CN113174551B - 一种具有异质叠层结构的双相高强高塑性钛合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开的一种具有异质叠层结构的双相高强高塑性钛合金及其制备方法，将合金在马弗炉中1000～1200℃下的β单相区保温1～2h，然后淬火至室温获得均匀的β相，将得到的合金再次升温至相变点以上，并且保温10‑20min后进行轧制，最后将轧制得到的板材在相变点之上10°保温1～10min后淬火至室温，得到具有异质叠层结构的双相TRIP钛合金；通过上述方法制备的异质叠层结构的双相TRIP钛合金，可以获得屈服强度分别为875MPa、断裂延伸率28％，屈服强度702MPa、断裂延伸率48.5％和屈服强度595MPa、断裂延伸率45％的力学性能组合。

Description

一种具有异质叠层结构的双相高强高塑性钛合金及其制备 方法

技术领域

本发明涉及金属材料领域，具体为一种具有异质叠层结构的双相高强高塑性钛合金及其制备方法。

背景技术

通过使用新型高强比以及轻量化的结构材料可以显著减少化石燃料和其他能源的消耗。钛合金是重要的轻质结构材料，通过调控其微观结构，可以获得强度和延展性的出色组合。与β相和α+β两相钛合金相比，亚稳态β钛合金表现出更好的淬硬性，不仅具有塑性、强度、疲劳抗力的良好匹配和优异的变形加工性能，还具有较高的抗腐蚀性能，因而拥有巨大的应用前景。一般来说，添加不同的合金元素(例如β稳定元素Cr、Mo、V；α稳定元素Al；中性元素Zr、Sn等)可以调控亚稳态β钛合金的相稳定性。不同的相稳定性可以使合金发生TWIP(孪生诱发塑性)和/或TRIP(相变诱导塑性)两种变形机制，从而表现出优异的力学性能。TRIP/TWIP钛合金在塑性变形过程中，应力诱导马氏体和孪晶的出现可以产生动态霍尔-佩奇效应，显著提升合金的加工硬化率和塑性。因此该类合金具有良好的冷加工成型性，可以在室温下经受大变形而不开裂，降低热机械加工的能源消耗和材料的耗损。

在石油化工管道、航海等领域的结构件中，不锈钢或Co-Cr合金应用非常广泛，但是其屈服强度很低(约为200-300MPa)，在使用过程中经常会出现因过载而导致的失效事故，给国民经济造成了极大的损失。与不锈钢或Co-Cr合金相比，TRIP/TWIP钛合金不仅具有较高的耐腐蚀性，同时其屈服强度可以到达500MPa，约为不锈钢或Co-Cr合金的两倍，因此具有极高的应用价值。此外，与α+β钛合金(Ti-6Al-4V)相比，TRIP/TWIP亚稳态β钛合金不仅具有良好的塑性，而且具有极高的加工硬化能力，其最终抗拉强度可以高达1200MPa。这些优点，使得TRIP/RWIP亚稳态β钛合金成为下一代轻质金属的潜在候选材料。

目前对于TRIP/TWIP效应的亚稳态β钛合金，其研究大多都集中在通过改变合金元素调控变形机制，而后通过冷轧和单相区固溶热处理获得均匀的单相β晶粒，获取所需的力学性能。单相β结构是为了使合金在塑性变形期间发生应力诱导马氏体等变形产物，获取高塑性和加工硬化率。然而，应力诱导马氏体的临界开动应力只有200-500MPa，为了提升TRIP/TWIP钛合金的屈服强度，可以采用固溶强化和第二相强化两种策略。一方面，对于亚稳态β钛合金来说，固溶强化需要加入较多稳定β相的元素，例如Mo、V、Nb等昂贵的元素，使得合金成本显著提升。另一方面，α相的析出往往伴随着元素的再分配，这样会改变β基体的稳定性。此外，析出α相的含量难以控制，并且当基体稳定时，此时变形机制将会转变为位错滑移，延伸率和加工硬化率显著下降。因此，TRIP/TWIP钛合金的屈服强度和塑性固有的倒置关系并未得到突破，这严重阻碍了亚稳态β钛合金的进一步发展。

基于以上问题，如何调控亚稳态β钛合金的组分与微观结构，通过析出足够多的α相突破单相β基体的屈服强度极限，并保持TRIP/TWIP效应维持其延伸率和加工硬化率是目前亟需解决的关键问题。

发明内容

针对现有技术中存在的问题，本发明提供一种具有异质叠层结构的双相高强高塑性钛合金及其制备方法，该方法能够利用析出相α钉扎晶界的作用细化晶粒，同时通过调控α析出相匮乏片层(α相位于晶界)和α析出相富集片层(大量α相)的层厚来改变TRIP变形机制的临界应力，不仅提高了屈服强度，同时保持较好的加工硬化率和均匀延伸率。

本发明是通过以下技术方案来实现：

一种具有异质叠层结构的双相高强高塑性钛合金的制备方法，其包括以下步骤：

步骤1、将钛合金在1000～1200℃下的β单相区保温1～2h，然后淬火至室温获得均匀的β相；

步骤2、将步骤1得到的钛合金再次升温至相变点以上温度，并且保温10-20min；

步骤3、对步骤2保温后的钛合金采用跨β轧制方法进行轧制，单道次压下量为3～10％的轧制变形，每道次轧制完成后，回炉保温1min，总轧制压下量为80～90％；

步骤4、将步骤3得到的钛合金在相变点以上温度保温0.5～10min后淬火至室温，得到具有异质叠层结构的双相TRIP钛合金。

优选的，步骤2中相变点温度为760±5℃。

优选的，步骤2和步骤4中所述保温温度为相变点温度以上的1°-10°。

优选的，步骤3中钛合金每道次轧制变形后至回炉保温，其时间间隔小于1min。

优选的，步骤4中所述保温时间为1-3min、3-5min或5-10min。

一种具有异质叠层结构的双相高强高塑性钛合金，所述异质叠层结构包括交替层叠的α析出相匮乏片层和α析出相富集片层，α析出相富集片层中α相的含量大于α析出相匮乏片层中α相的含量；

α析出相富集片层为拉长晶粒，含有亚晶界；

α析出相匮乏片层由完全再结晶晶粒构成，α析出相位于晶界处。

优选的，所述α析出相富集片层和α析出相匮乏片层的厚度均为1-20μm。

优选的，所述拉长晶粒为β亚晶粒，所述再结晶晶粒尺寸为1-18μm。

优选的，所述完全再结晶的β晶粒为等轴晶粒。

优选的，步骤4中，轧制后的钛合金在相变点以上保温1-2min，α析出相匮乏片层和α析出相富集片层的厚度范围为1-5μm；

当保温3-5min，α析出相匮乏片层和α析出相富集片层的厚度范围为5-10μm；

当保温5-10min，α析出相匮乏片层和α析出相富集片层的厚度范围为10-20μm。

与现有技术相比，本发明具有以下有益的技术效果：

本发明提供的一种异质叠层结构的双相高强高塑性钛合金的制备方法，选择在单相区热轧，可以获取不同的强塑性匹配。热轧后经过简单的固溶处理，在样品截面(RD、TD面)上出现了α析出相匮乏片层和α析出相富集片层交替构成。较多α相的α析出相富集片层为拉长晶粒，包含大量亚晶界；包含少量α相的α析出相匮乏片层的由细小的再结晶晶粒构成，少量α析出相位于晶界处。较多α相的拉长晶粒片层对TRIP变形机制的开动具有抑制作用，表现为硬质片层；包含少量α相的α析出相匮乏片层的再结晶晶粒对TRIP变形机制具有促进作用，表现为软化片层。当合金受到应力时，软化层首先发生塑性变形，硬化层保持弹性变形，同时软化层被硬化层所包围，从而导致较高的应变梯度和更强的相互约束。变形不适应性会产生应变梯度，为保持变形的连续性，会在异质结构的界面处产生背应力，背应力可以同时提高合金的加工硬化能力和应变强化能力，从而使合金表现出较好的强度和塑性组合。

本方法制备的异质叠层结构的双相高强高塑性TRIP/TWIP钛合金，异质叠层结构中较多α析出相的α析出相富集片层为拉长晶粒，包含高密度位错并提供高强度；异质叠层结构中α析出相匮乏片层的细小再结晶晶粒可避免局部应力集中及过早开裂，充分利用叠层结构调控TRIP变形机制的抑制和开动，因而在得到较高屈服强度的同时保持优异的塑性。同时，软硬不同的叠层结构能够协调界面两侧的变形，避免应力集中，因此合金也保持了较高的断裂延伸率。其性能远远优于同类型TRIP/TWIP材料的力学性能，通过上述方法制备的异质叠层结构的双相TRIP/TWIP钛合金，可以获得屈服强度分别为875MPa、断裂延伸率28％；屈服强度702MPa、断裂延伸率48.5％；屈服强度595MPa、断裂延伸率45％的力学性能组合。

附图说明

图1是本发明实施例1的异质结构钛合金SEM组织照片；

图2是本发明实施例1的异质结构钛合金EBSD图片；

图3是本发明实施例2的异质结构钛合金金相组织照片；

图4是本发明实施例2的异质结构钛合金EBSD图片；

图5是本发明实施例2的异质结构钛合金变形后的TEM图片；

图6是本发明实施例2的异质结构钛合金与实施例2、实施例3和对比例1的工程应变-工程应力拉伸曲线图；

图7是本发明实施例1、实施例2和实施例3异质结构钛合金与传统TRIP/TWIP亚稳态β钛合金性能对比统计图。

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。

一种异质叠层结构的双相高强高塑性钛合金的制备方法，包括以下步骤：

步骤1、将钛合金在马弗炉中1000～1200℃下的β单相区保温1～2h，然后淬火至室温获得均匀的β相；

步骤2、将步骤1得到的合金再次升温至相变点以上温度，并且保温10-20min后进行轧制。

相变点温度为760±5℃，升温温度为相变点温度至相变点温度以上10℃，升温温度为765-775℃。

步骤3、对步骤2得到的钛合金采用跨β轧制，单道次压下量为4～10％的轧制变形，每经过1～2道次轧制后，温度低于相变点温度后将钛合金升温至相变点以上温度重新保温1～3min，直至合金总轧制压下量为80～90％。

步骤4、最后一道次轧制结束后，将步骤3得到的钛合金轧板在相变点以上温度保温1～10min后淬火至室温，得到具有异质叠层结构的双相高强高塑性TRIP/TWIP钛合金。

相变点以上温度为765～775℃。

根据上述方法制备的一种具有异质叠层结构的双相高强TRIP钛合金，所述异质叠层结构包括交替层叠的α析出相匮乏片层和α析出相富集片层，α析出相富集片层中α相的含量大于再α析出相匮乏片层中α相的含量，也就是说，异质叠层结构由包含α析出相匮乏片层和α析出相富集片层交替构成。

α析出相富集片层为拉长晶粒，含有亚晶界，拉长晶粒为β亚晶粒，包含较高密度位错和α析出相。

α析出相匮乏片层由完全再结晶晶粒构成，所述再结晶晶粒尺寸为4-20μm，包含较低密度位错，α析出相位于晶界处，所述完全再结晶的β晶粒为等轴晶粒。

所述α析出相富集片层和α析出相匮乏片层的厚度均为1-20μm。

轧制后的钛合金在相变点以上保温1-3min，α析出相匮乏片层和α析出相富集片层的厚度范围分别为1-5μm；

当保温3-5min，α析出相匮乏片层和α析出相富集片层的厚度范围分别为5-10μm。

当保温5-10min，α析出相匮乏片层和α析出相富集片层的厚度范围分别为10-20μm。

当保温时间大于30min，样品α析出相完全溶解进β基体，获得单相均匀等轴β晶粒。

所述异质叠层结构截面为RD截面或TD截面。

根据上述方法得到的具有异质叠层结构的双相高强高塑性TRIP/TWIP钛合金，异质叠层结构由包含较多α析出相的拉长晶粒层片和包含少量α相的细小再结晶晶粒层片构成。较多α析出相的被它基体为拉长晶粒，拉长晶粒中包含大量α析出相和高密度位错；包含少量α相的β基体由细小完全再结晶晶粒构成，少量α析出相位于晶界处，该异质叠层结构的双相TRIP/TWIP钛合金屈服强度为593-875MPa，抗拉强度为781-984MPa，均匀延伸率大于30％，断裂延伸率为28％-45％。

实施例1：

一种异质叠层结构的双相TRIP/TWIP钛合金及其热轧方法，包括以下步骤：

步骤1、将9mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中1000℃下保温60min，然后淬火至室温；

Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金成分为0.5～1.5％的Al，8～9％的Mo，2.5～4％的Cr，3～4％的Zr，余量为Ti及其他一些不可避免的杂质。

步骤2、将9mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态合金板在马弗炉中770℃下保温10min；

步骤3、取出进行轧制，单道次压下量为5％，每两道次轧制后试样回炉在770℃下保温1min，总轧制压下率为90％。

步骤4、将轧制后的将试样立即放入马弗炉中，在770℃下保温1min，然后淬火到室温，得到异质叠层结构。

根据上述方法得到的具有异质叠层结构的双相TRIP/TWIP钛合金，异质叠层结构截面(RD)由包含较多α相的α析出相富集片层和包含少量α的α析出相匮乏片层分别以层厚为1-5μm交替构成。

该异质叠层结构的双相TRIP/TWIP钛合金组织中较多α相的α析出相富集片层和包含少量α的α析出相匮乏片层的层厚范围为1-5μm，如图1和图2所示。由于仅仅保温1min，再结晶过程不显著，依然包含大量拉长晶粒和高密度位错，如图2(b)KAM图所示。此时再结晶晶粒不仅数量变少，而且具有更小的尺寸。应力诱导马氏体的开动具有尺寸效应，当尺寸足够小时，马氏体的开动将会被抑制。此时，少量叠层的应力诱导马氏体开动。因此合金具有最高的强度和适中的塑性。力学性能测试表明，该异质叠层结构的双相TRIP/TWIP钛合金屈服强度为875MPa，抗拉强度为984MPa，断裂延伸率为28％。

实施例2：

一种异质叠层结构的双相高强高塑性TRIP/TWIP钛合金及其热轧方法，包括以下步骤：

步骤1、将9mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中1000℃下保温60min，然后淬火至室温；

Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金成分为0.5～1.5％的Al，8～9％的Mo，2.5～4％的Cr，3～4％的Zr，余量为Ti及其他一些不可避免的杂质。

步骤2、将9mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中770℃下保温10min；

步骤3、取出进行轧制，单道次压下量为5％，每两道次轧制后试样回炉在770℃下保温1min，总轧制压下率为90％。

步骤4、将轧制后的试样立即放入马弗炉中，在770℃下保温3min，然后淬火到室温，即可得到异质叠层双相结构的高强高塑性TRIP/TWIP亚稳态β钛合金。

根据上述方法得到的具有异质叠层结构的双相高强高塑性TRIP/TWIP钛合金，异质叠层结构截面(RD)由包含较多α相的拉长晶粒和包含少量α的再结晶晶粒分别以5-10μm之间的层厚交替构成。

如图1所示，从图中可以看到金相图中包含两种片层状组织。一个片层包含较多的α相析出区，另一个片层α相析出缺乏区。如图2所示，进一步放大的EBSD照片显示较多α相析出的片层为拉长未再结晶晶粒，并且包含大量的亚晶界以及α析出相，可以增加TRIP变形机制的开动应力，因此提升了合金的屈服强度。α相析出缺乏区由细小的再结晶晶粒构成。应力诱导马氏体可以在再结晶晶粒中优先启动，并且随着应变的增加逐步扩展到α析出相富集的拉长晶粒中。通过异质变形产生的背应力，显著提升了合金的强度和塑性。、

力学性能测试表明该双相亚稳态β钛合金的屈服强度达到705MPa，抗拉强度达到853MPa，均匀延伸率大于30％，断裂延伸率高达48.5％，其拉伸曲线如图3中的实施例1所示，具有优异的强塑性匹配。

实施例3：

一种异质叠层结构的双相TRIP/TWIP钛合金及其热轧方法，包括以下步骤：

步骤1、将9mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中1000℃下保温60min，然后淬火至室温；

Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金成分为0.5～1.5％的Al，8～9％的Mo，2.5～4％的Cr，3～4％的Zr，余量为Ti及其他一些不可避免的杂质。

步骤2、将9mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态合金板在马弗炉中770℃下保温10min；

步骤3、取出进行轧制，单道次压下量为5％，每两道次轧制后试样回炉在770℃下保温1min，总轧制压下率为90％。

步骤4、将轧制后的将试样立即放入马弗炉中，在770℃下保温10min，然后淬火到室温，得到异质叠层结构。

根据上述方法得到的具有异质叠层结构的双相TRIP/TWIP钛合金，异质叠层结构截面(RD)由包括较多α相的α析出相富集片层和包含少量α的α析出相匮乏片层以10-20μm的层厚交替构成。

该异质叠层结构的双相TRIP/TWIP钛合金组织中较多α相的拉长晶粒和包含少量α的再结晶晶粒的层厚为10-20μm。由于轧制结束后保温时间为10min，叠层的尺度进一步增加，此时不仅α析出相的数量变少，而且再结晶晶粒具有更大的尺寸。应力诱导马氏体的开动变得更加容易，α析出相富集片层和α析出相匮乏片层之间的变形不均匀性减小，因此合金的屈服强度降低。力学性能测试表明，该异质叠层结构的双相TRIP/TWIP钛合金屈服强度为593MPa，抗拉强度为781MPa，均匀延伸率大于30％，断裂延伸率为45％。

对比例1：

一种均匀等轴晶结构的单相TRIP/TWIP钛合金及其热轧方法，包括以下步骤：

步骤1、将9mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中1000℃下保温60min，然后淬火至室温；

Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金成分为0.5～1.5％的Al，8～9％的Mo，2.5～4％的Cr，3～4％的Zr，余量为Ti及其他一些不可避免的杂质。

步骤2、将9mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态合金板在马弗炉中770℃下保温10min；

步骤3、取出进行轧制，单道次压下量为5％，每两道次轧制后试样回炉在770℃下保温1min，总轧制压下率为90％；

步骤4、将轧制后的将试样立即放入马弗炉中，在800℃下保温30min，然后淬火到室温，即可得到均匀等轴晶结构的单相亚稳态β钛合金。

该均匀等轴晶单相亚稳态β钛合金组织中包含晶粒尺寸为100～200μm的单相β晶粒。由均匀等轴晶组成的试样，晶粒尺寸均匀，晶界总面积提升，但此时合金为单相等轴晶，没有第二相和亚晶界强化。应力诱导马氏体具有最小的开动应力，因此其屈服强度进一步降低。力学性能测试表明，该均匀等轴晶单相亚稳态β钛合金屈服强度为417MPa，抗拉强度达到605MPa，均匀延伸率大于30％，断裂延伸率为43％。

本发明公开的一种具有异质叠层结构的双相高强高塑性TRIP/TWIP钛合金及其制备方法，将合金在马弗炉中1000～1200℃下的β单相区保温1～2h，然后淬火至室温获得均匀的β相，将得到的合金再次升温至相变点以上，并且保温10-20min后进行轧制，最后将轧制得到的板材在765～775℃之间保温1～10min后淬火至室温，得到具有异质叠层结构的双相TRIP/TWIP钛合金；通过上述方法制备的异质叠层结构的双相TRIP/TWIP钛合金，可以获得屈服强度分别为875MPa、断裂延伸率28％，屈服强度702MPa、断裂延伸率48.5％和屈服强度595MPa、断裂延伸率45％的力学性能组合。

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 (5)

1.一种具有异质叠层结构的双相高强高塑性钛合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

步骤1、将钛合金在1000~1200℃下的β单相区保温1~2h，然后淬火至室温获得均匀的β相；

步骤2、将步骤1得到的钛合金再次升温至相变点以上1℃-10℃，并且保温10-20min；

步骤3、对步骤2保温后的钛合金采用跨β轧制方法进行轧制，单道次压下量为3~10%的轧制变形，每道次轧制完成后，回炉保温1min，总轧制压下量为80~90%，钛合金每道次轧制变形后至回炉保温，其时间间隔小于1min；

步骤4、将步骤3得到的钛合金在相变点以上1℃-10℃，保温1-3min、3-5min或5-10min后淬火至室温，得到具有异质叠层结构的双相钛合金；

所述异质叠层结构的双相钛合金包括交替层叠的α析出相匮乏片层和α析出相富集片层，α析出相富集片层中α相的含量大于α析出相匮乏片层中α相的含量；

α析出相富集片层为拉长晶粒，含有亚晶界；

α析出相匮乏片层由完全再结晶晶粒构成，α析出相位于晶界处，完全再结晶的β晶粒为等轴晶粒；

轧制后的钛合金在相变点以上保温1-2min，α析出相匮乏片层和α析出相富集片层的厚度范围为1-5μm；当保温3-5min，α析出相匮乏片层和α析出相富集片层的厚度范围为5-10μm；当保温5-10min，α析出相匮乏片层和α析出相富集片层的厚度范围为10-20μm。

2.根据权利要求1所述的一种具有异质叠层结构的双相高强高塑性钛合金的制备方法，其特征在于，所述钛合金为Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金，步骤2中相变点温度为760±5℃。

3.一种权利要求1或2所述制备方法制备的具有异质叠层结构的双相高强高塑性钛合金，其特征在于，所述异质叠层结构包括交替层叠的α析出相匮乏片层和α析出相富集片层，α析出相富集片层中α相的含量大于α析出相匮乏片层中α相的含量；

α析出相富集片层为拉长晶粒，含有亚晶界；

α析出相匮乏片层由完全再结晶晶粒构成，α析出相位于晶界处，完全再结晶的β晶粒为等轴晶粒；

轧制后的钛合金在相变点以上保温1-2min，α析出相匮乏片层和α析出相富集片层的厚度范围为1-5μm；当保温3-5min，α析出相匮乏片层和α析出相富集片层的厚度范围为5-10μm；当保温5-10min，α析出相匮乏片层和α析出相富集片层的厚度范围为10-20μm。

4.根据权利要求3所述的具有异质叠层结构的双相高强高塑性钛合金，其特征在于，所述α析出相富集片层和α析出相匮乏片层的厚度均为1-20μm。

5.根据权利要求3所述的具有异质叠层结构的双相高强高塑性钛合金，其特征在于，所述拉长晶粒为β亚晶粒，所述再结晶晶粒尺寸为1-18μm。

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