CN114836651A - 一种超高强韧β钛合金及其制备方法 - Google Patents

一种超高强韧β钛合金及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN114836651A
CN114836651A CN202210541224.8A CN202210541224A CN114836651A CN 114836651 A CN114836651 A CN 114836651A CN 202210541224 A CN202210541224 A CN 202210541224A CN 114836651 A CN114836651 A CN 114836651A
Authority
CN
China
Prior art keywords
beta
strength
titanium alloy
alloy
toughness
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN202210541224.8A
Other languages
English (en)
Other versions
CN114836651B (zh
Inventor
张长江
冯弘
郭鹏坤
毛利民
张树志
韩建超
王涛
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Taiyuan University of Technology
Original Assignee
Taiyuan University of Technology
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Taiyuan University of Technology filed Critical Taiyuan University of Technology
Priority to CN202210541224.8A priority Critical patent/CN114836651B/zh
Publication of CN114836651A publication Critical patent/CN114836651A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN114836651B publication Critical patent/CN114836651B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
    • C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Abstract

本发明公开了一种超高强韧β钛合金及其制备方法，属于合金制备技术领域。超高强韧β钛合金，以重量百分比计，包括以下成分：3～6％Al、1～5％Zr、7～12％Mo、2～4％V、1～3％Cr、2～5％Nb、0.2～1％Si、余量为Ti和不可避免的杂质。本发明制备的高强韧β钛合金的抗拉强度高达1730～1862MPa，延伸率高达12～16％，断面收缩率高达20～25％。采用本发明的原料及制备方法，在实现提高β钛合金强度的同时，又能保证β钛合金具有良好的塑性、韧性等综合性能，制备得到了纳米硅化物增强的超高强韧β钛合金材料。

Description

一种超高强韧β钛合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及合金制备技术领域，特别是涉及一种超高强韧β钛合金及其制备方法。
背景技术
钛是20世纪中期发展起来的一种性能优越的金属，钛合金因其比重小、强度高、不易被腐蚀等优点，在各个领域被普遍应用。但是随着科技发展，我们对材料的强度以及服役性能、抗疲劳性能的要求也越来越高，所以钛合金性能改进成为一项十分重要的研究内容。
近年来，高强韧β钛合金因其具有较高的强度和韧性而被作为一种重要的结构材料进行使用，在航空航天领域已经得到了广泛的应用，但是在目前钛合金研究领域，现有高强β型钛合金面临在提高其强度的同时无法获得较高的强度和塑性的匹配的突出问题，所以如何制备超高强韧β钛合金已经成为钛合金研究领域一项重要的研究内容。先前研究表明，通过加入增强相，在提高合金的力学性能、抗蠕变性能和抗氧化性能等方面具有良好的应用前景，但对于如何有效的调控析出增强相的析出位置及尺寸大小，获得强度和塑性匹配的超高强韧β钛合金，满足航空航天等领域快速发展的需要，仍是本领域亟待解决的技术难题。
发明内容
本发明的目的是提供一种超高强韧β钛合金及其制备方法，以解决上述现有技术存在的问题，本发明通过原料及制备方法的调整制备得到了组织细小，强度、塑性、韧性优良的纳米硅化物增强的β钛合金材料；并且本发明的制备方法简单，适用于工业化生产。
本发明采用具有生物活性和晶粒细化作用的Si元素，结合Mo当量和d电子理论，确定各组元添加量。Mo当量在钛合金的设计过程中可以作为合金元素加入量的依据，而d电子理论的合金设计即采用Bo和Md值控制合金的相稳定性和性能，可以确定未知合金的结构类型，两者结合设计出满足屈服强度要求的合金成分。
钼当量:[Mo]eq＝1.0Mo+0.67V+0.44W+0.28Nb+0.22Ta+1.6Cr+2.9Fe+1.54Mn+1.25Ni-1.0Al；
d电子理论设计法：Bo＝∑Xi(Bo)i，Md＝∑Xi(Md)i；
式中Xi为合金元素i的原子分数；(Bo)i和(Md)i分别为组元i的Bo、Md值；设计[Mo]eq＝9～11，Bo＝2.7～2.85，Md＝2.3～2.4。
Mo当量在钛合金的设计过程中可以作为合金元素加入量的依据，而d电子理论的合金设计即采用Bo和Md值控制合金的相稳定性和性能，可以确定未知合金的结构类型，两者结合设计出满足屈服强度要求的合金成分。
为实现上述目的，本发明提供了如下方案：
本发明的技术方案之一：一种超高强韧β钛合金，以重量百分比计，包括以下成分：3～6％Al、1～5％Zr、7～12％Mo、2～4％V、1～3％Cr、2～5％Nb、0.2～1％Si、余量为Ti和不可避免的杂质。
本发明的技术方案之二：一种上述超高强韧β钛合金的制备方法，包括以下步骤：
(1)按各成分的重量百分比称取原料，混合后进行熔炼、铸锭，得到合金铸锭；
(2)将所述合金铸锭镦拔锻造后进行热轧和固溶时效处理，得到所述超高强韧β钛合金。
进一步地，所述熔炼为真空感应熔炼，熔炼次数为3次。
通过真空感应熔炼可以制备出晶内分布球状增强相S2((Ti，Zr)6Si3)、晶界增强相S2连续分布的铸态β钛合金。
进一步地，所述镦拔锻造具体包括：在β转变温度以上70～150℃进行镦拔开坯锻，变形量为50％；然后进行四火次镦拔锻造，累积变形量为40％。
进一步地，所述四火次镦拔锻造过程中：温度分别为低-高-低-低，每火次分别进行一镦一拔，终锻温度在β转变温度以下30～60℃。
更进一步地，所述四火次镦拔锻造的温度分别为780℃、910℃、840℃、780℃。
在高于β转变温度70～150℃的温度下进行镦拔开坯锻，可以破碎铸态粗大组织，然后经多火次镦拔锻造，可以实现合金组织动态再结晶，细化晶粒，高温下又可以起到固溶作用，然后经过低温锻造，可以减小晶界析出硅化物的大小，促进硅化物的均匀析出，提高组织均匀性，得到等轴晶β-Ti，合金强度得到大幅度提高。
进一步地，所述热轧具体包括：在β转变温度以下30～100℃进行三道次轧制，总计变形量为66.2％～75.3％。
进一步地，所述热轧具体包括：在β转变温度以下30～100℃进行第一道次轧制，变形量为20％～25％；在相同温度下回炉保温5～10min后进行第二道次轧制，变形量为35％～40％；在相同温度下回炉保温5～10min后进行第三道次轧制，变形量为35％～45％；总计变形量为66.2％～75.3％。
通过热轧处理可以进一步细化晶粒，降低锻造残余应力，提高组织均匀性，可以得到具有双态组织，以及晶内纳米级球状硅化物均匀分布、晶界微米级硅化物不连续分布的合金材料，使合金具有高强度的同时保持一定的塑性。
进一步地，所述固溶时效处理具体包括：在α+β/β相变点以上50～300℃进行固溶处理，在α+β/β相变点以下150～400℃进行时效处理。
进一步地，所述固溶处理的时间为0.5～2h；所述时效处理的时间为2～24h。
通过固溶时效处理可以实现对析出硅化物的形态、大小、分布和数量的主动调控，促进晶界硅化物球化，得到纳米级硅化物，避免晶界析出粗大硅化物而影响塑性，得到强度和塑性的匹配，即得到晶粒细小、组织均匀的纳米硅化物增强的超高强韧β钛合金。
通过在β钛合金中加入一定含量的Si元素，并结合锻轧剧烈塑性变形工艺(镦拔锻造和热轧)的复合和固溶时效处理，调控硅化物的析出及大小，可获得具有优良综合性能的纳米硅化物增强的超高强韧β钛合金。
本发明公开了以下技术效果：
(1)本发明合金由于硅化物增强相的引入，使合金具有更高的强度，具有优良的综合性能，制得晶粒细小、组织均匀以及晶界、晶内分布细小纳米硅化物的含Si高强韧β钛合金。
(2)本发明通过锻轧剧烈塑性变形工艺的复合和固溶时效处理，实现了对硅化物析出及大小的合理调控，解决了晶界析出粗大硅化物对塑性的影响，得到强度和塑性匹配的β钛合金。
(3)本发明的制备工艺将锻造、热轧和热处理相结合，制备工艺成熟，可实现制备环节工艺参数的有效控制，所制材料组织均匀，显著提高合金作为结构材料使用的性能稳定性。
(4)本发明制备的高强韧β钛合金的抗拉强度高达1730～1862MPa，延伸率高达12～16％，断面收缩率高达20～25％。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明实施例1制备的铸态微观组织中硅化物析出位置的OM图。
具体实施方式
现详细说明本发明的多种示例性实施方式，该详细说明不应认为是对本发明的限制，而应理解为是对本发明的某些方面、特性和实施方案的更详细的描述。
应理解本发明中所述的术语仅仅是为描述特别的实施方式，并非用于限制本发明。另外，对于本发明中的数值范围，应理解为还具体公开了该范围的上限和下限之间的每个中间值。在任何陈述值或陈述范围内的中间值以及任何其他陈述值或在所述范围内的中间值之间的每个较小的范围也包括在本发明内。这些较小范围的上限和下限可独立地包括或排除在范围内。
除非另有说明，否则本文使用的所有技术和科学术语具有本发明所述领域的常规技术人员通常理解的相同含义。虽然本发明仅描述了优选的方法和材料，但是在本发明的实施或测试中也可以使用与本文所述相似或等同的任何方法和材料。本说明书中提到的所有文献通过引用并入，用以公开和描述与所述文献相关的方法和/或材料。在与任何并入的文献冲突时，以本说明书的内容为准。
在不背离本发明的范围或精神的情况下，可对本发明说明书的具体实施方式做多种改进和变化，这对本领域技术人员而言是显而易见的。由本发明的说明书得到的其他实施方式对技术人员而言是显而易见的。本申请说明书和实施例仅是示例性的。
关于本文中所使用的“包含”、“包括”、“具有”、“含有”等等，均为开放性的用语，即意指包含但不限于。
实施例1
一种超高强韧β钛合金的制备方法：
一种超高强韧β钛合金，以重量百分比计，由以下成分组成：4％Al、3％Zr、9％Mo、2.4％V、2％Cr、2.5％Nb、0.5％Si、余量为Ti和不可避免的杂质。
钼当量:[Mo]eq＝1.0Mo+0.67V+0.44W+0.28Nb+0.22Ta+1.6Cr+2.9Fe+1.54Mn+1.25Ni-1.0Al；
d电子理论设计法：Bo＝∑Xi(Bo)i，Md＝∑Xi(Md)i；
式中Xi为合金元素i的原子分数；(Bo)i和(Md)i分别为组元i的Bo、Md值；
计算得：
[Mo]eq＝1.0×9+0.67×2.4+0.28×2.5+1.6×2-1.0×4＝10.508；
以原子百分比计，合金由以下成分组成：7.5％Al、1.5％Zr、4.7％Mo、2.3％V、1.9％Cr、1.3％Nb、0.9％Si、余量为Ti和不可避免的杂质。
Bo＝0.799×2.79+0.075×2.426+0.015×3.086+0.047×3.063+0.023×2.085+0.019×2.779+0.013×3.099+0.009×2.561＝2.781；
Md＝0.799×2.447+0.075×2.200+0.015×2.934+0.047×1.961+0.023×1.872+0.019×1.478+0.013×2.424+0.009×2.2＝2.38。
所设计合金为高强度β钛合金。
制备方法：
(1)按各成分的重量百分比称取原料如下：海绵钛、高纯铝、纯锆、纯铬、铝钼合金(Mo含量79.89％)、铝钒合金(V含量83.06％)、铝铌合金(Nb含量76.04％)和纯硅。
(2)熔炼铸锭：将海绵钛、高纯铝、纯锆、纯铬、铝钼合金、铝钒合金、铝铌合金和纯硅加入真空感应熔炉中，熔炼开始前需要对熔炼室抽取真空，真空度达2×10-2Pa，随后通入氩气，气压为50Pa，然后在1900～2000℃下熔炼，平均熔炼后保温时间为10min，真空感应熔炼三次，熔炼结束后需要将合金液倒入钢模中，随炉冷却到室温得到合金铸锭；结合计算法和金相法测定合金α+β/β相变点约为815℃。
(3)镦拔锻造：将合金铸锭在940℃进行镦拔开坯锻至变形量为50％；然后分别在780℃、910℃、840℃、780℃进行4次镦拔锻造，每火次分别进行一次一镦一拔，累积变形量40％，得到锻后坯料；总计变形量为70％。
(4)热轧：将锻后坯料在750℃下进行第一道次轧制至变形量为20％，然后在750℃下回炉保温5min后进行第二道次轧制至变形量为35％，最后在750℃下回炉保温5min后进行第三道次轧制至变形量为45％，得到热轧后坯料；总计变形量为71.4％。
(5)固溶时效处理：将热轧后坯料在950℃下固溶处理0.5h，然后在550℃下时效处理8h，得到超高强韧β钛合金(Ti-4Al-3Zr-9Mo-2.4V-2Cr-2.5Nb-0.5Si)。
本实施例制备得到的β钛合金，相组成以等轴状β-Ti为基体、晶粒内分布针状α-Ti相和晶内、晶界析出增强相S2。β-Ti晶粒平均大小为5μm，针状α-Ti相宽度0.3μm，晶内纳米级球状硅化物均匀分布，大小为50～100nm，晶界纳米级硅化物大小为50～200nm。合金抗拉强度为1730MPa，延伸率为16％，断面收缩率为25％。
实施例2
同实施例1，区别在于，步骤(5)中的固溶处理温度为900℃、时间为0.7h，时效处理的温度为550℃、时间为8h。
本实施例制备得到的β钛合金，相组成以等轴状β-Ti为基体、晶粒内分布针状α-Ti相和晶内、晶界析出增强相S2。β-Ti晶粒平均大小3.7μm，针状α-Ti相宽度0.28μm，晶内纳米级球状硅化物均匀分布，大小为100～200nm，晶界纳米级硅化物大小为100～400nm。合金抗拉强度为1780MPa，延伸率为13％。
实施例3
同实施例1，区别在于，步骤(5)中的固溶处理温度为1000℃、时间为0.5h，时效处理的温度为550℃、时间为8h。
本实施例制备得到的β钛合金，相组成以等轴状β-Ti为基体、晶粒内分布针状α-Ti相和晶内、晶界析出增强相S2。β-Ti晶粒平均大小10μm，针状α-Ti相宽度0.4μm，晶内纳米级球状硅化物均匀分布，大小为50～80nm，晶界纳米级硅化物大小为50～150nm。合金抗拉强度为1580MPa，延伸率为18％。
实施例4
同实施例1，区别在于，步骤(5)中的固溶处理温度为950℃、时间为0.5h，时效处理的温度为600℃、时间为4h。
本实施例制备得到的β钛合金，相组成以等轴状β-Ti为基体、晶粒内分布针状α-Ti相和晶内、晶界析出增强相S2。β-Ti晶粒平均大小6μm，针状α-Ti相宽度1μm，晶内纳米级球状硅化物均匀分布，大小为80～120nm，晶界纳米级硅化物大小为80～220nm。合金抗拉强度为1650MPa，延伸率为20％。
实施例5
同实施例1，区别在于，步骤(5)中的固溶处理温度为950℃、时间为0.5h，时效处理的温度为500℃、时间为12h。
本实施例制备得到的β钛合金，相组成以等轴状β-Ti为基体、晶粒内分布针状α-Ti相和晶内、晶界析出增强相S2。β-Ti晶粒平均大小5.6μm，针状α-Ti相宽度0.1μm，晶内纳米级球状硅化物均匀分布，大小为60～100nm，晶界纳米级硅化物大小为60～200nm。合金抗拉强度为1810MPa，延伸率为13％。
实施例6
同实施例1，区别在于，步骤(5)中的固溶处理温度为950℃、时间为0.5h，时效处理的温度为450℃、时间为16h。
本实施例制备得到的β钛合金，相组成以等轴状β-Ti为基体、晶粒内分布针状α-Ti相和晶内、晶界析出增强相S2。β-Ti晶粒平均大小5μm，针状α-Ti相宽度0.06μm，晶内纳米级球状硅化物均匀分布，大小为50～100nm，晶界纳米级硅化物大小为50～210nm。合金抗拉强度为1890MPa，延伸率为10％。
实施例7
一种超高强韧β钛合金，以重量百分比计，由以下成分组成：4％Al、3％Zr、10％Mo、2％V、1.5％Cr、2.5％Nb、1％Si、余量为Ti和不可避免的杂质。
制备方法：
(1)按各成分的重量百分比称取原料如下：海绵钛、高纯铝、纯锆、纯铬、铝钼合金(Mo含量79.89％)、铝钒合金(V含量83.06％)、铝铌合金(Nb含量76.04％)和纯硅。
(2)熔炼铸锭：将海绵钛、高纯铝、纯锆、纯铬、铝钼合金、铝钒合金、铝铌合金和纯硅加入真空感应熔炉中真空感应熔炼三次，随炉冷却，得到合金铸锭；α+β/β相变点约为810℃。
(3)镦拔锻造：将合金铸锭在940℃进行镦拔开坯锻至变形量为50％；然后分别在780℃、910℃、840℃、780℃进行4次镦拔锻造，每火次分别进行一次一镦一拔，累积变形量40％，得到锻后坯料；总计变形量为70％。
(4)热轧：将锻后坯料在750℃下进行第一道次轧制至变形量为20％，然后在750℃下回炉保温5min后进行第二道次轧制至变形量为35％，最后在750℃下回炉保温5min后进行第三道次轧制至变形量为45％，得到热轧后坯料；总计变形量为71.4％。
(5)固溶时效处理：将热轧后坯料在950℃下固溶处理0.5h，然后在550℃下时效处理8h，得到超高强韧β钛合金(Ti-4Al-3Zr-10Mo-2V-1.5Cr-2.5Nb-1Si)。
本实施例制备得到的β钛合金，相组成以等轴状β-Ti为基体、晶粒内分布针状α-Ti相和晶内、晶界析出增强相S2。β-Ti晶粒平均大小为3μm，针状α-Ti相宽度0.1μm，晶内纳米级球状硅化物均匀分布，大小为150～200nm，晶界纳米级硅化物大小为150～400nm。合金抗拉强度为1862MPa，延伸率为12％，断面收缩率为20％。
对比例1
同实施例1，区别在于，β钛合金，以重量百分比计，由以下成分组成：4％Al、3％Zr、9％Mo、2.4％V、2％Cr、2.5％Nb、余量为Ti和不可避免的杂质。
本对比例制备得到的β钛合金，相组成以等轴状β-Ti为基体、晶粒内分布针状α-Ti相。β-Ti晶粒平均大小为18μm，针状α-Ti相宽度2μm。合金抗拉强度为1380MPa，延伸率为24％。
对比例2
同实施例1，区别在于，β钛合金，以重量百分比计，由以下成分组成：4％Al、3％Zr、9％Mo、2.4％V、2％Cr、2.5％Nb、3％Si、余量为Ti和不可避免的杂质。
本对比例制备得到的β钛合金，相组成以等轴状β-Ti为基体、晶粒内分布针状α-Ti相和晶内、晶界析出增强相S2。β-Ti晶粒平均大小为2μm，针状α-Ti相宽度0.08μm，晶内纳米级球状硅化物大小为250～400nm，晶界纳米级硅化物大小为500～900nm。合金抗拉强度为1930MPa，延伸率为6％。
对比例3
同实施例1，区别在于，步骤(3)中的锻造工艺为等温锻造，先将合金铸锭在940℃进行一次等温锻造至变形量为50％，然后在750℃进行一次等温锻造，变形量40％。
本对比例制备得到的β钛合金，相组成以等轴状β-Ti为基体、晶粒内分布针状α-Ti相和晶内、晶界析出增强相S2。β-Ti晶粒平均大小为6μm，针状α-Ti相宽度0.8μm，晶内纳米级球状硅化物大小为130～200nm，晶界纳米级硅化物大小为200～400nm。合金抗拉强度为1600MPa，延伸率为12％。
以上所述的实施例仅是对本发明的优选方式进行描述，并非对本发明的范围进行限定，在不脱离本发明设计精神的前提下，本领域普通技术人员对本发明的技术方案做出的各种变形和改进，均应落入本发明权利要求书确定的保护范围内。

Claims (9)

1.一种超高强韧β钛合金，其特征在于，以重量百分比计，包括以下成分：3～6％Al、1～5％Zr、7～12％Mo、2～4％V、1～3％Cr、2～5％Nb、0.2～1％Si、余量为Ti和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的超高强韧β钛合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
(1)按各成分的重量百分比称取原料，混合后进行熔炼、铸锭，得到合金铸锭；
(2)将所述合金铸锭镦拔锻造后进行热轧和固溶时效处理，得到所述超高强韧β钛合金。
3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述熔炼为真空感应熔炼，熔炼次数为3次。
4.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述镦拔锻造具体包括：在β转变温度以上70～150℃进行镦拔开坯锻，变形量为50％；然后进行四火次镦拔锻造，累积变形量为40％。
5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述四火次镦拔锻造过程中：温度分别为低-高-低-低，每火次分别进行一镦一拔，终锻温度在β转变温度以下30～60℃。
6.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述热轧具体包括：在β转变温度以下30～100℃进行三道次轧制，总计变形量为66.2％～75.3％。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述热轧具体包括：在β转变温度以下30～100℃进行第一道次轧制，变形量为20％～25％；在相同温度下回炉保温5～10min后进行第二道次轧制，变形量为35％～40％；在相同温度下回炉保温5～10min后进行第三道次轧制，变形量为35％～45％。
8.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述固溶时效处理具体包括：在α+β/β相变点以上50～300℃进行固溶处理，在α+β/β相变点以下150～400℃进行时效处理。
9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，所述固溶处理的时间为0.5～2h；所述时效处理的时间为2～24h。
CN202210541224.8A 2022-05-17 2022-05-17 一种超高强韧β钛合金及其制备方法 Active CN114836651B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210541224.8A CN114836651B (zh) 2022-05-17 2022-05-17 一种超高强韧β钛合金及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210541224.8A CN114836651B (zh) 2022-05-17 2022-05-17 一种超高强韧β钛合金及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN114836651A true CN114836651A (zh) 2022-08-02
CN114836651B CN114836651B (zh) 2022-11-11

Family

ID=82569126

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202210541224.8A Active CN114836651B (zh) 2022-05-17 2022-05-17 一种超高强韧β钛合金及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN114836651B (zh)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115652140A (zh) * 2022-11-09 2023-01-31 哈尔滨工业大学 一种双相硅化物调控高硅β钛合金强度的方法
CN115679153A (zh) * 2022-08-25 2023-02-03 太原理工大学 一种高强韧性短时高温钛合金板材及其制备方法和应用
CN115772616A (zh) * 2022-12-06 2023-03-10 西北有色金属研究院 一种航空结构件用超高强钛合金
CN117230394A (zh) * 2023-09-19 2023-12-15 太原理工大学 基于应力诱发马氏体逆相变的高强β钛合金热处理方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104018027A (zh) * 2014-05-09 2014-09-03 中国科学院金属研究所 一种新型耐热钛合金及其加工制造方法和应用
CN106636741A (zh) * 2016-11-01 2017-05-10 太原理工大学 TiAl合金棒材的制备方法
JP2020026568A (ja) * 2018-08-17 2020-02-20 国立研究開発法人物質・材料研究機構 チタン合金、その製造方法およびそれを用いたエンジン部品
CN112251632A (zh) * 2020-09-25 2021-01-22 西安交通大学 一种高强度高韧性亚稳态β钛合金及其制备方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104018027A (zh) * 2014-05-09 2014-09-03 中国科学院金属研究所 一种新型耐热钛合金及其加工制造方法和应用
CN106636741A (zh) * 2016-11-01 2017-05-10 太原理工大学 TiAl合金棒材的制备方法
JP2020026568A (ja) * 2018-08-17 2020-02-20 国立研究開発法人物質・材料研究機構 チタン合金、その製造方法およびそれを用いたエンジン部品
CN112251632A (zh) * 2020-09-25 2021-01-22 西安交通大学 一种高强度高韧性亚稳态β钛合金及其制备方法

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115679153A (zh) * 2022-08-25 2023-02-03 太原理工大学 一种高强韧性短时高温钛合金板材及其制备方法和应用
CN115679153B (zh) * 2022-08-25 2023-08-29 太原理工大学 一种高强韧性短时高温钛合金板材及其制备方法和应用
CN115652140A (zh) * 2022-11-09 2023-01-31 哈尔滨工业大学 一种双相硅化物调控高硅β钛合金强度的方法
CN115652140B (zh) * 2022-11-09 2023-09-26 哈尔滨工业大学 一种双相硅化物调控高硅β钛合金强度的方法
CN115772616A (zh) * 2022-12-06 2023-03-10 西北有色金属研究院 一种航空结构件用超高强钛合金
CN115772616B (zh) * 2022-12-06 2024-03-19 西北有色金属研究院 一种航空结构件用超高强钛合金
CN117230394A (zh) * 2023-09-19 2023-12-15 太原理工大学 基于应力诱发马氏体逆相变的高强β钛合金热处理方法
CN117230394B (zh) * 2023-09-19 2024-04-09 太原理工大学 基于应力诱发马氏体逆相变的高强β钛合金热处理方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN114836651B (zh) 2022-11-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN114836651B (zh) 一种超高强韧β钛合金及其制备方法
CN111020414B (zh) 一种用于700～750℃的短纤维增强高温钛合金棒材的制备方法
CN111826550B (zh) 一种中等强度耐硝酸腐蚀钛合金
CN110144496A (zh) 具有改良性能的钛合金
CN112195363B (zh) 一种500～600℃用高强钛合金及其加工方法
JPH07258810A (ja) （α＋β）型チタン合金超塑性成形部材の製造方法
CN108251693B (zh) 一种高强高塑性三相TiAl合金及其制备方法
CN100478472C (zh) β-钛合金,由这种合金制备热轧产品的方法和其应用
JP2004010963A (ja) 高強度Ｔｉ合金およびその製造方法
WO1998022629A2 (en) A new class of beta titanium-based alloys with high strength and good ductility
CN114990382B (zh) 一种超低间隙相变诱导塑性亚稳β钛合金及其制备方法
CN113862512A (zh) 一种新型双态组织高强韧高温钛合金的加工制造方法
CN114231765A (zh) 一种高温合金棒材的制备方法与应用
CN106048305A (zh) 一种综合性能优异的高温钛合金棒材及其制备工艺
US5417779A (en) High ductility processing for alpha-two titanium materials
JP2669004B2 (ja) 冷間加工性に優れたβ型チタン合金
CN109913731A (zh) 一种高强韧Ti-Al系金属间化合物及其制备方法
CN115194069A (zh) 一种Ti175合金大尺寸整体叶盘锻件的制备方法
CN112760522B (zh) 一种高温超塑性钛合金板材及制备方法
CN117230394B (zh) 基于应力诱发马氏体逆相变的高强β钛合金热处理方法
CN114941088B (zh) 一种1400MPa级耐高温钛基多主元合金
CN115109965B (zh) 一种高塑性多晶TiAl合金及其制备方法
CN115725886B (zh) 一种g相析出强化高熵合金及其制备方法
CN116397131A (zh) 利用氧元素进行强化的高强度高塑性亚稳β钛合金及其制备方法
CN117000757A (zh) 一种高强近β钛合金薄板异步衬轧成形方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant