，已表现为明显的脆性，可见本发明的短时时效亚稳定相的控制方法同时提高屈服强度、降低弹性模量，从而提高弹性应变极限，并且均能保持或获得更加优异的塑性，具有显著优势。

图2是本发明实施例2中93％形变率冷轧板材的TEM照片，可见300nm～1μm长的针状马氏体α"相；上述钛合金在短时时效前的冷轧板材TEM组织中观察到长度为300nm～1μm的针状的马氏体α"相(见图2)，经295℃、10min/AC短时时效处理后：针状马氏体α"相发生分解，长度由300nm～1μm分解成长度不超过50nm(见图3a)，残留的α"相比例不高于4vol％，除了β相和α"相的衍射斑点，还有较弱的ω相衍射斑(见图3b)，纳米级ω相的相比例不大于2vol％。

表1

实施例3

成分为Ti-33.3Nb-1.9Zr-0.3O的合金板材，在850℃、1h固溶处理后，进行48％形变率的冷轧，48％形变率的冷轧板材A_α〞约为290℃；将冷轧板材分别在290℃(A_α〞)及330℃(A_α〞+40℃)下加热10min，而后空冷；所述48％形变率冷轧板材、48％形变率冷轧+290℃,10min/AC、以及48％形变率冷轧+330℃,10min/AC板材的室温纵向拉伸性能见表2。

由表2可见，通过采用本发明的短时时效工艺，成分为Ti-33.3Nb-1.9Zr-0.3O、冷形变率为48％的超弹钛合金板材室温拉伸的屈服强度提高、延伸率得到改善、弹性模量降低，弹性应变极限提高幅度达11.3％，同时延伸率δ₅由8.6％升高到10.8％，甚至12.8％。

表2

实施例4

成分为Ti-34.2Nb-1.95Zr-0.3O的合金板材，在850℃、1h固溶处理后进行75％形变率的冷轧，75％形变率的冷轧板材A_α〞约为300℃，将75％形变率的冷轧板材在300℃下加热10min，而后空冷；所述75％形变率的冷轧板材在时效前、时效后的纵向拉伸性能见表3。

实施例5

成分为Ti-34.2Nb-1.95Zr-0.3O的合金板材，在850℃、1h固溶处理后进行90％形变率的冷轧，90％形变率的冷轧板材A_α〞约为295℃，将冷轧板材分别在295℃下加热8min、10min、16min，而后空冷，所述90％形变率的冷轧板材、90％形变率的冷轧+295℃,8min/AC、295℃,10min/AC、295℃,16min/AC时效处理后的纵向拉伸性能见表3。

由表3可见，通过采用本发明的短时时效工艺，成分为Ti-34.2Nb-1.95Zr-0.3O、冷形变率分别为75％和90％的超弹钛合金板材屈服强度均得到提高、弹性模量降低，弹性应变极限提高幅度可达30％。

与实施例1中93％形变率的Ti-34.0Nb-1.85Zr-0.34O合金相比，实施例4～实施例5的75％、90％形变率的Ti-34.2Nb-1.95Zr-0.3O合金经过所述时效处理后，延伸率有所降低，但弹性应变极限提高幅度增大。

分析认为：实施例1中合金氧含量较高，冷变形态合金中α"相含量相对较少，相应的α"相分解后产生的ω相也相对较少；实施例5～实施例6中合金氧含量较低，75％～90％高应变率合金α"相含量相对实施例1较多，短时时效后α"相分解也多，从而弹性应变极限的提高幅度大，但α"相分解析出的ω相也相对较多，导致延伸率比热处理前有所降低，但依然不低于5％，仍保持较好的塑性。

表3

实施例6：

成分为Ti-36Nb-1.95Zr-0.5O的合金板材，在950℃、1h固溶处理后，进行80％形变率的冷轧，80％形变率冷轧板材A_α〞约为315℃，将80％形变率冷轧板材在315℃下分别加热8min、10min、16min，而后空冷，其中时效前和不同时间时效后的纵向拉伸性能见表4。

表4

由表4可见，实施例6的80％冷形变率的板材短时时效处理后，弹性应变极限提高幅度为8.3％，同时保持了时效前不低于11.9％的优异延伸率。

本发明的技术内容及技术特征已揭示如上，然而熟悉本领域的技术人员仍可能基于本发明的教示及揭示而作种种不背离本发明精神的替换及修饰，因此，本发明保护范围应不限于实施例所揭示的内容，而应包括各种不背离本发明的替换及修饰，并为本发明权利要求所涵盖。

Claims (14)

1.一种提高亚稳定的高氧超弹钛合金弹性应变极限的短时时效亚稳相控制方法，其特征在于：所述亚稳定的高氧超弹钛合金的组成33wt%～40wt%Nb、0～3wt%V、0～3wt%Zr、0～2wt%Al、0.2wt%～0.5wt%O，余量为Ti；所述方法包括以下步骤：

（1）对所述TiNb超弹钛合金以850℃ ～1000℃ 固溶处理1h～2h；

（2）将步骤（1）得到的钛合金进行冷变形，得到所述亚稳定α″相的高氧超弹钛合金，其中冷形变率与亚稳定α〞相的比例成正比；所述冷形变率为40%～95%；

（3）控制时效加热温度在A_α〞到A_α〞+40℃ ，A_α〞为所述高氧超弹钛合金马氏体α〞相的开始分解温度，控制保温时间为8min～16min，由此控制所述高氧超弹钛合金的亚稳定α〞相部分分解，且残留的α〞相长度≤50nm、相比例不高于4vol%，而ω相、α相尚未析出或仅析出少量纳米级的ω相的瞬时状态。

2.根据权利要求1所述的控制方法，其特征在于：所述冷变形为冷轧或冷拉拔。

3.根据权利要求1或2所述的控制方法，其特征在于：所述亚稳定的高氧超弹钛合金的组成为：33wt%～37wt%Nb、0.5wt％～3wt％V、0.5wt％～3wt％Zr、0～2wt%Al、0.3wt％～0.5wt％O，余量为Ti；其中Al的 2wt％端点值除外。

4.一种提高亚稳定的高氧超弹钛合金弹性应变极限的短时时效亚稳相控制方法，其特征在于：所述亚稳定的TiNb超弹钛合金组成为33wt%～40wt%Nb、0～3wt%V、0～3wt%Zr、0～2wt%Al、0.2wt%～0.5wt%O，余量为Ti；包括以下步骤：

（1）对所述TiNb超弹钛合金以850℃ ～1000℃ 固溶处理1h～2h；

（2）将步骤（1）得到的钛合金进行冷变形，得到所述亚稳定α″相的高氧超弹钛合金，其中冷形变率与亚稳定α〞相的比例成正比；所述冷形变率为40%～95%；

（3）将亚稳定的高氧超弹钛合金直接加热或步进加热，控制加热温度在A_α〞到A_α〞+40℃，A_α〞为所述钛合金马氏体α〞相的开始分解温度，保温时间为8min～16min；

（4）将步骤（3）加热的钛合金出炉空冷或更快速度冷却。

5.根据权利要求4所述的控制方法，其特征在于：所述亚稳定的高氧超弹钛合金中α稳定元素含量与A_α〞呈正相关的关系。

6.根据权利要求4或5所述的控制方法，其特征在于：所述亚稳定的高氧超弹钛合金的冷形变率与冷变形后钛合金中含有的亚稳定α〞相的比例呈正相关的关系，且冷形变率与A_α〞呈负相关的关系。

7.根据权利要求4所述的控制方法，其特征在于：控制加热炉有效工作区的最大温度偏差不大于±10℃ ，所述超弹钛合金在炉温到达控制温度后装炉，摆放在有效工作区内。

8.根据权利要求4所述的控制方法，其特征在于：所述亚稳定的TiNb超弹钛合金的氧含量为0.3wt％～0.5wt％。

9.根据权利要求8所述的控制方法，其特征在于：所述亚稳定的高氧超弹钛合金中氧含量与A_α〞呈正相关的关系，其中氧含量每提高0.05wt%，A_α〞提高5℃ ～10℃ 。

10.根据权利要求6所述的控制方法，其特征在于： 40%～55%冷形变率的所述钛合金的A_α〞比固溶态钛合金的A_α〞降低100℃以上，80%～90%冷形变率的所述钛合金A_α〞比55%冷形变率钛合金的A_α〞降低10℃。

11.根据权利要求4所述的控制方法，其特征在于：所述冷变形为冷轧或冷拉拔。

12.根据权利要求7所述的控制方法，其特征在于：控制加热炉有效工作区的最大温度偏差不大于±5℃ 。

13.根据权利要求12所述的控制方法，其特征在于：经所述短时时效亚稳相控制后，所述超弹钛合金的弹性应变极限σ_0.2/E提高幅度至少8%，并且均能保持或获得不低于5%的塑性。

14.根据权利要求12所述的控制方法，其特征在于：所述超弹钛合金的弹性应变极限σ_0.2/E提高幅度在30%以上。

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