CN114807678A - 一种高强、高韧、可焊接高温钛合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种高强、高韧、可焊接高温钛合金及其制备方法，该合金的化学成分及重量百分比为：Al：6.2％～6.9％，Sn：1.4％～3.0％，Zr：3.0％～4.0％，Mo：3.5％～4.5％，W：0.5％～2.0％，Si：0.15％～0.3％，Fe≤0.025％、Ni≤0.015％、H≤0.01％、O≤0.15％、N≤0.03％，余量为Ti和不可避免的杂质元素；同时要求该合金中α稳定元素Al和中性元素Sn、Zr满足铝当量＝(Al+Sn/3+Zr/6)％在7.6％～8.1％之间。该合金综合性能良好，长期服役温度可以达到550℃，不仅拉伸强度和断裂韧性较高，而且疲劳强度和蠕变抗力优异。该合金加工成形性能良好、焊接性能较佳，可用于制作棒材、板材和铸件，可以采用钣金成形或超塑成形扩散焊连接等方法制备薄壁构件。

Description

一种高强、高韧、可焊接高温钛合金及其制备方法
技术领域
本发明属于钛合金领域，具体涉及到一种高强、高韧、可焊接高温钛合金及其制备方法，该合金可以在550℃及以下温度长期使用。
背景技术
钛合金具有高的比强度和比刚度、良好的耐高温性能等优点，在航空和航天领域获得了广泛应用。自20世纪50年代钛合金进入工业应用以来，其服役温度稳步提升。以航空发动机为例，工程化应用钛合金的服役温度达到了550℃～600℃，处于研制阶段钛合金的服役温度达到了600℃～650℃。
航空发动机550℃及以下应用的钛合金主要是依靠固溶强化和硅化物沉淀强化，而超过550℃应用的钛合金是以固溶强化为主、硅化物和Ti3X相沉淀强化为辅。高温钛合金固溶强化的合金元素包括：α稳定元素Al，中性元素Sn、Zr，同晶型β稳定元素Nb、Ta、Mo，共析型β稳定元素Si，以及稀土元素Nd、Sc、Ce、Er、Y等。高温钛合金的沉淀强化相主要是Ti3X和硅化物，硅化物的析出与否主要与合金中Zr和Si含量相关，而Ti3X相的析出主要由传统的Rosenberg铝当量经验公式或电子浓度判定，当铝当量超过9或电子浓度超过2.12时Ti3X相开始析出。综合考虑服役环境、相组成、热稳定性和热强性等要求，通过对上述合金元素的合理搭配，欧美、俄罗斯和中国相继设计出不同类型、不同服役温度、性能各具特色的高温钛合金，如服役温度达到550℃的Ti6242S、IMI829、BT25、BT25Y和TA32钛合金，服役温度接近600℃的IMI834、Ti1100、BT36、Ti60和Ti600钛合金。
Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si是高温钛合金的骨干体系，各国的高温钛合金都是在该体系的基础上，通过调整合金元素配比或添加、剔除部分合金元素而发展的。Ti6242S是该体系合金的典型代表；而IMI829(美国专利US4087292)和TA32是在该合金系的基础上分别添加了Nb和Nb、Ta；Ti6242S、IMI829和TA32是典型的固溶强化和硅化物沉淀强化的近α型550℃高温钛合金，合金的β稳定元素含量较少、β相体积分数低于10％、Kβ稳定系数小于0.23，该类合金的主要特点是强度和塑性适中、持久和蠕变抗力优异，但超过550℃后蠕变抗力显著降低。为了满足航空发动机600℃的服役需求，在进行600℃钛合金成分设计时，需要增加合金的铝当量、降低钼当量，提升合金中高温性能较好的α相体积分数，通过α稳定元素Al对α相的进一步固溶强化和Ti3X相的沉淀强化，达到提高600℃钛合金热强性的目的；美国的Ti1100(专利公开号US4738822)是Ti6242S的发展型，两者的合金体系完全相同，但合金元素含量存在明显差异，Ti1100的Sn含量从2％增加到2.75％、Mo含量从2％降低到0.4％，通过合金元素调控提高了蠕变抗力；与Ti6242S相比，英国的IMI834(专利公开号US4770726)调整了Sn和Mo的含量，增加了Nb元素，提高了合金的高温抗氧化性能和蠕变抗力；中国的Ti60(专利公开号CN101104898A)添加了Nb和Ta两种元素，使得合金具有优异的蠕变性能和高温抗氧化性能；三种600℃钛合金均为近α型钛合金，合金中β稳定元素含量更少、β相体积分数不超过8％，Kβ稳定系数小于0.23，该类合金属于固溶强化+Ti3X相和硅化物沉淀强化的近α型钛合金，力学性能的主要特点是强度和塑性适中、持久和蠕变抗力更加优异，但断裂韧性普遍不高、一般在40Mpa.m1/2左右。
目前，航空发动机用550℃和600℃钛合金主要为近α型，这类合金的优点是持久蠕变抗力大，可以满足更高服役温度的长期服役需求，但普遍存在中温(400℃～500℃)强度和断裂韧性偏低、保载疲劳敏感等问题。因此，需要开发强塑性匹配好、中温强度高、550℃持久蠕变抗力大、保载疲劳不敏感的α+β两相高温钛合金，满足航空发动机的应用需求。此外，现有的α+β两相高温钛合只有BT25和BT25Y可以在550℃应用，制备的半成品以棒材和锻件为主，未见板材和铸件生产和应用报道。因此，开发一种高强、高韧、可焊接的α+β两相550℃高温钛合金，既可以生产棒材和锻件，也可以生产板材和铸件，这种多功能性材料将减少发动机用高温钛合金种类、降低发动机的制造工艺难度，对于提高发动机的服役寿命以及安全性、可靠性具有重要意义。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高强、高韧、可焊接高温钛合金，该合金Kβ稳定系数在0.5～1.0之间，属于α+β两相钛合金，热处理强化效果明显，可以解决550℃应用的近α型钛合金强度偏低、塑性储备不足、断裂韧性偏低等问题。采用本发明制备的钛合金棒材、板材和铸件的强度高、热稳定性好，可以满足不同工况条件下应用的锻件、铸件、钣金件的制造工艺和使用需求。
为了满足上述技术要求，本发明采用的技术方案是：
一种高强、高韧、可焊接高温钛合金，其特征在于，所述合金的化学成分及重量百分比为：Al：6.2％～6.9％，Sn：1.4％～3.0％，Zr：3.0％～4.0％，Mo：3.5％～4.5％，W：0.5％～2.0％，Si：0.15％～0.30％，Fe≤0.025％，Ni≤0.015％，H≤0.01％，O≤0.15％，N≤0.03％，余量为Ti和不可避免的杂质元素。
作为优选的技术方案，所述合金中α稳定元素Al和中性元素Sn、Zr满足铝当量＝(Al+Sn/3+Zr/6)％在7.6％～8.1％之间，此时合金的热强性、热稳定性和断裂韧性匹配良好。
本发明所述高强、高韧、可焊接高温钛合金，其特征在于，所述合金的长期服役温度达到550℃，不仅具有较高的拉伸强度，而且强韧性匹配良好、疲劳强度和蠕变抗力优异。该合金成形性能良好、焊接性能优异，可用于制作棒材、板材和铸件，也可进行钣金成形和焊接(可采用摩擦焊、电阻焊、钎焊、氩弧焊、电子束焊或激光焊进行焊接)。
a)采用该合金制备的Φ200mm～Φ350mm棒材，室温抗拉强度大于1160MPa，室温断裂韧性超过73MPa.m1/2，室温高周疲劳极限大于630MPa，500℃抗拉强度在860MPa以上，550℃抗拉强度大于等于829MPa；
b)采用该合金制备厚度为1.0mm～3.0mm的板材，其室温抗拉强度大于等于1250MPa；
c)采用该合金制备的铸件，其室温抗拉强度大于等于990MPa，550℃抗拉强度大于等于680MPa。
本发明所述高强、高韧、可焊接高温钛合金的制备方法，其特征在于，铸锭熔炼：原材料采用0～2级海绵钛，合金元素Sn、Mo、Si、W以中间合金形式加入；Al以中间合金加入，不足部分以纯Al加入；Zr以海绵Zr形式加入；将海绵钛、合金元素、中间合金制成合金包，或将海绵钛与合金元素、中间合金经混料机混合均匀，然后依次进行电极压制、电极焊接和真空自耗电弧熔炼，得到成分均匀的Φ350mm～Φ800mm钛合金铸锭。
一种高强、高韧、可焊接高温钛合金铸件的制备方法，其特征在于：
1)将经两次或三次真空自耗电弧熔炼的铸锭作为母合金，采用真空感应凝壳炉进行铸件浇注，不允许用钢模和石墨模；
2)将浇注的铸件进行热等静压和退火热处理，获得成品钛合金铸件。
一种高强、高韧、可焊接高温钛合金棒材的制备方法，其特征在于：
1)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将经三次真空自耗电弧熔炼的钛合金铸锭加热至1150℃～1200℃进行均匀化处理，然后采用快锻机或水压机反复镦粗、拔长锻造1～2火次，火次锻比不小于2.1，总锻比不小于3.0，终锻温度不低于950℃，得到钛合金锻坯；
2)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤1)的钛合金锻坯加热至1020℃～1100℃，利用快锻机或水压机锻造2～3火次，每火次锻比不小于2.4，总锻比不小于6，终锻温度不低于880℃；
3)采用电阻炉，将步骤2)所得的钛合金中间坯加热至Tβ-50℃～Tβ-30℃，利用快锻机或水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，中间坯每火次锻比不小于2.5，总锻比不小于6，终轧温度不低于820℃；
4)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤3)所得中间坯加热至Tβ+30℃～Tβ+60℃，利用快锻机或水压机锻造1～2火次，锻坯每火次锻比不小于2.6，终锻温度不低于900℃；
5)采用电阻炉，将步骤4)所得的钛合金中间坯加热至Tβ-70℃～Tβ-30℃，利用快锻机或水压机反复镦粗、拔长锻造3～4火次，中间坯每火次锻比不小于2.3，总锻比不小于8.0，终轧温度不低于820℃；
6)采用电阻炉，将步骤5)所得的钛合金中间坯加热至Tβ-70℃～Tβ-30℃，利用径锻机1～2火次拔长至Φ200mm～Φ350mm棒材，总锻比不小于3，终锻温度不低于800℃；
7)热处理：将步骤6)所述棒材进行固溶时效热处理，得到成品钛合金棒材。
一种高强、高韧、可焊接高温钛合金制备板材的方法，其特征在于：
1)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将经2～3次熔炼的钛合金铸锭加热至1150℃～1200℃，采用快锻机或水压机锻造2火次，火次锻比不小于2.3，总锻比不小于4.8，终锻温度不低于950℃，得到钛合金板坯；
2)采用电阻炉将步骤1)所得的钛合金板坯加热至1020℃～1050℃，利用轧板机1火次轧至30mm～40mm，变形量控制在60％～80％，终轧温度不低于870℃；
3)采用电阻炉，将步骤2)所得的钛合金中间坯加热至Tβ-40℃～Tβ-20℃，利用轧板机2火次轧至4mm～6mm，火次变形量≥50％，终轧温度不低于850℃；
4)采用电阻炉，将步骤3)所得的钛合金中间坯包覆后加热至Tβ-40℃～Tβ-20℃，利用轧板机1火次轧至厚度为1.0mm～3.0mm的板材，变形量≥60％，终轧温度不低于850℃；
5)退火热处理：将步骤4)所述板材去除表面氧化层和富氧层后进行退火热处理，得到成品板材。
本发明所述合金是在Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si骨干体系基础上，通过添加合金元素W发展的。本发明合金的主要特点是Mo含量高，通过Mo的固溶强化提高合金的强度；但Mo是强β稳定元素，增加Mo导致β相体积分数增加，降低合金的持久和蠕变抗力；试验结果表明，本发明合金通过多种合金元素的复合固溶强化，将Mo控制在3.5wt.％～4.5wt.％可以保证本发明合金具有高的抗拉强度、良好的断裂韧性和550℃的持久蠕变抗力。Al是α稳定元素，是高温钛合金最重要的合金元素，增加Al含量可以提高热强性；由于本发明合金Mo含量较高，为了提高本发明合金550℃的持久蠕变抗力，需要充分发挥Al的固溶强化作用，因此本发明合金Al的最大含量达到了6.9wt.％，保证其具有较高的韧性和良好的焊接性能。Sn和Zr是中性元素，在α相和β相都具有较高的固溶度，虽然Sn和Zr对合金的强度影响较小，但与Al搭配使用可以提高合金的持久蠕变抗力；因此需调控Sn和Zr的含量，既要发挥其固溶强化作用，也要精确调控Ti3X相和硅化物两种脆性析出相，利用Ti3X相和硅化物对合金进行弥散强化，保证本发明合金的蠕变性能；研究结果表明，1.4wt.％～3.0wt.％Sn、3.0wt.％～4.0wt.％Zr可保证发明合金的强韧性匹配良好。W是弱β稳定元素，在α相和β相中均具有一定固溶度，加入W不仅强化β相、也可以强化α相；同时，由于W的熔点高达3410℃，加入W后高温钛合金的熔点升高、耐温性增加；因此，适当的W含量可以提高高温强度和持久蠕变抗力，从而达到提高热强性的目的；研究结果表明，0.5wt.％～2.0wt.％W与Mo搭配使用可以达到提高合金热强性的目标。Si是高温钛合金重要的微合金化元素，Si与空位相互吸引、形成溶质原子-空位气团，阻碍位错运动，提高高温拉伸强度和蠕变性能；同时，通过Si和Zr含量的精确控制，可以有效调控硅化物及其体积分数，进一步强化β相，提升合金的持久蠕变抗力；研究结果表明，0.15wt％～0.3wt％Si可以保证发明合金的强韧性匹配。此外，杂质元素Fe、Ni、O等均损害合金的热强性，本发明合金需控制Fe≤0.025wt％、Ni≤0.015wt％、O≤0.16wt％获得550℃具有较好的热强性。
本发明与现有技术相比具有以下优点和有益效果：
1.本发明制备方法操作方便、可控性较强。
2.本发明合金为β相含量较多的α+β型高温钛合金，裂纹敏感性低、热加工变形性能好，可以在两相区较低温度进行大变形，有利于获得均匀、细小的锻造或轧制组织。
3.本发明经两次或三次真空自耗电弧熔炼制备的高温钛合金铸锭，铸锭经1150℃～1200℃开坯，然后在β单相区和α+β两相区交替热加工变形，可以获得不同规格尺寸的棒材和板材。
4.本发明经过两次或三次真空自耗电弧熔炼制备的高温钛合金铸锭，将铸锭作为母合金可进行铸件制备。
5.本发明合金在550℃及以下温度具有良好的热稳定性、热强性、断裂韧性和疲劳性能，合金的综合性能优良。
6.本发明制备的高温钛合金Φ200mm～Φ350mm棒材，室温抗拉强度大于等于1160MPa，室温断裂韧性超过73MPa.m1/2，500℃抗拉强度达到860MPa以上，550℃抗拉强度超过829MPa。
7.本发明制备的高温钛合金1.0mm～3.0mm板材，室温抗拉强度大于等于1250MPa。
8.本发明制备的高温钛合金铸件，室温抗拉强度大于等于990MPa，550℃抗拉强度大于等于680MPa。
9.本发明合金焊接性能较好，氩弧焊和电子束焊接焊缝质量优良、达到一级焊缝要求；铸件补焊工艺简便、易操作、不易开裂，缺陷补焊部位与本体性能相当。
具体实施方式
实施例1
1)铸锭熔炼：将Al-Mo、Ti-Sn、Al-Si、Al-Mo-W-Ti中间合金以及海绵Zr、纯Al等制成合金包，然后与0级海绵钛压制成电极，经过真空等离子焊接和三次真空自耗电弧熔炼，获得Φ720mm的钛合金铸锭，铸锭的化学成分见表1。
2)采用电阻炉，将步骤1)所得钛合金铸锭加热至1200℃后，用水压机反复镦粗、拔长锻造1火次，锻比不小于3.0，终锻温度不低于950℃，得到钛合金锻坯；
3)采用电阻炉，将步骤2)所得锻坯加热至1100℃，然后用水压机反复镦粗、拔长锻造3火次，锻坯每火次锻比不小于2.4，总锻比不小于6.0，终锻温度不低于880℃；
4)采用电阻炉，将步骤3)所得锻坯加热至Tβ-40℃，利用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，锻坯每火次锻比不小于2.5，总锻比不小于6.0，终锻温度不低于820℃；
5)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤4)所述中间坯加热至Tβ+30℃，利用快锻机或水压机锻造1火次，锻比不小于2.6，终锻温度不低于900℃。
6)采用电阻炉，将步骤5)所得锻坯加热至Tβ-50℃，利用快锻机反复镦粗、拔长锻造3火次，锻坯每火次锻比不小于2.3，总锻比不小于8.0，终锻温度不低于820℃；
7)采用电阻炉，将步骤6)所得锻坯加热至Tβ-30℃，然后用径锻机拔长锻造2火次至直径300mm棒材，总锻比不小于3，终锻温度不低于800℃；
8)采用电阻炉，将步骤7)所得的钛合金棒材进行固溶时效热处理。
实施例2
1)铸锭熔炼：铸锭的制备方法与实施例1相同，不同之处是铸锭的直径为540mm。
2)采用电阻炉，将步骤1)所得钛合金铸锭加热至1150℃后，用快锻机反复镦粗、拔长锻造1火次，锻比不小于3.0，终锻温度不低于950℃，得到钛合金锻坯；
3)采用电阻炉，将步骤2)所得锻坯加热至1050℃，然后用快锻机反复镦粗、拔长锻造2火次，锻坯每火次锻比不小于2.4，总锻比不小于6.0，终锻温度不低于880℃；
4)采用电阻炉，将步骤3)所得锻坯加热至Tβ-50℃，利用快锻机反复镦粗、拔长锻造2火次，锻坯每火次锻比不小于2.6，总锻比不小于8.0，终锻温度不低于820℃；
5)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤4)所述中间坯加热至Tβ+60℃，利用快锻机或水压机锻造1火次，锻比不小于2.6，终锻温度不低于900℃。
6)采用电阻炉，将步骤5)所得锻坯加热至Tβ-30℃，利用快锻机反复镦粗、拔长锻造3火次，锻坯每火次锻比不小于2.3，总锻比不小于8.0，终锻温度不低于820℃；
7)采用电阻炉，将步骤6)所得锻坯加热至Tβ-70℃，然后用径锻机拔长锻造2火次至直径250mm棒材，总锻比不小于3，终锻温度不低于800℃；
8)采用电阻炉，将步骤7)所得的钛合金棒材进行固溶时效热处理。
实施例3
1)铸锭熔炼：铸锭的制备方法与实施例1相同，不同之处是铸锭的直径为800mm。
2)采用电阻炉，将步骤1)所得钛合金铸锭加热至1170℃后，用水压机反复镦粗、拔长锻造1火次，锻比不小于3.0，终锻温度不低于950℃，得到钛合金锻坯；
3)采用电阻炉，将步骤2)所得锻坯加热至1030℃，然后用水压机反复镦粗、拔长锻造3火次，锻坯每火次锻比不小于2.4，总锻比不小于6.0，终锻温度不低于880℃；
4)采用电阻炉，将步骤3)所得锻坯加热至Tβ-30℃，利用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，锻坯每火次锻比不小于2.5，总锻比不小于6.0，终锻温度不低于820℃；
5)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤4)所述中间坯加热至Tβ+40℃，利用快锻机或水压机锻造2火次，锻比不小于2.6，终锻温度不低于900℃。
6)采用电阻炉，将步骤5)所得锻坯加热至Tβ-70℃，利用快锻机反复镦粗、拔长锻造3火次，锻坯每火次锻比不小于2.3，总锻比不小于8.0，终锻温度不低于820℃；
7)采用电阻炉，将步骤6)所得锻坯加热至Tβ-30℃，然后用径锻机拔长锻造2火次至直径200mm棒材，总锻比不小于3，终锻温度不低于800℃；
8)采用电阻炉，将步骤7)所得的钛合金棒材进行固溶时效热处理。
实施例4
1)铸锭熔炼：铸锭的制备方法与实施例1相同，不同之处是铸锭的直径为620mm。
2)采用电阻炉，将步骤1)所得钛合金铸锭加热至1150℃后，用快锻机反复镦粗、拔长锻造1火次，锻比不小于3.0，终锻温度不低于950℃，得到钛合金锻坯；
3)采用电阻炉，将步骤2)所得锻坯加热至1050℃，然后用快锻机反复镦粗、拔长锻造3火次，锻坯每火次锻比不小于2.4，总锻比不小于6.0，终锻温度不低于880℃；
4)采用电阻炉，将步骤3)所得锻坯加热至Tβ-40℃，利用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，锻坯每火次锻比不小于2.5，总锻比不小于6.0，终锻温度不低于820℃；
5)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤4)所述中间坯加热至Tβ+30℃，利用快锻机或水压机锻造2火次，锻比不小于2.6，终锻温度不低于900℃。
6)采用电阻炉，将步骤5)所得锻坯加热至Tβ-50℃，利用快锻机反复镦粗、拔长锻造4火次，锻坯每火次锻比不小于2.3，总锻比不小于8.0，终锻温度不低于820℃；
7)采用电阻炉，将步骤6)所得锻坯加热至Tβ-30℃，然后用径锻机拔长锻造1火次至直径300mm棒材，锻比不小于3，终锻温度不低于800℃；
8)采用电阻炉，将步骤7)所得的钛合金棒材进行固溶时效热处理。
实施例5
1)铸锭熔炼：将Al-Mo、Ti-Sn、Al-Si、Al-Mo-W-Ti中间合金以及海绵Zr、纯Al等与1级海绵钛经混料机混合均匀，然后压制成电极，经过真空等离子焊接和三次真空自耗电弧炉熔炼，得到直径为720mm的钛合金铸锭；铸锭的化学成分见表1。
2)采用电阻炉，将步骤1)所得钛合金铸锭加热至1200℃后，用水压机反复镦粗、拔长锻造1火次，锻比不小于3.0，终锻温度不低于950℃，得到钛合金锻坯；
3)采用电阻炉，将步骤2)所得锻坯加热至1030℃，然后用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，锻坯每火次锻比不小于2.4，总锻比不小于6.0，终锻温度不低于880℃；
4)采用电阻炉，将步骤3)所得锻坯加热至Tβ-40℃，利用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，锻坯每火次锻比不小于2.5，总锻比不小于6.0，终锻温度不低于820℃；
5)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤4)所述中间坯加热至Tβ+50℃，利用快锻机或水压机锻造1火次，锻比不小于2.6，终锻温度不低于900℃。
6)采用电阻炉，将步骤5)所得锻坯加热至Tβ-60℃，利用快锻机反复镦粗、拔长锻造4火次，锻坯每火次锻比不小于2.3，总锻比不小于8.0，终锻温度不低于820℃；
7)采用电阻炉，将步骤6)所得锻坯加热至Tβ-50℃，然后用径锻机拔长锻造1火次至直径350mm棒材，锻比不小于3，终锻温度不低于800℃；
8)采用电阻炉，将步骤7)所得的钛合金棒材进行固溶时效热处理。
实施例6
1)铸锭熔炼：铸锭的制备方法与实施例5相同，不同之处是铸锭的直径为680mm。
2)采用电阻炉，将步骤1)所得钛合金铸锭加热至1200℃后，用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，锻坯每火次锻比不小于2.1，总锻比不小于3.0，终锻温度不低于950℃，得到钛合金锻坯；
3)采用电阻炉，将步骤2)所得锻坯加热至1100℃，然后用水压机反复镦粗、拔长锻造3火次，锻坯每火次锻比不小于2.4，总锻比不小于6.0，终锻温度不低于880℃；
4)采用电阻炉，将步骤3)所得锻坯加热至Tβ-30℃，利用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，锻坯每火次锻比不小于2.5，总锻比不小于6.0，终锻温度不低于820℃；
5)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤4)所述中间坯加热至Tβ+30℃，利用快锻机或水压机锻造1火次，锻比不小于2.6，终锻温度不低于900℃。
6)采用电阻炉，将步骤5)所得锻坯加热至Tβ-50℃，利用快锻机反复镦粗、拔长锻造3火次，锻坯每火次锻比不小于2.3，总锻比不小于8.0，终锻温度不低于820℃；
7)采用电阻炉，将步骤6)所得锻坯加热至Tβ-50℃，然后用径锻机拔长锻造1火次至直径300mm棒材，锻比不小于3，终锻温度不低于800℃；
8)采用电阻炉，将步骤7)所得的钛合金棒材进行固溶时效热处理。
对比例1
1)铸锭成分及熔炼工艺与实施例3相同。
2)采用电阻炉，将步骤1)所得钛合金铸锭加热至1170℃后，用水压机反复镦粗、拔长锻造1火次，锻比不小于3.0，终锻温度不低于950℃，得到钛合金锻坯；
3)采用电阻炉，将步骤2)所得锻坯加热至1030℃，然后用水压机反复镦粗、拔长锻造3火次，锻坯每火次锻比不小于2.4，总锻比不小于6.0，终锻温度不低于880℃；
4)采用电阻炉，将步骤3)所得锻坯加热至Tβ-30℃，利用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，锻坯每火次锻比不小于2.5，总锻比不小于6.0，终锻温度不低于820℃；
5)采用电阻炉，将步骤5)所得锻坯加热至Tβ-70℃，利用快锻机反复镦粗、拔长锻造3火次，锻坯每火次锻比不小于2.3，总锻比不小于8.0，终锻温度不低于820℃；
6)采用电阻炉，将步骤6)所得锻坯加热至Tβ-30℃，然后利用快锻机拔长锻造2火次至直径200mm棒材，总锻比不小于3，终锻温度不低于800℃；
7)采用电阻炉，将步骤7)所得的钛合金棒材进行固溶时效热处理。
对比例2
1)铸锭熔炼：铸锭的制备方法与实施例5相同，不同之处是铝当量(Al+Sn/3+Zr/6)％＝8.28％，不在铝当量7.6％～8.1％的最佳范围之内。
2)采用电阻炉，将步骤1)所得钛合金铸锭加热至1200℃后，用水压机反复镦粗、拔长锻造1火次，锻比不小于3.0，终锻温度不低于950℃，得到钛合金锻坯；
3)采用电阻炉，将步骤2)所得锻坯加热至1030℃，然后用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，锻坯每火次锻比不小于2.4，总锻比不小于6.0，终锻温度不低于880℃；
4)采用电阻炉，将步骤3)所得锻坯加热至Tβ-40℃，利用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，锻坯每火次锻比不小于2.5，总锻比不小于6.0，终锻温度不低于820℃；
5)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤4)所述中间坯加热至Tβ+30℃，利用快锻机或水压机锻造1火次，锻比不小于2.6，终锻温度不低于900℃。
6)采用电阻炉，将步骤5)所得锻坯加热至Tβ-50℃，利用快锻机反复镦粗、拔长锻造3火次，锻坯每火次锻比不小于2.3，总锻比不小于8.0，终锻温度不低于820℃；
7)采用电阻炉，将步骤6)所得锻坯加热至Tβ-30℃，然后用径锻机拔长锻造1火次至直径300mm棒材，锻比不小于3，终锻温度不低于800℃；
8)采用电阻炉，将步骤7)所得的钛合金棒材进行固溶时效热处理。
对比例3
1)铸锭熔炼：铸锭的制备方法与实施例5相同，不同之处是铝当量(Al+Sn/3+Zr/6)％＝7.55％，不在铝当量7.6％～8.1％的最佳范围之内。
2)采用电阻炉，将步骤1)所得钛合金铸锭加热至1150℃后，用水压机反复镦粗、拔长锻造1火次，锻比不小于5.0，终锻温度不低于950℃，得到钛合金锻坯；
3)采用电阻炉，将步骤2)所得锻坯加热至1070℃，然后用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，锻坯每火次锻比不小于2.4，总锻比不小于6.0，终锻温度不低于880℃；
4)采用电阻炉，将步骤3)所得锻坯加热至Tβ-40℃，利用水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，锻坯每火次锻比不小于2.5，总锻比不小于6.0，终锻温度不低于820℃；
5)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤4)所述中间坯加热至Tβ+30℃，利用快锻机或水压机锻造1火次，锻比不小于2.6，终锻温度不低于900℃。
6)采用电阻炉，将步骤5)所得锻坯加热至Tβ-50℃，利用快锻机反复镦粗、拔长锻造3火次，锻坯每火次锻比不小于2.3，总锻比不小于8.0，终锻温度不低于820℃；
7)采用电阻炉，将步骤6)所得锻坯加热至Tβ-30℃，然后用径锻机拔长锻造1火次至直径300mm棒材，锻比不小于3，终锻温度不低于800℃；
8)采用电阻炉，将步骤7)所得的钛合金棒材进行固溶时效热处理。
本发明合金为α+β型550℃高温钛合金，α稳定元素和β稳定元素含量均较高。采用本发明高温钛合金制备的棒材，组织均匀性较好，综合力学性能较佳(见表2～表5)，棒材的室温断裂韧性超过73MPa.m1/2、室温高周疲劳极限超过630MPa室温抗拉强度超过1160MPa、500℃抗拉强度超过860MPa、550℃抗拉强度超过829MPa、550℃/250MPa/100h蠕变残余变形小于0.15％。
对比例1与实施例3的成分和铸锭制备工艺完全相同，不同之处是对比例1是采用现有技术制备的棒材，由于组织均匀性不理想，对比例1的室温塑性和高周疲劳极限均显著低于实施例1～实施例6，特别是高周疲劳极限只有584MPa，降低幅度较大。对比例2和对比例3采用了本发明方法制备直径300mm棒材，但铝当量(Al+Sn/3+Zr/6)％超出了7.6％～8.1％的最佳成分范围，对比例2的铝当量为8.28％，对比例3的铝当量为7.55％，较高的铝当量导致对比例2制备的棒材室温断裂韧性下降明显，由大于73MPa.m1/2下降到57.6MPa.m1 /2，而较低的铝当量导致对比例3制备的棒材550℃蠕变抗力降低较大，蠕变残余变形由小于0.15％增加到0.35％。
表1熔炼合金的化学成分(Wt.％)
Figure BDA0003620922680000131
表2室温拉伸性能
棒材 R<sub>m</sub>，MPa R<sub>p0.2</sub>，MPa A，％ Z，％ 断裂韧性，MPa.m<sup>1/2</sup>
实施例1 1195 1053 13.5 36.8 75.7
实施例2 1161 1002 11.5 39.7 84.7
实施例3 1175 1011 12.5 37.2 80.2
实施例4 1210 1053 13.0 32.6 73.2
实施例5 1169 994 14.0 32.9 81.7
实施例6 1178 1015 14.5 34.1 78.6
对比例1 1163 1004 10.0 24.3 70.9
对比例2 1194 1067 9.5 20.2 57.6
对比例3 1097 967 15.5 38.7 83.6
表3 500℃拉伸性能
Figure BDA0003620922680000132
Figure BDA0003620922680000141
表4 550℃拉伸性能
棒材 R<sub>m</sub>，MPa R<sub>p0.2</sub>，MPa A，％ Z，％
实施例1 854 665 21.5 62.0
实施例2 829 675 15.5 61.5
实施例3 841 675 18.0 60.5
实施例4 865 680 20.5 61.5
实施例5 833 680 20.0 65.0
实施例6 843 656 25.0 69.0
对比例1 835 669 16.0 41.1
对比例2 852 671 15.0 49.2
对比例3 787 639 22.2 75.3
表5室温高周疲劳和高温蠕变性能
Figure BDA0003620922680000142
实施例7
1)铸锭熔炼：将Al-Mo、Ti-Sn、Al-Si、Al-Mo-W-Ti中间合金以及海绵Zr、纯Al等制成合金包，然后与0级海绵钛压制成电极，经过真空等离子焊接和3次真空自耗电弧熔炼，获得成分均匀的Φ720mm的钛合金铸锭，铸锭的化学成分见表6。
2)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤1)所得经3次熔炼的铸锭加热至1150℃，采用快锻机反复镦粗、拔长锻造2火次，火次锻比不小于2.3，总锻比不小于4.8，终锻温度不低于950℃，得到钛合金板坯；
3)采用电阻炉将步骤2)所得的板坯加热至1050℃，利用轧板机1火次轧至35mm，变形量控制在75％，终轧温度不低于870℃；
4)采用电阻炉，将步骤3)所得的中间坯加热至Tβ-40℃，利用轧板机2火次轧至6mm，火次变形量在60％左右，终轧温度不低于850℃；
5)采用电阻炉，将步骤3)所得的钛合金中间坯包覆后加热至Tβ-30℃，利用轧板机1火次轧至2mm，变形量为75％，终轧温度不低于850℃；
6)退火热处理：将步骤4)所述板材去除表面氧化层和富氧层后进行退火热处理，得到成品钛合金板材。
实施例8
1)铸锭熔炼：铸锭的制备方法与实施例7相同，不同之处是铸锭的直径为680mm，铸锭的化学成分见表6。
2)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤1)所得经2次熔炼的铸锭加热至1200℃，采用快锻机或水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，火次锻比不小于2.3，总锻比不小于4.8，终锻温度不低于950℃，得到钛合金板坯；
3)采用电阻炉将步骤2)所得的板坯加热至1020℃，利用轧板机1火次轧至30mm，变形量控制在80％，终轧温度不低于870℃；
4)采用电阻炉，将步骤3)所得的中间坯加热至Tβ-30℃，利用轧板机2火次轧至4mm，火次变形量约为70％，终轧温度不低于850℃；
5)采用电阻炉，将步骤4)所得的钛合金中间坯包覆后加热至Tβ-30℃，利用轧板机1火次轧至1mm，变形量为75％，终轧温度不低于于850℃；
6)退火热处理：将步骤5)所述板材去除表面氧化层和富氧层后进行退火热处理，得到成品钛合金板材。
实施例9
1)铸锭熔炼：将Al-Mo、Ti-Sn、Al-Si、Al-Mo-W-Ti中间合金以及海绵Zr、纯Al等与1级海绵钛经混料机混合均匀，然后压制成电极，经过真空等离子焊接和2次真空自耗电弧炉熔炼，得到直径为580mm的钛合金铸锭；铸锭的化学成分见表6。
2)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤1)所得经2次熔炼的铸锭加热至1150℃，采用快锻机或水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，火次锻比不小于2.3，总锻比不小于4.8，终锻温度不低于950℃，得到钛合金板坯；
3)采用电阻炉将步骤2)所得的板坯加热至1030℃，利用轧板机1火次轧至40mm，变形量控制在65％，终轧温度不低于870℃；
4)采用电阻炉，将步骤3)所得的中间坯加热至Tβ-40℃，利用轧板机2火次轧至5mm，火次变形量为65％左右，终轧温度不低于850℃；
5)采用电阻炉，将步骤4)所得的钛合金中间坯包覆后加热至Tβ-30℃，利用轧板机1火次轧至2.8mm，变形量为70％，终轧温度不低于于850℃；
6)退火热处理：将步骤5)所述板材去除表面氧化层和富氧层后进行退火热处理，得到成品钛合金板材。
实施例10
1)铸锭熔炼：铸锭的制备方法与实施例9相同，不同之处是铸锭的直径为680mm，铸锭的化学成分见表6。
2)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤1)所得经2次熔炼的铸锭加热至1150℃，采用快锻机或水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，火次锻比不小于2.3，总锻比不小于4.8，终锻温度不低于950℃，得到钛合金板坯；
3)采用电阻炉将步骤2)所得的板坯加热至1020℃，利用轧板机1火次轧至35mm，变形量控制在75％，终轧温度不低于870℃；
4)采用电阻炉，将步骤3)所得的中间坯加热至Tβ-30℃，利用轧板机2火次轧至5mm，火次变形量在60％左右，终轧温度不低于850℃；
5)采用电阻炉，将步骤4)所得的钛合金中间坯包覆后加热至Tβ-40℃，利用轧板机1火次轧至1.5mm，变形量为70％，终轧温度不低于于850℃；
6)退火热处理：将步骤5)所述板材去除表面氧化层和富氧层后进行退火热处理，得到成品钛合金板材。
对比例4
1)铸锭熔炼：将Al-Mo、Ti-Sn、Al-Si、Al-Ta、Al-Nb中间合金以及海绵Zr、纯Al等与1级海绵钛经混料机混合均匀，然后压制成电极，经过真空等离子焊接和三次真空自耗电弧炉熔炼，得到直径为720mm的钛合金铸锭；铸锭化学成分的重量百分比为Al：5.5％，Sn：3.5％，Zr：3.1％，Mo：1.0％，Si：0.30％，Nb：0.6％，Ta：0.5％，Fe：0.015％，Ni：0.010％，H：0.008％，O：0.12％，N：0.02％，余量为Ti及不可避免的杂质。
2)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤1)所得经2次熔炼的铸锭加热至1150℃，采用快锻机或水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，火次锻比不小于2.3，总锻比不小于4.8，终锻温度不低于950℃，得到钛合金板坯；
3)采用电阻炉将步骤2)所得的板坯加热至1030℃，利用轧板机1火次轧至35mm，变形量控制在75％，终轧温度不低于870℃；
4)采用电阻炉，将步骤3)所得的中间坯加热至Tβ-40℃，利用轧板机2火次轧至5mm，火次变形量在60％左右，终轧温度不低于850℃；
5)采用电阻炉，将步骤4)所得的钛合金中间坯包覆后加热至Tβ-30℃，利用轧板机1火次轧至1.5mm，变形量为70％，终轧温度不低于于850℃；
6)退火热处理：将步骤5)所述板材去除表面氧化层和富氧层后进行退火热处理，得到成品钛合金板材。
对比例5
1)铸锭熔炼：将Al-Mo、Ti-Sn、Al-Si、Al-Mo-W-Ti中间合金以及海绵Zr、纯Al等与1级海绵钛经混料机混合均匀，然后压制成电极，经过真空等离子焊接和三次真空自耗电弧炉熔炼，得到直径为680mm的钛合金铸锭；铸锭化学成分的重量百分比为Al：6.5％，Sn：1.5％，Zr：4.0％，Mo：2.2％，Si：0.16％，W：1.1％，Fe≤0.012％，Ni≤0.009％，H≤0.007％，O≤0.10％，N≤0.013％，余量为Ti及不可避免的杂质。
2)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤1)所得经2次熔炼的铸锭加热至1150℃，采用快锻机或水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，火次锻比不小于2.3，总锻比不小于4.8，终锻温度不低于950℃，得到钛合金板坯；
3)采用电阻炉将步骤2)所得的板坯加热至1030℃，利用轧板机1火次轧至35mm，变形量控制在75％，终轧温度不低于870℃；
4)采用电阻炉，将步骤3)所得的中间坯加热至Tβ-40℃，利用轧板机2火次轧至5mm，火次变形量在60％左右，终轧温度不低于850℃；
5)采用电阻炉，将步骤4)所得的钛合金中间坯包覆后加热至Tβ-30℃，利用轧板机1火次轧至1.5mm，变形量为70％，终轧温度不低于850℃；
6)退火热处理：将步骤5)所述板材去除表面氧化层和富氧层后进行退火热处理，得到成品钛合金板材。
与对比例4的近α型和对比例5的α+β型550℃的高温钛合金板材力学性能(见表7和表8)相比，采用本发明实施例7～10制备的高温钛合金板材，室温抗拉强度分别高出175MPa和100MPa、550℃抗拉强度分别高出100MPa和63MPa。
表6铸锭的化学成分(Wt.％)
Figure BDA0003620922680000181
表7室温拉伸性能
板材 R<sub>m</sub>，MPa R<sub>p0.2</sub>，MPa A，％
实施例7 1259 1087 12.5
实施例8 1256 1096 12.3
实施例9 1250 1085 13.6
实施例10 1266 1113 11.8
对比例4 1075 993 13.5
对比例5 1150 1021 13.2
表8 550℃拉伸性能
板材 R<sub>m</sub>，MPa R<sub>p0.2</sub>，MPa A，％
实施例7 813 675 15.3
实施例8 825 664 16.2
实施例9 821 669 18.0
实施例10 836 682 15.7
对比例4 713 580 16.0
对比例5 750 615 17.0
采用电子束焊接方法对本发明制备的高温钛合金板材进行了焊接试验，试验结果见表9。表明本发明合金焊缝成形性较好、电子束焊接接头力学性能良好，焊缝质量满足使用要求。
表9板材焊接接头室温拉伸性能
板材 R<sub>m</sub>，MPa R<sub>p0.2</sub>，MPa A，％ 断裂位置
实施例7 1249 1081 10.5 基体
实施例8 1256 1086 11.3 基体
实施例9 1248 1081 10.6 热影响区
实施例10 1261 1107 9.8 基体
对比例4 1085 993 10.5 基体
对比例5 1141 1021 11.2 热影响区
实施例11～15
1)铸锭熔炼：将Al-Mo、Ti-Sn、Al-Si、Al-Mo-W-Ti中间合金以及海绵Zr、纯Al等制成合金包并与1级海绵钛压制成电极，或经混料机混合均匀后压制成电极，经过真空等离子焊接和两次真空自耗电弧熔炼，获得成分均匀的直径350mm的钛合金铸锭，总共设计了5个成分的铸锭，铸锭的化学成分见表10；
2)以钛合金铸锭为电极，在真空凝壳炉中分别进行5炉铸造试棒浇注；铸造试棒经热等静压和热处理后进行力学性能测试。
铸件的室温和高温拉伸试验结果见表11和表12，由表中可见，本发明合金室温拉伸强度和550℃高温拉伸强度较高，铸件的强韧性匹配较好，同时由于本发明合金焊接性能较好，易于铸件缺陷补焊。因此，本发明合金非常适合制备高温钛合金铸件。
表10铸锭的化学成分(Wt.％)
Figure BDA0003620922680000191
表11室温拉伸性能
铸件 R<sub>m</sub>，MPa R<sub>p0.2</sub>，MPa A，％ Z，％
实施例11 993 872 11.4 20.9
实施例12 1024 902 9.8 13.6
实施例13 1018 885 10.0 15.1
实施例14 1012 887 9.5 14.6
实施例15 1043 915 8.5 13.2
表12 550℃拉伸性能
铸件 R<sub>m</sub>，MPa R<sub>p0.2</sub>，MPa A，％ Z，％
实施例11 683 532 13.4 25.8
实施例12 689 553 11.3 23.1
实施例13 682 541 12.5 25.2
实施例14 698 546 13.8 24.6
实施例15 703 562 11.3 19.8
以上所述仅是本发明的较佳实施例，并非对本发明做任何限制，凡是根据本发明技术对以上实施例所作的任何简单修改、变更以及等效结构变化，均属于本发明技术方案的保护范围。

Claims (8)

1.一种高强、高韧、可焊接高温钛合金，其特征在于，所述合金的化学成分及重量百分比为：Al：6.2％～6.9％，Sn：1.4％～3.0％，Zr：3.0％～4.0％，Mo：3.5％～4.5％，W：0.5％～2.0％，Si：0.15％～0.30％，Fe≤0.025％，Ni≤0.015％，H≤0.01％，O≤0.15％，N≤0.03％，余量为Ti和不可避免的杂质元素。
2.根据权利要求1所述高强、高韧、可焊接高温钛合金，其特征在于，所述合金中α稳定元素Al和中性元素Sn、Zr满足铝当量＝(Al+Sn/3+Zr/6)％在7.6％～8.1％之间。
3.根据权利要求1或2所述高强、高韧、可焊接高温钛合金，其特征在于，所述合金的长期服役温度达到550℃；
采用该合金制备的Φ200mm～Φ350mm棒材，室温抗拉强度大于1160MPa，室温断裂韧性超过73MPa.m1/2，室温高周疲劳极限大于630MPa，500℃抗拉强度在860MPa以上，550℃抗拉强度大于等于829MPa；
采用该合金制备厚度为1.0mm～3.0mm的板材，其室温抗拉强度大于等于1250MPa；
采用该合金制备的铸件，其室温抗拉强度大于等于990MPa，550℃抗拉强度大于等于680MPa。
4.根据权利要求1或2所述高强、高韧、可焊接高温钛合金，其特征在于：所述合金采用摩擦焊、电阻焊、钎焊、氩弧焊、电子束焊或激光焊进行焊接。
5.一种权利要求1所述高强、高韧、可焊接高温钛合金的制备方法，其特征在于，铸锭熔炼：原材料采用0～2级海绵钛，合金元素Sn、Mo、Si、W以中间合金形式加入；Al以中间合金加入，不足部分以纯Al加入；Zr以海绵Zr形式加入；将海绵钛、合金元素、中间合金制成合金包，或将海绵钛与合金元素、中间合金经混料机混合均匀，然后依次进行电极压制、电极焊接和真空自耗电弧熔炼，得到成分均匀的Φ350mm～Φ800mm钛合金铸锭。
6.根据权利要求5所述高强、高韧、可焊接高温钛合金的制备方法，其特征在于：
1)将经两次或三次真空自耗电弧熔炼的铸锭作为母合金，采用真空感应凝壳炉进行铸件浇注，不允许用钢模和石墨模；
2)将浇注的铸件进行热等静压和退火热处理，获得成品钛合金铸件。
7.一种采用权利要求1所述高强、高韧、可焊接高温钛合金制备棒材的方法，其特征在于：
1)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将经三次真空自耗电弧熔炼的钛合金铸锭加热至1150℃～1200℃进行均匀化处理，然后采用快锻机或水压机反复镦粗、拔长锻造1～2火次，火次锻比不小于2.1，总锻比不小于3.0，终锻温度不低于950℃，得到钛合金锻坯；
2)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤1)的钛合金锻坯加热至1020℃～1100℃，利用快锻机或水压机锻造2～3火次，每火次锻比不小于2.4，总锻比不小于6，终锻温度不低于880℃；
3)采用电阻炉，将步骤2)所得的钛合金中间坯加热至Tβ-50℃～Tβ-30℃，利用快锻机或水压机反复镦粗、拔长锻造2火次，中间坯每火次锻比不小于2.5，总锻比不小于6，终轧温度不低于820℃；
4)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将步骤3)所得中间坯加热至Tβ+30℃～Tβ+60℃，利用快锻机或水压机锻造1～2火次，锻坯每火次锻比不小于2.6，终锻温度不低于900℃；
5)采用电阻炉，将步骤4)所得的钛合金中间坯加热至Tβ-70℃～Tβ-30℃，利用快锻机或水压机反复镦粗、拔长锻造3～4火次，中间坯每火次锻比不小于2.3，总锻比不小于8.0，终轧温度不低于820℃；
6)采用电阻炉，将步骤5)所得的钛合金中间坯加热至Tβ-70℃～Tβ-30℃，利用径锻机1～2火次拔长至Φ200mm～Φ350mm棒材，总锻比不小于3，终锻温度不低于800℃；
7)热处理：将步骤6)所述棒材进行固溶时效热处理，得到成品钛合金棒材。
8.一种采用权利要求1所述高强、高韧、可焊接高温钛合金制备板材的方法，其特征在于：
1)采用电阻炉或氧化性气氛的燃气炉，将经2～3次熔炼的钛合金铸锭加热至1150℃～1200℃，采用快锻机或水压机锻造2火次，火次锻比不小于2.3，总锻比不小于4.8，终锻温度不低于950℃，得到钛合金板坯；
2)采用电阻炉将步骤1)所得的钛合金板坯加热至1020℃～1050℃，利用轧板机1火次轧至30mm～40mm，变形量控制在60％～80％，终轧温度不低于870℃；
3)采用电阻炉，将步骤2)所得的钛合金中间坯加热至Tβ-40℃～Tβ-20℃，利用轧板机2火次轧至4mm～6mm，火次变形量≥50％，终轧温度不低于850℃；
4)采用电阻炉，将步骤3)所得的钛合金中间坯包覆后加热至Tβ-40℃～Tβ-20℃，利用轧板机1火次轧至厚度为1.0mm～3.0mm的板材，变形量≥60％，终轧温度不低于850℃；
5)退火热处理：将步骤4)所述板材去除表面氧化层和富氧层后进行退火热处理，得到成品板材。
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