CN115786832A - 一种改善高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法及钛合金 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种改善高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法及钛合金，将钛合金材料在β单相区进行固溶处理；然后将钛合金材料在室温下进行冷锻，并在β晶内形成扭折带；再然后将冷锻后的钛合金材料在室温下进行冷轧；最后将冷轧后的钛合金材料进行时效处理，随后空冷至室温。通过本发明所述工艺方法制备的亚稳β钛合金的室温抗拉强度分别为1400、1600、1700、1800MPa级，断后延伸率分别达到7.0％、5.0％、3％、2％，与对比例相较在获得合金高强度的同时显著提高了塑性。
Description
技术领域
本发明属于金属材料结构设计领域，具体涉及一种改善高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法及钛合金。
背景技术
航空航天、石油化工、海洋工程等领域的应用材料正朝着高性能化、低成本化以及环境友好化的方向发展。钛合金凭借着密度小、高比强度、优异的淬透性、良好的疲劳性能和优异的耐腐蚀性能的独特组合，成为目前热门的轻质结构材料。
高强亚稳β钛合金因为高强、轻质的优良结合已经在对强度和重量要求苛刻的航空航天结构件上获得应用，实现飞机高结构强度要求的同时能大幅度提高飞行器的轻量化和机动性。与其他超强结构材料一样，高强亚稳β钛合金同样屈从于强度-塑性的倒置关系，即提高强度的同时损失塑性。这种低塑性降低了合金的损伤容限性能，影响结构件的安全服役。为了解决这一问题，在技术上一个惯常的做法是在热处理环节提高时效温度或者延长时效时间，使得β基体上析出的α粒子长大粗化，进而提高合金的塑性。但是，这一做法从本质上讲仍然遵循着强度-塑性的倒置关系规律，α粒子长大粗化导致的过时效效应增加了合金塑性但是不可避免地降低了强度。这在很大程度上削弱了亚稳β钛合金作为结构材料高强潜力的发挥。
因此，如何突破强度-塑性的传统倒置关系，发挥亚稳β钛合金的高强潜力同时提高塑性、改善合金强塑性匹配成为这类材料亟待解决的技术问题。
发明内容
针对现有技术中存在的问题，本发明提供一种改善高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法，通过该工艺方法制备的亚稳β钛合金的室温抗拉强度分别为1400、1600、1700、1800MPa级，断后延伸率分别达到7.0％、5.0％、3％、2％，与对比例相较在获得合金高强度的同时显著提高了塑性。
本发明是通过以下技术方案来实现：
一种改变高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法，包括以下步骤：
步骤1、将钛合金材料在β单相区进行固溶处理；
步骤2、将步骤1得到的钛合金材料在室温下进行冷锻，在β基体内形成扭折带；
步骤3、将步骤2冷锻后的钛合金材料在室温下进行冷轧；
步骤4、将冷轧后的钛合金材料进行时效处理，随后空冷至室温。
优选的，步骤1中所述固溶处理的方法如下：
所述钛合金材料在β单相区850℃-1000℃进行1-2h保温，随后冷却至室温。
优选的，所述冷却方法为水冷淬火至室温。
优选的，步骤2中所述冷锻的变形量为5％～20％，应变率为102～103s-1。
优选的，步骤2冷锻和冷轧的总变形量为50～80％。
优选的，步骤3中所述冷轧的方法如下：
轧辊转速设置为40r/min，单次下压量为0.1～0.8mm。
优选的，步骤4中所述时效处理的方法如下：
将钛合金材料在α+β两相区进行时效热处理，时效温度为500℃～700℃，时效时间为1h～3h。
优选的，所述钛合金为亚稳β钛合金，按质量百分比计，包括11％的V，余量为Ti以及不可避免的杂质元素。
一种改善高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法制备的钛合金，该钛合金的β基体内形成扭折带，扭折带为垂直于扭折带边界的平行层片状α集束，扭折带的边界为长条α，在靠近扭折带区域的β基体上分布等轴状α相，而在远离扭折带的β基体上形成了层片状α。
优选的，该钛合金的室温抗拉强度为1400-1800MPa，断后延伸率分别达到2％-7.0％。
与现有技术相比，本发明具有以下有益的技术效果：
本发明提供的一种改善高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法，其创新点在于室温冷轧前特意进行5％～20％变形量的室温冷锻加工，借助冷锻的高速加载特点在β晶内激活扭折变形，从而在组织中形成扭折带。这些扭折带影响后续室温冷轧过程中的位错分布，使得在β基体上集聚高密度位错，而在扭折带内位错累积较少。在时效处理过程中，这种不均匀的位错密度分布显著改变α析出相的形态和尺寸。对于扭折带，时效处理使其内部析出众多粗大α片，这些α片相互平行排列，形成α集束结构，表现为软化区。对于β基体，析出众多尺寸细小的等轴状α，这些α颗粒任意分布，没有特定的方向性，表现为硬化区。这种时效时不均匀的α析出构成了微观组织的层级结构，拉伸加载时，硬化区提供较高的强度，软化区产生良好的塑性。正是由于扭折带的变形协调作用，使得合金塑性大幅提高。与对照组未经冷锻而直接冷轧的时效样品相比，其拉伸延性提高甚至达到200％，且保持了极高的强度，实现了亚稳β钛合金强度、塑性的更好匹配。
附图说明
图1是本发明实施例3制备的钛合金的金相组织照片；
图2是本发明实施例3制备的钛合金的扫描电镜组织照片；
图3是本发明实施例1与对比例1的钛合金的室温拉伸曲线；
图4是本发明实施例2与对比例2的钛合金的室温拉伸曲线；
图5是本发明实施例3与对比例3的钛合金的室温拉伸曲线；
图6是本发明实施例4与对比例4的钛合金的室温拉伸曲线。
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。
一种改善高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法，包括以下步骤：
步骤1：将钛合金材料在β相区进行固溶处理。
所述合金材料为Ti-11V钛合金，是亚稳β钛合金，按质量百分比计，为11％的V，余量为Ti以及不可避免的杂质元素；
固溶处理的具体方法为：将Ti-11V亚稳β钛合金在马弗炉中850℃-1000℃下的β单相区保温1-2h，然后水冷淬火至室温获得尺寸为200～300μm的β晶粒。
步骤2：对步骤1得到的钛合金材料进行室温单向冷锻变形，冷锻的变形量为5％～20％，应变率为102～103s-1，在β基体内形成扭折带。
步骤3：对步骤2得到的冷锻钛合金材料采用室温冷轧，轧辊转速设置为40r/min，单次下压量为0.1～0.8mm厚度，步骤2的室温单向冷锻与步骤3的室温冷轧的总变形量为50～80％。
步骤4：将步骤3得到的钛合金轧板材料在β相变点以下温度保温2h后空冷至室温，得到具有多尺度时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金。
时效热处理工艺的具体过程为：在α+β两相区进行时效热处理，时效温度为500℃～700℃，时效时间为1h～3h，最后取出试样空冷至室温。
根据上述方法，冷锻获得的扭折带将在冷轧过程中被遗传保留，如图1所示，并改变时效过程中α析出相的形态和尺寸，得到多尺度α析出相的高强亚稳β钛合金，扭折带内为垂直于扭折带边界的平行层片状α集束，扭折带边界为粗大的长条α。在β基体应变程度较高的区域形成等轴状的α相，而在应变程度较小区域形成层片状α，如图2所示。
实施例1
一种具有多尺度时效析出α相结构的1800MPa级高强钛合金及其制备方法，包括以下步骤：
步骤1、将Ti-11V亚稳β钛合金在马弗炉中850℃下保温1h，然后淬火至室温，制备厚度为5mm的钛合金材料试样；
步骤2、对步骤1得到的钛合金材料进行变形量为10％的室温冷锻变形，在β晶内形成扭折带，冷锻后的合金材料厚度为4.5mm。
步骤3、对步骤2得到的钛合金材料采用室温冷轧，单道次压下量为0.3mm，轧辊速度为40转/分钟，直至合金总轧制压下量为70％，轧后合金材料厚度为1.5mm。
步骤4、将步骤3得到的钛合金材料轧板在β相变点以下温度550℃保温2h后空冷至室温，得到具有多尺度时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金。
根据上述方法得到的具有多尺度时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金室温抗拉强度为1812MPa，总延伸率为2.0％(如图3所示)。扭折带内为垂直于扭折带边界的平行层片状α集束，扭折带边界为粗大的长条α。在β基体应变程度较高的区域形成等轴状的α相，而在应变程度较小区域形成层片状α。
实施例2：
一种具有多尺度时效析出α相结构的1700MPa级高强钛合金及其制备方法，包括以下步骤：
步骤1、将Ti-11V亚稳β钛合金在马弗炉中950℃下保温2h，然后淬火至室温，制备厚度为5mm的钛合金材料试样；
步骤2、对步骤1得到的钛合金材料进行变形量为10％的室温冷锻变形，在β晶内形成扭折带，冷锻后的合金材料厚度为4.5mm。
步骤3、对步骤2得到的钛合金材料采用室温冷轧，单道次压下量为0.3mm，轧辊速度为40转/分钟，直至合金总轧制压下量为70％，轧后合金材料厚度为1.5mm。
步骤4、将步骤3得到的钛合金材料轧板在β相变点以下温度580℃保温2h后空冷至室温，得到具有多尺度时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金。
根据上述方法得到的具有多尺度时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金室温抗拉强度为1700MPa，总延伸率为3.0％(如图4所示)。扭折带内为垂直于扭折带边界的平行层片状α集束，扭折带边界为粗大的长条α。在β基体应变程度较高的区域形成等轴状的α相，而在应变程度较小区域形成层片状α。
实施例3：
一种具有多尺度时效析出α相结构的1600MPa级高强钛合金及其制备方法，包括以下步骤：
步骤1、将Ti-11V亚稳β钛合金在马弗炉中950℃下保温2h，然后淬火至室温，制备厚度为5mm的钛合金材料试样；
步骤2、对步骤1得到的钛合金材料进行变形量为10％的室温冷锻变形，在β晶内形成扭折带，冷锻后的合金材料厚度为4.5mm。
步骤3、对步骤2得到的钛合金材料采用室温冷轧，单道次压下量为0.3mm，轧辊速度为40转/分钟，直至合金总轧制压下量为70％，轧后合金材料厚度为1.5mm。
步骤4、将步骤3得到的钛合金材料轧板在β相变点以下温度620℃保温2h后空冷至室温，得到具有多尺度时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金。
根据上述方法得到的具有多尺度时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金室温抗拉强度为1636MPa，总延伸率为5.0％(如图5所示)。扭折带内为垂直于扭折带边界的平行层片状α集束，扭折带边界为粗大的长条α。在β基体应变程度较高的区域形成等轴状的α相，而在应变程度较小区域形成层片状α。
实施例4：
一种具有多尺度时效析出α相结构的1400MPa级高强钛合金及其制备方法，包括以下步骤：
步骤1、将Ti-11V亚稳β钛合金在马弗炉中950℃下保温2h，然后淬火至室温，制备厚度为5mm的钛合金材料试样；
步骤2、对步骤1得到的钛合金材料进行变形量为10％的室温冷锻变形，在β晶内形成扭折带，冷锻后的合金材料厚度为4.5mm。
步骤3、对步骤2得到的钛合金材料采用室温冷轧，单道次压下量为0.3mm，轧辊速度为40转/分钟，直至合金总轧制压下量为70％，轧后合金材料厚度为1.5mm。
步骤4、将步骤3得到的钛合金材料轧板在β相变点以下温度660℃保温2h后空冷至室温，得到具有多尺度时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金。
根据上述方法得到的具有多尺度时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金室温抗拉强度为1403MPa，总延伸率为7.0％(如图6所示)。扭折带内为垂直于扭折带边界的平行层片状α集束，扭折带边界为粗大的长条α。在β基体应变程度较高的区域形成等轴状的α相，而在应变程度较小区域形成层片状α。
实施例5：
一种具有多尺度时效析出α相结构的1600MPa级高强钛合金及其制备方法，包括以下步骤：
步骤1、将Ti-11V亚稳β钛合金在马弗炉中1000℃下保温1h，然后淬火至室温，制备厚度为5mm的钛合金材料试样；
步骤2、对步骤1得到的钛合金材料进行变形量为5％的室温冷锻变形，在β晶内形成扭折带，冷锻后的合金材料厚度为4.75mm。
步骤3、对步骤2得到的钛合金材料采用室温冷轧，单道次压下量为0.3mm，轧辊速度为40转/分钟，直至合金总轧制压下量为50％，轧后合金材料厚度为2.5mm。
步骤4、将步骤3得到的钛合金材料轧板在β相变点以下温度500℃保温3h后空冷至室温，得到具有多尺度时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金。
根据上述方法得到的具有多尺度时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金室温抗拉强度为1610MPa，总延伸率为1.8％。扭折带内为垂直于扭折带边界的平行层片状α集束，扭折带边界为粗大的长条α。在β基体应变程度较高的区域形成等轴状的α相，而在应变程度较小区域形成层片状α。
实施例6：
一种具有多尺度时效析出α相结构的1400MPa级高强钛合金及其制备方法，包括以下步骤：
步骤1、将Ti-11V亚稳β钛合金在马弗炉中850℃下保温1.5h，然后淬火至室温，制备厚度为5mm的钛合金材料试样；
步骤2、对步骤1得到的钛合金材料进行变形量为20％的室温冷锻变形，在β晶内形成扭折带，冷锻后的合金材料厚度为4.0mm。
步骤3、对步骤2得到的钛合金材料采用室温冷轧，单道次压下量为0.3mm，轧辊速度为40转/分钟，直至合金总轧制压下量为80％，轧后合金材料厚度为1.0mm。
步骤4、将步骤3得到的钛合金材料轧板在β相变点以下温度700℃保温1h后空冷至室温，得到具有多尺度时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金。
根据上述方法得到的具有多尺度时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金室温抗拉强度为1430MPa，总延伸率为7.6％。扭折带内为垂直于扭折带边界的平行层片状α集束，扭折带边界为粗大的长条α。在β基体应变程度较高的区域形成等轴状的α相，而在应变程度较小区域形成层片状α。
对比例1：
一种1800MPa级Ti-11V亚稳β钛合金制备的工艺方法，包括以下步骤：
步骤1、将Ti-11V亚稳β钛合金在马弗炉中850℃下保温1h，然后淬火至室温，制备厚度为5mm的钛合金材料试样；
步骤2、对步骤1得到的钛合金材料采用室温冷轧，单道次压下量为0.3mm，轧辊速度为40转/分钟，直至合金总轧制压下量为70％，轧后合金材料厚度为1.5mm。
步骤3、将步骤2得到的钛合金材料轧板在相变点以下温度550℃保温2h后空冷至室温，得到具有多尺度时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金。
根据上述方法得到的具有时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金中存在片层状α与等轴α相，却无α集束结构。室温拉伸时，试样在弹性阶段就发生突然断裂，断裂强度为1557MPa(如图3所示)。与实施例1的室温抗拉强度1812MPa，总延伸率2.0％相比，没有拉伸塑性。也就是说，通过本发明方法可以明显改善亚稳β钛合金的强塑性匹配。
对比例2：
一种1700MPa级Ti-11V亚稳β钛合金制备的工艺方法，包括以下步骤：
步骤1、将Ti-11V亚稳β钛合金在马弗炉中950℃下保温2h，然后淬火至室温，制备厚度为5mm的钛合金材料试样；
步骤2、对步骤1得到的台合金材料采用室温冷轧，单道次压下量为0.3mm，轧辊速度为40转/分钟，直至合金总轧制压下量为70％，轧后合金材料厚度为1.5mm。
步骤3、将步骤2得到的钛合金材料轧板在β相变点以下温度580℃保温2h后空冷至室温，得到具有多尺度时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金。
根据上述方法得到的具有时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金中存在片层状α与等轴α相，却无α集束结构。同样，拉伸试样在屈服前发生突然断裂，断裂强度为1680MPa(如图4所示)。与实施例2的室温抗拉强度1700MPa，总延伸率3.0％相比，没有拉伸塑性。也就是说，通过本发明方法可以明显改善亚稳β钛合金的强塑性匹配。
对比例3：
一种1600MPa级Ti-11V亚稳β钛合金制备的工艺方法，包括以下步骤：
步骤1、将Ti-11V亚稳β钛合金在马弗炉中950℃下保温2h，然后淬火至室温，制备厚度为5mm的钛合金材料试样；
步骤2、对步骤1得到的钛合金材料采用室温冷轧，单道次压下量为0.3mm，轧辊速度为40转/分钟，直至合金总轧制压下量为70％，轧后合金材料厚度为1.5mm。
步骤3、将步骤2得到的钛合金材料轧板在β相变点以下温度620℃保温2h后空冷至室温，得到具有多尺度时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金。
根据上述方法得到的具有时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金中存在片层状α与等轴α相，却无α集束结构。拉伸试样在刚刚屈服后发生突然断裂，最终强度为1583MPa，总延伸率为2.5％(如图5所示)。与实施例3的室温抗拉强度1636MPa，总延伸率5.0％相比，在相同的强度量级下，拉伸塑性较低。也就是说，通过本发明方法可以明显改善亚稳β钛合金的强塑性匹配。
对比例4：
一种1400MPa级Ti-11V亚稳β钛合金制备的工艺方法，包括以下步骤：
步骤1、将Ti-11V亚稳β钛合金在马弗炉中950℃下保温2h，然后淬火至室温，制备厚度为5mm的钛合金材料试样；
步骤2、对步骤1得到的钛合金材料采用室温冷轧，单道次压下量为0.3mm，轧辊速度为40转/分钟，直至合金总轧制压下量为70％，轧后合金材料厚度为1.5mm。
步骤3、将步骤2得到的钛合金材料轧板在β相变点以下温度660℃保温2h后空冷至室温，得到具有多尺度时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金。
根据上述方法得到的具有时效析出α相的Ti-11V高强亚稳β钛合金中存在片层状α与等轴α相，却无α集束结构。拉伸试样的室温抗拉强度为1397MPa，总延伸率为4.8％(如图6所示)。与实施例3的室温抗拉强度1403MPa，总延伸率7.0％相比，在相同的强度量级下，拉伸塑性较低。也就是说，通过本发明方法可以明显改善亚稳β钛合金的强塑性匹配。
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)
1.一种改变高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法，其特征在于，包括以下步骤：
步骤1、将钛合金材料在β单相区进行固溶处理；
步骤2、将步骤1得到的钛合金材料在室温下进行冷锻，在β基体内形成扭折带；
步骤3、将步骤2冷锻后的钛合金材料在室温下进行冷轧；
步骤4、将冷轧后的钛合金材料进行时效处理，随后空冷至室温。
2.根据权利要求1所述的一种改善高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法，其特征在于，步骤1中所述固溶处理的方法如下：
所述钛合金材料在β单相区850℃-1000℃进行1-2h保温，随后冷却至室温。
3.根据权利要求2所述的一种改善高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法，其特征在于，所述冷却方法为水冷淬火至室温。
4.根据权利要求1所述的一种改善高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法，其特征在于，步骤2中所述冷锻的变形量为5％～20％，应变率为102～103s-1。
5.根据权利要求1所述的一种改善高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法，其特征在于，步骤2冷锻和冷轧的总变形量为50～80％。
6.根据权利要求1所述的一种改善高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法，其特征在于，步骤3中所述冷轧的方法如下：
轧辊转速设置为40r/min，单次下压量为0.1～0.8mm。
7.根据权利要求1所述的一种改善高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法，其特征在于，步骤4中所述时效处理的方法如下：
将钛合金材料在α+β两相区进行时效热处理，时效温度为500℃～700℃，时效时间为1h～3h。
8.根据权利要求1所述的一种改善高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法，其特征在于，所述钛合金为亚稳β钛合金，按质量百分比计，包括11％的V，余量为Ti以及不可避免的杂质元素。
9.一种权利要求1-8任一项所述的一种改善高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法制备的钛合金，其特征在于，该钛合金的β基体内形成扭折带，扭折带为垂直于扭折带边界的平行层片状α集束，扭折带的边界为长条α，在靠近扭折带区域的β基体上分布等轴状α相，而在远离扭折带的β基体上形成了层片状α。
10.根据权利要求9所述的一种改善高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法制备的钛合金，其特征在于，该钛合金的室温抗拉强度为1400-1800MPa，断后延伸率分别达到2％-7.0％。
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