CN113981272B - Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金及制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及新合金材料设计开发领域，提供了一种Ti‑6Al‑4V‑xFe‑yMo钛合金及制备方法，所述合金的成分按质量比计为：5.50～6.75wt.％Al，3.50～4.50wt.％V，1.00～5.00wt.％Fe，1.00～5.00wt.％Mo，且Fe/Mo≈1，其余为Ti和不可避免杂质。所述方法按设计比例配备原料TC4合金及等比例的Fe、Mo；原料在氩气保护下熔炼得到合金铸锭。本发明合金的相变温度Tβ比TC4合金降低10～80℃，在700～900℃的温度范围内热变形抗力明显低于TC4合金，有利于降低热加工难度，提高模具寿命和制品表面质量，减少能耗。

Description

Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金及制备方法
技术领域
本发明涉及新合金材料设计开发领域，特别涉及一种易热加工Ti-6Al-4V-xFe-yMo(x＝1～5，y＝1～5)钛合金及制备方法，本发明Ti-6Al-4V-xFe-yMo(x＝1～5，y＝1～5)钛合金易于热加工。
背景技术
钛合金具有密度小、比强度高、耐高温、耐腐蚀和良好的生物相容性等特点，是航空航天、海洋工程、国防军工、生命健康等领域的关键材料。Ti-6Al-4V(TC4)合金是典型的α+β型两相钛合金，不仅拥有α型钛合金的热稳定性和β型钛合金的高强度，还可通过热处理进行强化，是全球应用最广泛的钛合金结构材料，其使用量占钛合金总用量的50％，在航天领域钛合金用量中的占比达80％以上[张喜燕，赵永庆，白晨光.钛合金及应用[M].北京：化学工业出版社，2005；赵永庆.钛合金相变及热处理[M].长沙：中南大学出版社，2012.]。
钛合金的室温塑性较差、变形抗力大、冷加工容易开裂，因此其加工成形通常需要在高温条件下进行。两相钛合金的加热温度达到β转变温度以上时，易发生β晶粒快速长大造成β脆性，使合金的塑性显著下降。因此，对于TC4等α+β两相钛合金，除锻造开坯在β相变温度Tβ以上30～40℃的温度条件(低变形抗力)下进行外，采用锻造、挤压、轧制、拉拔等方法生产管、棒、线、型材或部件(简称为热加工)时，一般选择在相变点Tβ以下30～100℃的两相区进行，可获得较为均匀细小的α+β两相组织，具有良好的综合性能[李青云，王道隆，刘雅庭.稀有金属材料加工手册[M].北京：冶金工业出版社，1984.]。
TC4合金的Tβ约为990℃左右，其热加工温度范围为800℃～950℃，采用挤压、轧制等要求坯料变形抗力较低的热加工方式时，加工温度通常选择920～950℃。较高的加工温度，一方面导致钛合金与模具粘结、严重影响制品表面质量，另一方面对工模具材料和热加工工艺也提出了很高的要求。例如，钛合金挤压时为了防止模具温升导致的模具失效，需要采用80～130mm/s高速挤压[谢建新,刘静安.金属挤压理论与技术[M].北京：冶金工业出版社,2001.]，而钛合金导热性差、热效应显著，高速挤压时的温度和金属流动不均匀性更为突出，易形成裂纹、应力集中、过热等缺陷。在不降低室温或中低温力学性能的前提下，开发热加工温度较低(热变形抗力较低)的钛合金，有利于降低产品尤其是薄壁及复杂截面产品的热加工难度、提高制品表面质量，从而扩大钛合金制品的应用范围[邓同生,李尚,卢娇,等.钛合金型材精密挤压技术国内外研究现状[J].锻压技术,2018,43(06):1-9.]。
合金化是调控钛合金物理力学性能的主要措施之一。现有研究文献表明，在TC4合金中加入0.26wt.％Fe可使合金的屈强比从0.88提高到0.97，同时获得较好的室温塑性(延伸率18.5％)，其机理是Fe的加入导致变形机制发生变化，由滑移机制变为滑移+孪生的复合变形机制[樊亚军,曹继敏,杨华斌,等.Fe含量对Ti-6Al-4V钛合金力学性能的影响[J].金属热处理,2013,38(03):21-23.]。在TC4ELI合金中加入微量的Fe(0.08～0.22wt.％)，合金的屈服强度和抗拉强度分别提高了150MPa和140MPa，其机理是TiFe相的析出强化作用[毛江虹,杨晓康,罗斌莉.Fe元素对TC4ELI合金力学性能的影响[J].金属热处理,2019,44(06):95-99.]。在TC4合金的基础上以Fe代V开发的铸造Ti-6Al-5Fe-0.05B-0.05C合金，实现了高强度(屈服强度1023MPa和抗拉强度1136MPa)和合理延展性(延伸率3.7％)的良好匹配，其机理是合金中析出超细次生α相产生的强化作用[Liang Z,Miao J,Brown T,et al.Alow-cost and high-strength Ti-Al-Fe-based cast titanium alloy for structuralapplications[J].Scripta Materialia,2018,157:124-128.]。目前尚无在TC4合金中添加Mo元素的研究报道。
Fe、Mo元素可降低钛合金α→β相变过程中的激活能，从而降低β转变温度Tβ[张贵锋,黄昊.固态相变原理及应用[M].北京：冶金工业出版社,2011.]。α+β型钛合金热加工一般在相变点Tβ以下30～100℃的两相区进行，因此降低Tβ可降低热加工温度。另一方面，由于Fe在Ti中的扩散速率非常高，在α-Ti中的扩散速率是α-Ti自扩散速率的103～105倍，在β-Ti中的扩散速率是β-Ti自扩散速率的102倍[Mishin Y,Herzig C.Diffusion in the Ti–Alsystem[J].Acta materialia,2000,48(3):589-623.]，因而添加Fe可望显著促进位错的攀移和滑移，从而加速热加工过程中的回复软化过程、降低变形抗力。但是Fe的加入会降低钛合金的高温蠕变性能[蔡建明,马济民,黄旭,等.高温钛合金中杂质元素Fe的扩散行为及其对蠕变抗力的损害作用[J].材料工程,2009,2009(008):84-88.]。而添加Mo元素不但可以降低Tβ，同时可提高钛原子的结合力进而提高热强性[蔡建明,李臻熙,黄旭,等.提高600℃高温钛合金热强性能的β稳定化元素选择和成分优化[C].//第十三届全国钛及钛合金学术交流会论文集.2008:934-939.]。
发明内容
本发明的目的是至少克服现有技术的不足之一，提供了一种易热加工Ti-6Al-4V-xFe-yMo(x＝1～5，y＝1～5)钛合金及制备方法，通过在TC4合金中同时添加合适含量的Fe和Mo合金元素，开发一种可在较低温度下热加工成形、具有较低变形抗力的钛合金，有效避免钛合金高温加工成形的诸多不利因素，且室温或中低温力学性能不低于TC4合金。
本发明的工作原理如下：
Fe、Mo合金化降低TC4合金的Tβ进而降低合金热加工温度，同时提高合金在热加工过程中的回复软化速度进而降低合金热变形抗力。
等比例1～5wt.％的Fe、Mo元素加入TC4合金中，β稳定元素Fe、Mo均可显著降低相变温度Tβ，而在相同的两相区温度下合金具有更多的易变形β相，更有利于热加工变形；Fe同时也是一种快速扩散元素，加入后可显著促进Ti的自扩散，热加工变形时提高位错的攀移速度，从而降低合金热变形抗力；同时添加等量的Mo可以弥补Fe元素对蠕变性能的不利影响。
本发明采用如下技术方案：
一方面，本发明提供了一种(易热加工)Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金，成分按质量比计为：5.50～6.75wt.％Al，3.50～4.50wt.％V，1.00～5.00wt.％Fe，1.00～5.00wt.％Mo，且Fe/Mo≈1，其余为Ti和不可避免杂质，“≈”在本文中的含义为：Fe和Mo的质量分数相差不超过2％。
如上所述的任一可能的实现方式，进一步提供一种实现方式，所述杂质包括C、N、O、H，所述杂质总含量不超过0.20wt.％。
如上所述的任一可能的实现方式，进一步提供一种实现方式，所述Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金的成分按质量比计为：6.28wt.％Al、4.02wt.％V、4.99wt.％Fe、5.00wt.％Mo，其余为Ti及不可避免杂质，杂质总含量不超过0.20wt.％。
如上所述的任一可能的实现方式，进一步提供一种实现方式，所述Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金的Tβ相变点为910℃，较标准TC4合金的Tβ相变点990℃降低80℃；在900℃的最大变形抗力为73MPa，比标准TC4合金的最大变形抗力99MPa降低了26％；铸态下的室温屈服强度、抗压强度和显微硬度分别比标准铸态TC4合金提高了34％、5％、12％。
如上所述的任一可能的实现方式，进一步提供一种实现方式，所述Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金的成分按质量比计为：6.28wt.％Al、4.02wt.％V、2.99wt.％Fe、3.01wt.％Mo，其余为Ti及不可避免杂质，杂质总含量不超过0.20wt.％。
如上所述的任一可能的实现方式，进一步提供一种实现方式，所述Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金的Tβ相变点为942℃，较标准TC4合金的Tβ相变点990℃降低48℃；在900℃的最大变形抗力为57MPa，比标准TC4合金的最大变形抗力99MPa降低了42％；铸态下的室温屈服强度、抗压强度和显微硬度分别比标准铸态TC4合金提高了51％、17％、46％。
如上所述的任一可能的实现方式，进一步提供一种实现方式，所述Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金的成分按质量比计为：6.30wt.％Al、4.02wt.％V、1.00wt.％Fe、1.02wt.％Mo，其余为Ti及不可避免杂质，杂质总含量不超过0.20wt.％。
如上所述的任一可能的实现方式，进一步提供一种实现方式，所述Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金的Tβ相变点为974℃，较标准TC4合金的Tβ相变点990℃降低16℃；在900℃的最大变形抗力为69MPa，比标准TC4合金的最大变形抗力99MPa降低了30％；铸态下的室温屈服强度、抗压强度和显微硬度分别比标准铸态TC4合金提高了6％、5％、2％。
另一方面，本发明还提供了一种Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金的制备方法，所述方法包括：
S1、准备原料：按设计比例配备TC4合金，及等比例的Fe、Mo；
S2、熔炼：将原料在氩气保护下进行熔炼(熔炼过程中的质量损失可以忽略不计)，得到合金铸锭。
如上所述的任一可能的实现方式，进一步提供一种实现方式，步骤S2中，采用冷坩埚感应熔炼或真空电弧熔炼。
本发明的有益效果为：
1、本发明的易热加工Ti-6Al-4V-xFe-yMo(x＝1～5，y＝1～5)合金的相变温度Tβ比TC4合金降低10～80℃，在700～900℃的温度范围内热变形抗力明显低于TC4合金，有利于降低热锻、热挤压和热轧等热加工难度，提高模具寿命和制品表面质量，减少能耗。
2、本发明易热加工Ti-6Al-4V-xFe-yMo(x＝1～5，y＝1～5)合金的室温力学性能优于TC4合金。
附图说明
图1所示为本发明实施例中易热加工Ti-6Al-4V-xFe-yMo(x＝1、3和5)合金和TC4合金(Ti-6Al-4V合金在温度700℃、应变速率0.01/s条件下的热压缩曲线。
图2所示为本发明实施例中易热加工Ti-6Al-4V-xFe-yMo(x＝1、3和5)合金和TC4合金(Ti-6Al-4V合金在温度800℃、应变速率0.01/s条件下的热压缩曲线。
图3所示为本发明实施例中易热加工Ti-6Al-4V-xFe-yMo(x＝1、3和5)合金和TC4合金(Ti-6Al-4V合金在温度900℃、应变速率0.01/s条件下的热压缩曲线。
图4所示为部分Ti-6Al-4V-xFe-yMo合金在400℃条件下的蠕变速率-应力计算曲线。
具体实施方式
下文将结合具体附图详细描述本发明具体实施例。应当注意的是，下述实施例中描述的技术特征或者技术特征的组合不应当被认为是孤立的，它们可以被相互组合从而达到更好的技术效果。
关于TC4合金中添加Fe、Mo的比例对于最终合金性能的影响，我们进行了大量的研究，附图4给出了部分研究结果。附图4为部分Ti-6Al-4V-xFe-yMo合金在400℃条件下的蠕变速率-应力计算曲线，其中蠕变速率越低表明材料的抗蠕变性能越好；从图中可以看出，当应力相同时，蠕变速率Ti-6Al-4V-2Fe-2Mo＜Ti-6Al-4V-2Fe-1Mo＜Ti-6Al-4V-2Fe，Ti-6Al-4V-4Fe-4Mo＜Ti-6Al-4V-4Fe-3Mo＜Ti-6Al-4V-4Fe-2Mo，说明等比例添加Fe、Mo的Ti-6Al-4V-xFe-yMo合金具有更好的抗蠕变性能。其他实验条件(Fe、Mo添加量及实验温度)下也有类似结果。
实施例1
本实施例中，按Ti-6Al-4V-5Mo-5Fe和TC4标准成分分别配制两种合金，采用氩气保护的冷坩埚感应熔炼得到合金铸锭。Ti-6Al-4V-5Mo-5Fe合金的实测成分为：6.28wt.％Al、4.02wt.％V、4.99wt.％Fe、5.00wt.％Mo，其余为Ti；铸锭在900℃进行压下量85％的热轧，沿着热轧板的轧制方向切取拉伸样进行室温拉伸试验。
本实施例的Ti-6Al-4V-5Mo-5Fe合金Tβ相变点(910℃)，较标准TC4合金(990℃)降低80℃。
本实施例的Ti-6Al-4V-5Mo-5Fe合金在900℃的最大变形抗力(73MPa)，比标准TC4合金(99MPa)降低了26％。
本实施例的铸态Ti-6Al-4V-5Mo-5Fe合金的室温屈服强度、抗压强度和显微硬度(971MPa、1143MPa、307HV)分别比标准铸态TC4合金(723MPa、1090MPa、273HV)提高了34％、5％、12％。本实施例的Ti-6Al-4V-5Mo-5Fe合金热轧板材的室温屈服强度、拉伸强度和延伸率(786MPa、951MPa、11.5％)分别比TC4合金热轧板材(755MPa、935MPa、4.4％)提高了4％、2％、161％，室温塑性提升效果显著。
表1为实施例1得到的Ti-6Al-4V-5Mo-5Fe合金和TC4合金的室温力学性能和高温压缩性能。
表1.Ti-6Al-4V-5Mo-5Fe合金和TC4合金的室温力学性能和高温压缩性能比较
Figure BDA0003284925570000061
实施例2
本实施例中，按Ti-6Al-4V-3Mo-3Fe和TC4标准成分分别配制两种合金，采用氩气保护的真空自耗电弧熔炼，得到合金铸锭。Ti-6Al-4V-3Mo-3Fe合金的实测成分为：6.28wt.％Al、4.02wt.％V、2.99wt.％Fe、3.01wt.％Mo，其余为Ti；TC4合金样品的成分同实施例1。铸锭在900℃进行压下量85％的热轧，沿着热轧板的轧制方向切取拉伸样进行室温拉伸试验。
本实施例的Ti-6Al-4V-3Mo-3Fe合金Tβ相变点(942℃)较标准TC4合金(990℃)降低48℃。
本实施例的Ti-6Al-4V-3Mo-3Fe合金在900℃的最大变形抗力(57MPa)比标准TC4合金(99MPa)降低了42％。
本实施例的铸态Ti-6Al-4V-3Mo-3Fe合金的室温屈服强度、抗压强度和显微硬度(1092MPa、1274MPa、399HV)分别比标准铸态TC4合金(723MPa、1090MPa、273HV)提高了51％、17％、46％。本实施例的Ti-6Al-4V-3Mo-3Fe合金热轧板材的室温屈服强度、拉伸强度和延伸率(804MPa、963MPa、8.0％)分别比TC4合金热轧板材(755MPa、935MPa、4.4％)提高了6％、3％、82％。
表2为实施例2得到的Ti-6Al-4V-3Mo-3Fe合金和TC4合金的室温力学性能和高温压缩性能。
表2.Ti-6Al-4V-3Mo-3Fe合金和TC4合金的室温力学性能和高温压缩性能比较
Figure BDA0003284925570000071
*表中Ti-6Al-4V-3Mo-3Fe的硬度和室温力学性能高于实施例1中的Ti-6Al-4V-5Mo-5Fe，其原因是Ti-6Al-4V-5Mo-5Fe合金在室温下为全β组织，仅存在晶界强化作用，而Ti-6Al-4V-3Mo-3Fe合金在室温下为(α′+β)组织，同时具有晶界强化和相界面强化作用。
实施例3
本实施例中，按Ti-6Al-4V-1Mo-1Fe和TC4标准成分分别配制两种合金，采用氩气保护的真空非自耗电弧熔炼，得到合金铸锭。Ti-6Al-4V-1Mo-1Fe合金的实测成分为：6.30wt.％Al、4.02wt.％V、1.00wt.％Fe、1.02wt.％Mo，其余为Ti；TC4合金样品的成分同实施例1。铸锭在900℃进行压下量85％的热轧，沿着热轧板的轧制方向切取拉伸样进行室温拉伸试验。
本实施例的Ti-6Al-4V-1Mo-1Fe合金Tβ相变点(974℃)较标准TC4合金(990℃)降低16℃。
本实施例的Ti-6Al-4V-1Mo-1Fe合金在900℃的最大变形抗力(69MPa)比标准TC4合金(99MPa)降低了30％。
本实施例的铸态Ti-6Al-4V-1Mo-1Fe合金的室温屈服强度、抗压强度和显微硬度(789MPa、1191MPa、300HV)分别比标准铸态TC4合金(723MPa、1090MPa、273HV)提高了9％、9％、10％。本发明的Ti-6Al-4V-1Mo-1Fe合金热轧板材的室温屈服强度、拉伸强度和延伸率(799MPa、979MPa、5.2％)分别比TC4合金热轧板材(755MPa、935MPa、4.4％)提高了6％、5％、2％。
表3为实施例3得到的Ti-6Al-4V-1Mo-1Fe合金和TC4合金的室温力学性能和高温压缩性能。
表3.Ti-6Al-4V-1Mo-1Fe合金和TC4合金的室温力学性能和高温压缩性能比较
Figure BDA0003284925570000081
本发明在TC4合金中添加Fe元素降低Tβ的同时加入适量的Mo进一步降低Tβ，并改善合金的高温蠕变性能，合金可在较低温度下热加工成形、具有较低变形抗力的钛合金，有效避免钛合金高温加工成形的诸多不利因素，提高模具寿命和制品表面质量，减少能耗。
本文虽然已经给出了本发明的几个实施例，但是本领域的技术人员应当理解，在不脱离本发明精神的情况下，可以对本文的实施例进行改变。上述实施例只是示例性的，不应以本文的实施例作为本发明权利范围的限定。

Claims (10)

1.一种Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金，其特征在于，所述Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金的成分按质量比计为：5.50～6.75wt.%Al，3.50～4.50 wt.% V，1.00～5.00 wt.% Fe，1.00～5.00 wt.% Mo，且Fe/Mo≈1，Fe和Mo的质量分数相差不超过2%，其余为Ti和不可避免杂质，杂质总含量不超过0.20 wt.%。
2.如权利要求1所述的Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金，其特征在于，所述杂质包括C、N、O、H。
3.如权利要求1所述的Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金，其特征在于，所述Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金的成分按质量比计为：6.28 wt.% Al、4.02 wt.% V、4.99 wt.% Fe、5.00 wt.%Mo，其余为Ti及不可避免杂质，杂质总含量不超过0.20 wt.%。
4.如权利要求3所述的Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金，其特征在于，所述Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金的Tβ相变点为910℃，较标准TC4合金的Tβ相变点990℃降低80℃；在900℃的最大变形抗力为73MPa，比标准TC4合金的最大变形抗力99MPa降低了26%；铸态下的室温屈服强度、抗压强度和显微硬度分别比标准铸态TC4合金提高了34%、5%、12%。
5.如权利要求1所述的Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金，其特征在于，所述Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金的成分按质量比计为：6.28 wt.% Al、4.02 wt.% V、2.99 wt.% Fe、3.01 wt.%Mo，其余为Ti及不可避免杂质，杂质总含量不超过0.20 wt.%。
6.如权利要求5所述的Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金，其特征在于，所述Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金的Tβ相变点为942℃，较标准TC4合金的Tβ相变点990℃降低48℃；在900℃的最大变形抗力为57MPa，比标准TC4合金的最大变形抗力99MPa降低了42%；铸态下的室温屈服强度、抗压强度和显微硬度分别比标准铸态TC4合金提高了51%、17%、46%。
7.如权利要求1所述的Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金，其特征在于，所述Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金的成分按质量比计为：6.30 wt.% Al、4.02 wt.% V、1.00 wt.% Fe、1.02 wt.%Mo，其余为Ti及不可避免杂质，杂质总含量不超过0.20 wt.%。
8.如权利要求7所述的Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金，其特征在于，所述Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金的Tβ相变点为974℃，较标准TC4合金的Tβ相变点990℃降低16℃；在900℃的最大变形抗力为69MPa，比标准TC4合金的最大变形抗力99MPa降低了30%；铸态下的室温屈服强度、抗压强度和显微硬度分别比标准铸态TC4合金提高了6%、5%、2%。
9.一种如权利要求1所述的Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金的制备方法，其特征在于，所述方法包括：
S1、准备原料：按设计比例配备TC4合金，及等比例的Fe、Mo；Fe/Mo≈1，Fe和Mo的质量分数相差不超过2%；
S2、熔炼：将原料在氩气保护下进行熔炼，得到合金铸锭。
10.如权利要求9所述的Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金的制备方法，其特征在于，步骤S2中，采用冷坩埚感应熔炼或真空电弧熔炼。
CN202111144568.7A 2021-09-28 2021-09-28 Ti-6Al-4V-xFe-yMo钛合金及制备方法 Active CN113981272B (zh)

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