CN112662912A - 一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种Ti‑V‑Mo‑Zr‑Cr‑Al系高强亚稳β钛合金及其制备方法，将Ti‑V‑Mo‑Zr‑Cr‑Al系亚稳β钛合金经过熔炼、热轧以及固溶时效处理后，可获得高强度同时具有一定塑性的高强钛合金。其中，Ti‑V‑Mo‑Zr‑Cr‑Al系钛合金按重量百分比计，包括4.0～8.0％的V，5.0～8.5％的Mo，0.5～1.5％的Zr以及1.5～4.0％的Cr，5.0～6.0％的Al，余量为Ti。本发明合金本发明的钛合金具有突出的力学性能，固溶态下，抗拉强度可达到769～855MPa，延伸率达到4.3～15.9％。固溶时效后，抗拉强度可达1350～1471MPa，并且具有一定的强度塑性匹配，延伸率达到2.9～7.2％。
Description
技术领域
本发明属于高性能合金材料技术领域，具体为一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金及其制备方法。
背景技术
钛及钛合金具有优异的力学和物理性能，包括高比强度、低弹性模量、高疲劳抗力、高韧性、优异的耐腐蚀性、良好的可成形性和优异的生物相容性，在航空航天、能源行业、石油化工以及生物医学等领域都有广泛应用。对于高强钛合金Ti1023、Ti5553、Ti55531等来说，此类合金时效后屈服强度一般为1200～1300MPa左右，其锻件已成功应用于飞机起落架、连杆等关键零部件。
一般来说，高强高韧钛合金的类型主要以近β钛合金和亚稳β钛合金为主，Mo当量一般在7～15之间，该类合金兼具α+β两相和β相合金的性能特征，即在固溶态下，具有良好的冷加工性能、良好的强度、塑性和韧性综合力学性能，且热加工性能十分优异，淬透性高。但是随着服役条件的日益苛刻，现有钛合金材料的强度已经越来越难以满足新一代高强钛合金的服役需求。特别的，目前超高强钛合金在保持良好塑性条件下，抗拉强度在1300MPa级别，不超过1400MPa。因此，研发高强度且具有良好塑性变形能力的钛合金是目前亟需解决的关键问题。
发明内容
针对现有钛合金强度不能满足使用的问题，本发明提供一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系新型高强亚稳β钛合金及其制备方法，其抗拉强度达到1350～1471MPa。
本发明是通过以下技术方案来实现：
一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金，按重量百分比计，包括4.0～8.0％的V，5.0～8.5％的Mo，0.5～1.5％的Zr以及1.5～4.0％的Cr，5.0～6.0％的Al，余量为Ti以及不可避免的杂质元素。
优选的，所述V、Mo、Zr、Cr、Al和Ti分别为高纯钒、高纯钼、高纯锆、高纯铬，高纯铝和高纯钛。
优选的，所述Mo当量的范围为7.5～11之间。
一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金的制备方法，包括以下步骤：
步骤1、将原料按重量百分比混合均匀后，在氩气气氛下进行多次熔炼，冷却后得到铸锭；
步骤2、对得到的铸锭进行均质化处理；
步骤3、将质化处理后的铸锭在双相区的温度区间进行轧制，轧制的总变形量为80％～86％。
步骤4、将轧制后的铸锭在双相区的温度区间进行热处理，得到Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金。
优选的，步骤1中采用感应悬浮熔炼，熔炼过程中感应电流为400～600A，电流频率为20～25KHz，待合金完全熔化后继续保持3～5min，冷却得到铸锭，熔炼次数不小于5次。
优选的，步骤2中均质化处理的方法为，在1000℃高温下进行均匀化处理1h。
优选的，所述双相区的温度区间为780～800℃。
优选的，轧制过程中，每道次轧制后回炉升温至双相区的温度区间并保温约2-5min，每道次变形量约5-15％。
优选的，步骤4热处理包括固溶处理和时效处理。
优选的，所述固溶处理为，在双相区780～800℃进行1h固溶处理，水冷至室温；
所述时效处理为，将铸锭在550℃进行8h时效，空冷至室温。
与现有技术相比，本发明具有以下有益的技术效果：
本发明提供的一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系新型高强亚稳β钛合金，其中Mo含量元素较高，按质量百分含量计不小于5.0％。由于Mo元素在钛合金的扩散速度缓慢，抑制α相的粗化，使得钛合金中析出相的尺寸细小，进而使钛合金具有更好的热处理强化效果，细化β亚晶粒，而且Mo元素能够抑制Fe和Cr在合金中的有序化趋势，避免脆性金属间化合物引起塑性损失，相比V具有更高的固溶强化效果。V按质量百分含量计不小于4.0％。V元素在α相中的固溶度高于Mo，可以固溶强化α相，同时降低α相的c/a值，有利于α相的滑移，使钛合金具有较低的流变抗力及良好的塑性。Al含量按质量百分含量计范围为5.0～6.0％。Al元素有利于次生α相析出，防止ω相的形成，含量太低则固溶强化效果不明显，并可能导致相变点偏低，不利于热变形工艺的开展，而含量太高则发生有序化趋势，有害于材料的断裂韧性。同时加入一定量的中性元素Zr对α相进行强化，增加α相内位错滑移临界分切应力，从而提高合金的整体强度。一定量的Cr主要起固溶强化作用，提高材料的塑性，韧性和淬透性。
本发明的新型亚稳β钛合金具有较为突出的力学性能，固溶态下，抗拉强度可达到769～855MPa，延伸率达到4.3～15.9％。固溶时效后，抗拉强度可达到1350～1471MPa，并且具有一定的强度塑性匹配，延伸率达到2.9～7.2％。
本发明的Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系新型高强亚稳β钛合金制备方法简单易行，将各元素按照质量百分比混合均匀，在氩气气氛下，进行多次熔炼，冷却后得到铸锭，再将铸锭在高温进行均质化处，在双相区进行热轧，轧制完成后水冷至室温，随后进行热处理工艺，包括固溶和时效处理。轧制和随后的固溶处理都在双相区780～800℃下进行，该温度相对适中，有利于节约能源，且轧制温度和固溶处理温度相同，可以同时在加热设备中进行，在保持性能稳定一致的同时，进一步节约能源，节省时间成本，设备成本。
附图说明
图1为本发明实施例1高强亚稳β钛合金的显微组织图；
图2为本发明实施例2高强亚稳β钛合金的显微组织图；
图3为本发明实施例3高强亚稳β钛合金的显微组织图；
图4为本发明实施例4高强亚稳β钛合金的显微组织图；
图5为本发明Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系亚稳β钛合金经过固溶(ST)及时效(STA)后的拉伸性能曲线。
具体实施方式
下面结合附图对本发明做进一步的详细说明，所述是对本发明的解释而不是限定。
一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金，按重量百分比计由以下成分组成：4.0～8.0％的V，5.0～8.5％的Mo，0.5～1.5％的Zr以及1.5～4.0％的Cr，5.0～6.0％的Al，余量为Ti以及不可避免的杂质元素。
上述Mo当量的范围为7.5～11之间，该指标衡量β相的稳定性，属于亚稳β钛合金或近β钛合金范围，相变温度T范围在820～850℃之间。
上述Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金的制备方法，包括以下步骤：
步骤1、将原料按重量百分比计配比混合均匀并散装入炉，随后进行冷坩埚感应悬浮熔炼，冷却得到铸锭。
熔炼过程中通入氩气，感应电流为400～600A，电流频率为20～25KHz，待合金完全熔化后继续保持3～5min，冷却得到铸锭，熔炼次数不小于5次。
该合金熔炼所用的原料包括：高纯钛、高纯钒、高纯钼、高纯铝、高纯锆以及高纯铬。
步骤2、将得到的铸锭在1000℃高温下进行均匀化处理1h，然后水冷至室温。
步骤3、在双相区780～800℃下进行轧制，每道次轧制后回炉保温约2min，每道次变形量约5-15％，最终变形量为80％～86％。
步骤4、随后的热处理工艺具体为：在双相区780～800℃进行1h固溶处理，水冷至室温，随后在550℃进行8h时效，空冷至室温，得到Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金。
该Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系新型高强亚稳β钛合金，依照GB/T228.1-2010标准要求，测得合金力学性能如下：固溶态下，抗拉强度Rm为769-855MPa，屈服强度Rp0.2为680-830MPa，断裂总延伸率At为4.34-15.9％。固溶时效后，抗拉强度Rm为1360-1471MPa，屈服强度Rp0.2为1321.5-1415.3MPa，断裂总延伸率At为2.9-7.2％，因此该钛合金具有优良的强度和一定的塑性。
实施例1
本实施例Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系新型高强亚稳β钛合金，按重量百分比计由以下成分组成：V 4％，Mo 8.5％，Zr 1％，Cr 2.5％，Al 5.5％，余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金的制备方法，包括以下步骤：
(1)该合金熔炼所用的原料包括：高纯钛、高纯钒、高纯钼、高纯铝、高纯锆以及高纯铬，将原料按照配比混合均匀并散装入炉，随后进行冷坩埚感应悬浮熔炼，熔炼过程中通入氩气，感应电流为400A，电流频率为20KHz，待合金完全熔化后继续保持3min，冷却得到铸锭，熔炼5次。
(2)将铸锭在1000℃高温下进行均匀化处理1h，然后水冷至室温。
(3)将均质化处理后的铸锭在双相区800℃下进行轧制，每道次轧制后回炉保温约2min，每道次变形量约5％，最终变形量为84.58％。
(4)将轧制后的铸锭进行热处理，工艺具体为：在双相区800℃进行1h固溶处理，水冷至室温，随后在550℃进行8h时效，空冷。
本实施例Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金，相变温度T约845±5℃，获得的组织如图1所示，本实施例的钛合金显微组织中含有球状或短棒状的初生α相，尺寸大约为5～10μm，以及大量细小的纳米级针状次生α相。初生α相较软，有利于合金的塑性，而次生α相作为第二相强化阻碍位错运动，使得合金具有优良的强度，此外，晶界处的还有一定量的连续α相，对合金塑性具有不利的影响。
该Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金经热轧后，经过固溶处理和时效处理，依照GB/T228.1-2010标准要求，测得合金力学性能如下：固溶态下，抗拉强度Rm为849MPa，屈服强度Rp0.2为775MPa，断裂总延伸率At为15.9％。固溶时效后，抗拉强度Rm为1471MPa，屈服强度Rp0.2为1415.3MPa，断裂总延伸率At为2.9％，具有优良的强度和一定的塑性。
实施例2
本实施例Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金，按重量百分比计由以下成分组成：V 5％，Mo 6％，Zr 1％，Cr 4％，Al 5％，余量为Ti和不可避免的杂质。
该Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金的制备方法，包括以下步骤：
(1)该合金熔炼所用的原料包括：高纯钛、高纯钒、高纯钼、高纯铝、高纯锆以及高纯铬，将原料按照配比混合均匀并散装入炉，随后进行冷坩埚感应悬浮熔炼，熔炼过程中通入氩气，感应电流为500A，电流频率为22KHz，待合金完全熔化后继续保持4min，冷却得到铸锭，熔炼8次。
(2)将铸锭在1000℃高温下进行均匀化处理1h，然后水冷至室温；
(3)将均质化处理后的铸锭在双相区790℃下进行轧制，每道次轧制后回炉保温约2min，每道次变形量约8％，最终变形量为84.38％；
(4)对轧制后的铸锭进行热处理，工艺具体为：在双相区790℃进行1h固溶处理，水冷至室温，随后在550℃进行8h时效，空冷。
该Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系新型高强亚稳β钛合金，相变温度T约825±5℃，获得的组织如图2所示，本实施例的钛合金显微组织中含有球状或短棒状的初生α相，尺寸大约为5～10μm，以及大量细小的纳米级针状次生α相。初生α相较软，有利于合金的塑性，而次生α相作为第二相强化阻碍位错运动，使得合金具有优良的强度。此外，晶界处的还有一定量的连续α相，对合金塑性具有不利的影响。
本实施例Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金经热轧后，进行固溶处理和时效处理，依照GB/T228.1-2010标准要求，测得合金力学性能如下：固溶态下，抗拉强度Rm为826MPa，屈服强度Rp0.2为789MPa，断裂总延伸率At为10.8％。固溶时效后，抗拉强度Rm为1411MPa，屈服强度Rp0.2为1348.7MPa，断裂总延伸率At为4.5％，具有优良的强度和一定的塑性。
实施例3
本实施例Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金，按重量百分比计由以下成分组成：V 6％，Mo 6.5％，Zr 0.5％，Cr 2％，Al 5％，余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金的制备方法，包括以下步骤：
(1)该合金熔炼所用的原料包括：高纯钛、高纯钒、高纯钼、高纯铝、高纯锆以及高纯铬，将原料按照配比混合均匀并散装入炉，随后进行冷坩埚感应悬浮熔炼，熔炼过程中通入氩气，感应电流为600A，电流频率为25KHz，待合金完全熔化后继续保持5min，冷却得到铸锭，熔炼6次。
(2)将铸锭在1000℃高温下进行均匀化处理1h，然后水冷至室温。
(3)将均质化处理后的铸锭在双相区790℃下进行轧制，每道次轧制后回炉保温约2min，每道次变形量约15％，最终变形量为85.11％；
(4)对轧制后的铸锭热处理，工艺具体为：在双相区790℃进行1h固溶处理，水冷至室温，随后在550℃进行8h时效，空冷至室温。
本实施例Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金，相变温度T约835±5℃，获得的组织如图3所示，本实施例的钛合金显微组织中含有更多的球状或短棒状的初生α相，尺寸大约为5～10μm，以及大量细小的纳米级针状次生α相。初生α相较软，有利于合金的塑性，而次生α相作为第二相强化阻碍位错运动，使得合金具有优良的强度。此外，晶界处的也具有更多的连续α相，对合金塑性具有不利的影响。
本实施例Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金经热轧后固溶处理和时效处理，依照GB/T228.1-2010标准要求，测得合金力学性能如下：固溶态下，抗拉强度Rm为855MPa，屈服强度Rp0.2为830MPa，断裂总延伸率At为4.34％。固溶时效后，抗拉强度Rm为1360MPa，屈服强度Rp0.2为1321.9MPa，断裂总延伸率At为5.2％，具有优良的强度和一定的塑性。
实施例4
本实施例Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金，按重量百分比计由以下成分组成：V 8％，Mo 5％，Zr 1.5％，Cr 1.5％，Al 5％，余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金的制备方法，包括以下步骤：
(1)该合金熔炼所用的原料包括：高纯钛、高纯钒、高纯钼、高纯铝、高纯锆以及高纯铬，将原料按照配比混合均匀并散装入炉，随后进行冷坩埚感应悬浮熔炼，熔炼过程中通入氩气，感应电流为550A，电流频率为25KHz，待合金完全熔化后继续保持3.5min，冷却得到铸锭，熔炼10次。
(2)将铸锭在1000℃高温下进行均匀化处理1h，然后水冷至室温；
(3)将均质化处理后的铸锭在双相区780℃下进行轧制，每道次轧制后回炉保温约2min，每道次变形量约10％，最终变形量为81.46％。
(4)将轧制后的铸锭进行热处理，工艺具体为：在双相区780℃进行1h固溶处理，水冷至室温，随后在550℃进行8h时效，空冷至室温。
本实施例Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金相变温度T约825±5℃，获得的组织如图4所示，本实施例的钛合金显微组织中含有较少量的球状或短棒状的初生α相，尺寸大约为5～10μm，以及大量细小的纳米级针状次生α相。初生α相较软，有利于合金的塑性，而次生α相作为第二相强化阻碍位错运动，使得合金具有优良的强度。此外，图中未看到连续的晶界α相，因此本实施案例合金具有较高的塑性。
本实施例Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系新型高强亚稳β钛合金经热轧后固溶处理和时效处理，依照GB/T228.1-2010标准要求，测得合金力学性能如下：固溶态下，抗拉强度Rm为769MPa，屈服强度Rp0.2为680MPa，断裂总延伸率At为10.69％。固溶时效后，抗拉强度Rm为1383MPa，屈服强度Rp0.2为1321.5MPa，断裂总延伸率At为7.2％，具有优良的强度和一定的塑性。
以上内容仅为说明本发明的技术思想，不能以此限定本发明的保护范围，凡是按照本发明提出的技术思想，在技术方案基础上所做的任何改动，均落入本发明权利要求书的保护范围之内。
Claims (10)
1.一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金，其特征在于，按重量百分比计，包括4.0～8.0％的V，5.0～8.5％的Mo，0.5～1.5％的Zr以及1.5～4.0％的Cr，5.0～6.0％的Al，余量为Ti以及不可避免的杂质元素。
2.根据权利要求1所述的一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金，其特征在于，所述V、Mo、Zr、Cr、Al和Ti分别为高纯钒、高纯钼、高纯锆、高纯铬，高纯铝和高纯钛。
3.根据权利要求1或2所述的一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金，其特征在于，所述Mo当量的范围为7.5～11之间。
4.一种权利要求1-3任一项所述的一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
步骤1、将原料按重量百分比混合均匀后，在氩气气氛下进行多次熔炼，冷却后得到铸锭；
步骤2、对得到的铸锭进行均质化处理；
步骤3、将质化处理后的铸锭在双相区的温度区间进行轧制，轧制的总变形量为80％～86％；
步骤4、将轧制后的铸锭在双相区的温度区间进行热处理，得到Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金。
5.根据权利要求4所述的一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金的制备方法，其特征在于，步骤1中采用感应悬浮熔炼，熔炼过程中感应电流为400～600A，电流频率为20～25KHz，待合金完全熔化后继续保持3～5min，冷却得到铸锭，熔炼次数不小于5次。
6.根据权利要求4所述的一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金的制备方法，其特征在于，步骤2中均质化处理的方法为，在1000℃高温下进行均匀化处理1h。
7.根据权利要求4所述的一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金的制备方法，其特征在于，所述双相区的温度区间为780～800℃。
8.根据权利要求4所述的一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金的制备方法，其特征在于，轧制过程中，每道次轧制后回炉升温至双相区的温度区间并保温约2-5min，每道次变形量约5-15％。
9.根据权利要求4所述的一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金的制备方法，其特征在于，步骤4热处理包括固溶处理和时效处理。
10.根据权利要求9所述的一种Ti-V-Mo-Zr-Cr-Al系高强亚稳β钛合金的制备方法，其特征在于，所述固溶处理为，在双相区780～800℃进行1h固溶处理，水冷至室温；
所述时效处理为，将铸锭在550℃进行8h时效，空冷至室温。
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