CN115874082A - 一种钛合金及其制备方法 - Google Patents
一种钛合金及其制备方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN115874082A CN115874082A CN202211545909.6A CN202211545909A CN115874082A CN 115874082 A CN115874082 A CN 115874082A CN 202211545909 A CN202211545909 A CN 202211545909A CN 115874082 A CN115874082 A CN 115874082A
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- titanium alloy
- alloy
- percent
- temperature
- rolling
- 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.)
- Pending
Links
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 80
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 title claims abstract description 15
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 71
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 70
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 29
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 53
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 claims description 34
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims description 14
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims description 14
- 238000004321 preservation Methods 0.000 claims description 14
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 13
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims description 13
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 10
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 7
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 6
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 6
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 5
- 239000011825 aerospace material Substances 0.000 claims description 4
- 238000000034 method Methods 0.000 abstract description 17
- 230000008569 process Effects 0.000 abstract description 17
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 abstract description 13
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 abstract description 12
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 abstract description 9
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 abstract description 8
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 abstract description 8
- 230000007704 transition Effects 0.000 abstract description 7
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 6
- 238000005275 alloying Methods 0.000 abstract description 4
- 230000007547 defect Effects 0.000 abstract description 4
- 230000007935 neutral effect Effects 0.000 abstract description 4
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 13
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 13
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 10
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 10
- 238000004140 cleaning Methods 0.000 description 8
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 7
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 7
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 7
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 6
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 6
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical group [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 5
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 5
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N Ethanol Chemical compound CCO LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000007605 air drying Methods 0.000 description 4
- 239000012300 argon atmosphere Substances 0.000 description 4
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 4
- 238000000879 optical micrograph Methods 0.000 description 4
- 238000005086 pumping Methods 0.000 description 4
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 4
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 4
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 4
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 4
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 description 3
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 3
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 3
- 238000011161 development Methods 0.000 description 3
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 3
- PMTRSEDNJGMXLN-UHFFFAOYSA-N titanium zirconium Chemical compound [Ti].[Zr] PMTRSEDNJGMXLN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 2
- 238000007517 polishing process Methods 0.000 description 2
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 241001062472 Stokellia anisodon Species 0.000 description 1
- 229910008651 TiZr Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 238000006073 displacement reaction Methods 0.000 description 1
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 1
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 238000009776 industrial production Methods 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 1
- 239000011148 porous material Substances 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 238000004154 testing of material Methods 0.000 description 1
- 230000007306 turnover Effects 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Abstract
本发明属于合金技术领域，具体涉及一种钛合金及其制备方法。本发明提供了一种钛合金，包括以下质量百分含量的元素组分：Al3.5～5％、Mn0.8～2％、Zr5～50％和余量的Ti。本发明通过合金化处理，选取中性元素Zr与Ti形成无限固溶体，由于Zr元素的添加引起晶格畸变，会导致这些缺陷在形核过程中，形核点增加，起到晶粒细化的作用，进而实现细晶强化；少量的Zr(5％以内)对钛合金的β转变温度影响比较小，但是大量的Zr会降低合金的两相区温度；Mn使合金形成β能力增强，相应地使α+β转变温度稍许下降，进而起到固溶强化的作用。本发明提供的钛合金强度和塑性综合力学性能优异。
Description
技术领域
本发明属于合金技术领域，具体涉及一种钛合金及其制备方法。
背景技术
钛及钛合金广泛应用于航天航空、海洋大气、化学工业以及生物医疗等领域。现如今工业的发展和服役的环境对钛合金性能提出了更苛刻的要求，传统的钛合金强度、抗腐蚀方面已经很难达到当下工程应用标准，而高强度耐蚀合金是目前研究开发和应用的重点方向之一。
钛合金以其低密度、较高的比强度、优异的耐腐蚀性、良好的生物相容性、抗疲劳和抗裂纹扩展性能以及稳定的组织，作为一种综合性能的优良的航空航天材料，探寻和开发在常规环境下服役的高强钛合金材料具有重要的意义。
发明内容
本发明的目的在于提供一种钛合金及其制备方法，本发明提供的钛合金强度和塑性综合力学性能优异。
为了实现上述目的，本发明提供如下技术方案：
本发明提供了一种钛合金，包括以下质量百分含量的元素组分：Al3.5～5％、Mn0.8～2％、Zr5～50％和余量的Ti。
优选地，包括以下质量百分含量的元素组分：Al4～5％、Mn1～2％、Zr10～30％和余量的Ti。
优选地，所述钛合金的组织包括α相和α′马氏体相。
本发明还提供了上述技术方案所述钛合金的制备方法，包括以下步骤：
按照上述技术方案所述钛合金的元素组成，将金属单质混合后，依次进行熔炼和浇铸，得到铸态合金坯；
将所述铸态合金坯进行保温后变形，得到致密化合金坯；
将所述致密化合金坯进行固溶处理，得到所述钛合金。
优选地，所述熔炼为真空电弧熔炼；
所述熔炼的温度为1900～3000℃；次数为6次以上。
优选地，所述保温的温度为825～875℃，时间为0.5～1h。
优选地，所述变形为轧制变形；
所述轧制变形的总变形量为60～65％，温度为825～875℃。
优选地，所述轧制变形为多道次轧制；所述多道次轧制的每道次变形量为12～14％；
每道次轧制后，还包括保温3～5min。
优选地，所述固溶处理的温度为825～875℃，保温时间为3～5min，所述固溶处理中冷却的方式为水淬。
本发明还提供了上述技术方案所述的钛合金或上述技术方案所述制备方法得到的钛合金在航空航天材料中的应用。
本发明提供了一种钛合金，包括以下质量百分含量的元素组分：Al3.5～5％、Mn0.8～2％、Zr5～50％和余量的Ti。本发明通过合金化处理，选取中性元素Zr与Ti形成无限固溶体，由于Zr元素的添加引起晶格畸变，会导致这些缺陷在形核过程中，形核点增加，形核的密度也随之增加，起到晶粒细化的作用，进而实现细晶强化；少量的Zr(5％以内)对钛合金的β转变温度影响比较小，但是大量的Zr(10％以上)会降低合金的两相区温度；Mn使合金形成β能力增强，相应地使α+β转变温度稍许下降，进而起到固溶强化的作用。实验结果表明，本发明提供的钛合金，屈服强度：720.3～1196.7MPa，抗拉强度：920.4～1341.2MPa，远高于对比合金602.2MPa和抗拉强度703.1MPa，并且延伸率保持相当水平。
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性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为实施例1所得钛合金的金相光学显微图；
图2为实施例2所得钛合金的金相光学显微图；
图3为实施例3所得钛合金的金相光学显微图；
图4为对比例1所得钛合金的金相光学显微图；
图5为测试例所述拉伸性能测试用拉伸试样尺寸图。
具体实施方式
本发明提供了一种钛合金，包括以下质量百分含量的元素组分：Al3.5～5％、Mn0.8～2％、Zr5～50％和余量的Ti。
按照质量百分含量计，本发明提供的钛合金包括包括Al3.5～5.0％，优选为4.0～5.0％，更优选为5.0％。
在本发明中，Al是一种α相稳定元素，是能够提高钛合金相变温度的合金元素，并且在α和β相中溶解度较大，适量的添加Al可以提高钛合金的强度，并且Al质地轻，可以降低钛合金的密度，提升β相变点，扩大α相区，增加β稳定元素在α-Ti中的溶解度。
按照质量百分含量计，本发明提供的钛合金包括包括Mn0.8～2.0％、优选为1.0～2.0％，更优选为1.5％。
在本发明中，Mn元素作为一种合金化元素，是β稳定元素，属于慢共析元素，稳定β相效果好，并且Mn的成本比较低，可代替昂贵的Nb、V、Mo元素。
按照质量百分含量计，本发明提供的钛合金包括包括Zr5～50％，优选为10～30％，更优选为10～20％，最优选为15～20％。
在本发明中，Zr元素与钛元素同属第IVB族，两者理化性质相似，能够无限固溶，形成的TiZr基合金的开发提供了较强的固溶作用，添加一定量的Zr元素会引起晶格畸变，这些缺陷会导致形核过程中，形核点增多，形核的密度也增加，起到晶粒细化的作用。
在本发明中，所述钛合金的组织包括α相和α′马氏体相；所述α相优选包括等轴状α相和/或板条状α相；所述α′马氏体相优选包括针状α′马氏体相。
本发明提供的钛合金通过将对相变温度影响不大的中性元素Zr与Ti合金化，形成无限固溶体，控制Al和Mn元素的含量，实现固溶强化，利用淬火的热处理工艺使晶粒快速冷却产生细小的针状α′马氏体，由于α′马氏体组织包含更高密度的界面和位错，从而实现α′马氏体强化，提升了钛合金的力学性能，显著提高了钛合金的强度。
本发明还提供了上述技术方案所述钛合金的制备方法，包括以下步骤：
按照上述技术方案所述钛合金的元素组成，将金属单质混合后，依次进行熔炼和浇铸，得到铸态合金坯；
将所述铸态合金坯进行保温后变形，得到致密化合金坯；
将所述致密化合金坯进行固溶处理，得到所述钛合金。
在本发明中，若无特殊说明，所有原料均为本领域技术人员熟知的市售产品。
本发明按照上述技术方案所述钛合金的元素组成，将金属单质混合后，依次进行熔炼和浇铸，得到铸态合金坯。
在本发明中，所述金属单质包括Al、Mn、Zr和Ti；所述Al优选为铝丝；所述铝丝的纯度优选为99.0～99.9wt.％，更优选为99.5～99.9wt.％，最优选为99.7～99.8wt.％；所述Mn优选为锰粒；所述锰粒的纯度优选为99.0～99.9wt.％，更优选为99.5～99.9wt.％，最优选为99.7～99.8wt.％；所述Zr优选为锆粒；所述锆粒的纯度优选为99.0～99.9wt.％，更优选为99.5～99.9wt.％，最优选为99.7～99.8wt.％；所述Ti优选为钛粒；所述钛粒的纯度优选为99.0～99.9wt.％，更优选为99.6～99.9wt.％，最优选为99.7～99.9wt.％。
在本发明中，所述熔炼优选为真空电弧熔炼；所述熔炼的温度优选为1900～3000℃，更优选为2200～2500℃，最优选为2300～2400℃；真空度优选为0.03～0.05MPa，更优选为0.04～0.05MPa；电流优选为300～400A，更优选为320～380A，最优选为320～340A；所述真空电弧熔炼优选在氩气气氛下进行；所述氩气气氛的制备方法优选为：将炉腔内真空度抽至9×10-3Pa以下，再通入氩气气体；本发明对所述氩气的通入量没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的通入量满足电弧熔炼用电离气体的量即可；所述熔炼和浇铸的次数独立地优选为6次以上，更优选为7～9次，最优选为8～9次；单次熔炼的时间优选为3min以上，更优选为3～4min；本发明对所述单次熔炼的时间没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程使所述合金充分熔融即可；在本发明中，所述铸态合金坯单次熔炼至充分熔融的时间为3min以上。本发明对所述浇铸的过程没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程即可。
在本发明中，在氩气气氛下进行熔炼能够避免Ti与Zr在高温的情况下，大量吸氢吸氧吸氮，发生氧化，还能为电弧熔炼提供电离气体。
在本发明中，熔炼液向固态相变的过程中β相优先形核长大，得到β相坯体，在冷却过程中得到原始α相坯体，为后续轧制变形及固溶处理获得α′马氏体相提供基础，并且所述熔炼过程能够使得铸态坯成分均匀，有效消除气孔和缺陷。
得到所述铸态合金坯后，本发明将所述铸态合金坯进行保温后变形，得到致密化合金坯。
在本发明中，所述保温前还优选包括加热；所述加热的温度优选为900℃～1200℃，更优选为1000℃～1200℃，最优选为1050～1150℃；时间优选为20～50min，更优选为20～40min，最优选为30～35min。所述保温的温度优选为825～875℃，更优选830～860℃，最优选为850℃；时间优选为0.5～1h，更优选为0.5～0.7h。
在本发明中，所述保温的作用是使钛合金内部组织均匀化，提高铸态合金的塑性，降低变形抗力，使铸态合金内外温度均匀便于后期轧制变形操作。
在本发明中，所述变形优选为轧制变形；所述所述轧制变形的总变形量优选为60～65％，更优选为62～65％；温度优选为825～875℃，更优选为830～860℃，最优选850℃；所述轧制变形优选为多道次轧制；所述多道次轧制的每道次变形量优选为12～14％，更优选为13％；每道次轧制后，还优选包括保温；所述保温的时间优选为3～5min，更优选为4～5min；本发明对所述轧制变形的过程没有其他特殊的限定，采用本领域技术人员所熟知的过程即可。
在本发明中，所述变形使得原始板条α相晶粒细化和破碎，并且生成大量位错，有助于提高合金的强度和塑性。
得到所述致密化合金坯后，本发明将所述致密化合金坯进行固溶处理，得到所述钛合金。
在本发明中，所述固溶处理优选在保护气氛下进行；所述保护气氛优选为氩气气氛；温度优选为825～875℃，更优选为830～860℃，最优选为850℃；保温时间优选为3～5min，更优选为3～4min；所述固溶处理中冷却的方式优选为水淬；所述水淬的温度优选为室温；本发明对所述固溶处理的过程没有其他特殊的限定，采用本领域技术人员所熟知的过程即可。
在本发明中，所述水淬的目的是使合金中β相快速冷却析出细小的针状α′马氏体，该相具有高强度的特性进而使钛合金强度增加。
所述固溶处理完成后，本发明还优选包括去除氧化皮；所述去除氧化皮优选采用打磨的方式进行；本发明对所述打磨的过程没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程即可。
本发明提供的钛合金的制备方法仅需要熔炼后进行变形，然后进行水淬即可得到优异性能的钛合金，不需要进行时效等热处理手段进行后期处理，操作简单。
本发明还提供了上述技术方案所述的钛合金或上述技术方案所述制备方法得到的钛合金在航空航天材料中的应用。
本发明对所述应用的方式没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程即可。
为了进一步说明本发明，下面结合附图和实施例对本发明提供的钛合金及其制备方法进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。
实施例1
按合金成分Zr10％、Al5％、Mn1.7％和余量的Ti配料，称取钛粒(99.9wt.％)、锆粒(99.7wt.％)、铝丝(99.7wt.％)和锰粒(99.7wt.％)。将原料浸入无水乙醇中进行超声波清洗，清洗后风干，置入非真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，将炉内真空度抽到9×10-3Pa以下，熔炼前通入氩气作为保护气，达到真空度0.05MPa后，每次熔炼时电流温度为2300℃，熔炼电流为330A，熔炼完冷却得到铸锭，对铸锭进行翻转处理进行熔炼，以上述方式熔炼-浇铸6次，以确保最终的铸态合金坯成分均匀。
将铸态合金坯放入马弗炉中加热到1100℃进行均匀化处理30min，降低温度到850℃并保温30min，在此温度下迅速取出在双辊轧机上进行轧制变形，轧制工艺采用多道次轧制变形，每道次的压下量为2mm，每次的轧制变形量为14％，保证总轧制量为63％；其间，每道次轧制后，将其放入马弗炉中加热至相应的轧制温度，并保温5min。
最后一道次轧制后，将致密化合金坯放入马弗炉中加热到850℃，并保温3min，然后迅速放入室温水中进行淬火处理，待合金板完全冷却后取出，将制备出的板材表面打磨、清洗干净，制得钛合金。
实施例2
按合金成分Zr20％、Al5％、Mn1.7％和余量的Ti配料，称取钛粒(99.9wt.％)、锆粒(99.7wt.％)、铝丝(99.7wt.％)和锰粒(99.7wt.％)。将原料浸入无水乙醇中进行超声波清洗，清洗后风干，置入非真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，将炉内真空度抽到9×10-3Pa以下，熔炼前通入氩气作为保护气，达到真空度0.05MPa后，每次熔炼时电流温度为2300℃，熔炼电流为330A，熔炼完冷却得到铸锭，对铸锭进行翻转处理进行熔炼，以上述方式熔炼-浇铸6次，以确保最终的铸态合金坯成分均匀。
将铸态合金坯放入马弗炉中加热到1100℃进行均匀化处理30min，降低温度到850℃并保温30min，在此温度下迅速取出在双辊轧机上进行轧制变形，轧制工艺采用多道次轧制变形，每道次的压下量为2mm，每次的轧制变形量为14％，保证总轧制量为63％；其间，每道次轧制后，将其放入马弗炉中加热至相应的轧制温度，并保温5min。
最后一道次轧制后，将致密化合金坯放入马弗炉中加热至850℃，并保温3min，然后迅速放入室温水中进行淬火处理，待合金板完全冷却后取出，将制备出的板材表面打磨、清洗干净，制得钛合金。
实施例3
按合金成分Zr30％、Al5％、Mn1.7％和余量的Ti配料，称取钛粒(99.9wt.％)、锆粒(99.7wt.％)、铝丝(99.7wt.％)和锰粒(99.7wt.％)。将原料浸入无水乙醇中进行超声波清洗，清洗后风干，置入非真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，将炉内真空度抽到9×10-3Pa以下，熔炼前通入氩气作为保护气，达到真空度0.05MPa后，每次熔炼时电流温度为2300℃，熔炼电流为330A，熔炼完冷却得到铸锭，对铸锭进行翻转处理进行熔炼，以上述方式熔炼-浇铸6次，以确保最终的铸态合金坯成分均匀。
将铸态合金坯放入马弗炉中加热到1100℃进行均匀化处理30min，降低温度到850℃并保温30min，在此温度下迅速取出在双辊轧机上进行轧制变形，轧制工艺采用多道次轧制变形，每道次的压下量为2mm，每次的轧制变形量为14％，保证总轧制量为63％；其间，每道次轧制后，将其放入马弗炉中加热至相应的轧制温度，并保温5min。
最后一道次轧制后，将致密化合金坯放入马弗炉中加热至850℃，并保温3min，然后迅速放入室温水中进行淬火处理，待合金板完全冷却后取出，将制备出的板材表面打磨、清洗干净，制得钛合金。
对比例
按合金成分Al 5％、Mn 1.7％和余量的Ti配料，称取钛粒(99.9wt.％)、铝丝(99.7wt.％)和锰粒(99.7wt.％)。将原料浸入无水乙醇中进行超声波清洗，清洗后风干，置入非真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，将炉内真空度抽到9×10-3Pa以下，熔炼前通入氩气作为保护气，达到真空度0.05MPa后，每次熔炼时电流温度为2300℃，熔炼电流为330A，熔炼完冷却得到铸锭，对铸锭进行翻转处理进行熔炼，以上述方式熔炼-浇铸6次，以确保最终的铸态合金坯成分均匀。
将铸态合金坯放入马弗炉中加热到1100℃进行均匀化处理30min，降低温度到850℃并保温30min，在此温度下迅速取出在双辊轧机上进行轧制变形，轧制工艺采用多道次轧制变形，每道次的压下量为2mm，每次的轧制变形量为14％，保证总轧制量为63％；其间，每道次轧制后，将其放入马弗炉中加热至相应的轧制温度，并保温5min。
最后一道次轧制后，将致密化合金坯放入马弗炉中加热至850℃，并保温3min，然后迅速放入室温水中进行淬火处理，待合金板完全冷却后取出，将制备出的板材表面打磨、清洗干净，制得钛合金。
测试例
按照国家标准(GBT228-2002)利用线切割对实施例1～3和对比例1的钛合金切出拉伸试样，如图5所示的拉伸试样。每个样品至少切出5个拉伸样，确保数据的可重复性，采用室温单轴拉伸进行实验测量，测试仪器型号为Instron5982的万能材料试验机(生产商：英斯特朗，美国)，全程用引伸计监测试样的拉伸位移，拉伸速率设定为5×10-3s-1，进行拉伸试验，由此获得其力学性能相关数据，测试结果如表1所示。
表1实施例1～3和对比例所得钛合金的力学性能测试数据
由表1可见，本发明得到的钛合金中与实测的对比钛合金相比较，实施例1～3得到的钛合金的力学性能测试结果为：屈服强度：720.3～1196.7MPa，抗拉强度：920.4～1341.2MPa，远高于对比合金602.2MPa和抗拉强度703.1MPa，合金的强度大幅度提升而塑性除实例3外仅有小幅度的下降。所以可以称强韧性得到提升。
分别对实施例1～3及对比例所得钛合金进行金相组织观察，结果分别如图1～4所示。
如图1可见，该实施例所制得的钛锆基合金是由等轴α相和板条α相组成，由于次生α′马氏体组织比较细小，金相图难以识别出来。与对比例1钛合金对比，等轴α相减少且晶粒细化，出现了板条α相组织，结合表1力学性能测试结果，细化的等轴α相和板条α相使得合金强度得到了极大的改善，与对比合金相比，抗拉强度提高了30.9％
如图2可见，该实施例所制得的钛锆基合金是由板条α相和少量等轴α相组成和少量α′马氏体，与对比例1钛合金金相组织相比，等轴α相减少很多，出现板条α相和α′马氏体，随着Zr含量的增加，固溶强化显著，组织更均匀。
如图3可见，该实施例所制得的钛锆基合金是由针状α′马氏体和少量的板条α相组成，与对比例1钛合金金相组织相比，细小的针状α′马氏体和细小的板条α相的出现使得强度显著提高
如图4可见，该对比例所制得的钛合金是由均匀的等轴α相组成。由力学性能可知，强度低，塑性好。
由以上实施例可知，本发明提供的钛合金通过将对相变温度影响不大的中性元素Zr与Ti合金化，形成无限固溶体，控制Al和Mn元素的含量，实现固溶强化，利用淬火的热处理工艺使晶粒快速冷却产生细小的针状α′马氏体，由于α′马氏体组织包含更高密度的界面和位错，从而实现α′马氏体强化，提升了钛合金的力学性能，显著提高了钛合金的强度。本发明提供的钛合金制备方法工艺简便，铸态性能良好，仅仅需要熔炼和淬火处理，即可得到高强近α型钛合金，生产成本低，操作过程简单，便于工业化生产。
尽管上述实施例对本发明做出了详尽的描述，但它仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部实施例，还可以根据本实施例在不经创造性前提下获得其他实施例，这些实施例都属于本发明保护范围。
Claims (10)
1.一种钛合金，其特征在于，包括以下质量百分含量的元素组分：Al3.5～5％、Mn0.8～2％、Zr5～50％和余量的Ti。
2.根据权利要求1所述的钛合金，其特征在于，包括以下质量百分含量的元素组分：Al4～5％、Mn1～2％、Zr10～30％和余量的Ti。
3.根据权利要求1或2所述的钛合金，其特征在于，所述钛合金的组织包括α相和α′马氏体相。
4.权利要求1～3任一项所述钛合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
按照上述技术方案所述钛合金的元素组成，将金属单质混合后，依次进行熔炼和浇铸，得到铸态合金坯；
将所述铸态合金坯进行保温后变形，得到致密化合金坯；
将所述致密化合金坯进行固溶处理，得到所述钛合金。
5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述熔炼为真空电弧熔炼；
所述熔炼的温度为1900～3000℃；次数为6次以上。
6.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述保温的温度为825～875℃，时间为0.5～1h。
7.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述变形为轧制变形；
所述轧制变形的总变形量为60～65％，温度为825～875℃。
8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述轧制变形为多道次轧制；所述多道次轧制的每道次变形量为12～14％；
每道次轧制后，还包括保温3～5min。
9.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述固溶处理的温度为825～875℃，保温时间为3～5min，所述固溶处理中冷却的方式为水淬。
10.权利要求1～3任一项所述的钛合金或权利要求4～9任一项所述制备方法得到的钛合金在航空航天材料中的应用。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202211545909.6A CN115874082A (zh) | 2022-12-05 | 2022-12-05 | 一种钛合金及其制备方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202211545909.6A CN115874082A (zh) | 2022-12-05 | 2022-12-05 | 一种钛合金及其制备方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN115874082A true CN115874082A (zh) | 2023-03-31 |
Family
ID=85765772
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN202211545909.6A Pending CN115874082A (zh) | 2022-12-05 | 2022-12-05 | 一种钛合金及其制备方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN115874082A (zh) |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR1116683A (fr) * | 1953-12-30 | 1956-05-09 | British Non Ferrous Metals Res | Alliages du titane |
| GB757413A (en) * | 1953-12-30 | 1956-09-19 | British Non Ferrous Metals Res | Titanium alloys and their application |
| JP2002249836A (ja) * | 2000-12-20 | 2002-09-06 | Toyota Central Res & Dev Lab Inc | 高弾性変形能を有するチタン合金およびその製造方法 |
| CN108913948A (zh) * | 2018-08-03 | 2018-11-30 | 燕山大学 | 一种高强钛合金及其制备方法 |
| US20190338397A1 (en) * | 2018-05-07 | 2019-11-07 | Ati Properties Llc | High Strength Titanium Alloys |
-
2022
- 2022-12-05 CN CN202211545909.6A patent/CN115874082A/zh active Pending
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR1116683A (fr) * | 1953-12-30 | 1956-05-09 | British Non Ferrous Metals Res | Alliages du titane |
| GB757413A (en) * | 1953-12-30 | 1956-09-19 | British Non Ferrous Metals Res | Titanium alloys and their application |
| JP2002249836A (ja) * | 2000-12-20 | 2002-09-06 | Toyota Central Res & Dev Lab Inc | 高弾性変形能を有するチタン合金およびその製造方法 |
| US20190338397A1 (en) * | 2018-05-07 | 2019-11-07 | Ati Properties Llc | High Strength Titanium Alloys |
| CN108913948A (zh) * | 2018-08-03 | 2018-11-30 | 燕山大学 | 一种高强钛合金及其制备方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH08120373A (ja) | 高クリープ強度チタン合金とその製造方法 | |
| CN108950303B (zh) | 一种强韧钛合金及其制备方法 | |
| CN108977693B (zh) | 一种再结晶高强钛合金及其制备方法 | |
| CN108893632B (zh) | 一种强韧耐蚀钛合金及其制备方法 | |
| WO2023065942A1 (zh) | 一种用于5g基站电源连接器的铜合金材料及其制备方法 | |
| US11851735B2 (en) | High-strength and ductile multicomponent precision resistance alloys and fabrication methods thereof | |
| CN113186425A (zh) | 一种高强锆合金及其制备方法 | |
| CN112226647A (zh) | 一种高强韧耐蚀锆钛钒合金及其制备方法 | |
| JP7144840B2 (ja) | 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 | |
| CN108977692A (zh) | 一种高强钛合金及其制备方法 | |
| CN108913947B (zh) | 一种高强耐腐蚀钛合金及其制备方法 | |
| CN115874082A (zh) | 一种钛合金及其制备方法 | |
| JP2817427B2 (ja) | 強度および延性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の製造法 | |
| CN108913943A (zh) | 一种近α相高强韧钛合金及其制备方法 | |
| CN113403502A (zh) | 一种低弹性模量锆合金及其制备方法 | |
| CN112359246B (zh) | 一种Cu-Ti-P-Ni-Er铜合金材料及其制备方法 | |
| CN113528894A (zh) | 一种等轴高强锆合金及其制备方法 | |
| CN113549788A (zh) | 一种双态高强塑锆合金及其制备方法 | |
| CN108913946B (zh) | 一种耐腐蚀钛合金及其制备方法 | |
| CN108913945A (zh) | 一种高强钛合金及其制备方法 | |
| JP2021031717A (ja) | 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 | |
| CN115874080B (zh) | 一种铜基合金材料及其制备方法和应用 | |
| CN109082561A (zh) | 一种高塑性钛合金及其制备方法 | |
| CN115522101A (zh) | 一种含Fe双相钛基合金及其制备方法 | |
| CN113737105B (zh) | 一种含稀土耐候钢及其制备方法 |
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 |