CN115927909A - 一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法 - Google Patents
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Abstract
一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法，本发明涉及一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法。本发明的目的是为了解决现有铸态钛合金强度低，与韧性不匹配的问题。本发明钛合金成分为Mo、Al、Zr、Nb、Cr、β稳定元素、余量为Ti；熔炼后在α+β/β相变点以下10～200℃进行0.5～2h固溶处理，再α+β/β相变点以下240～450℃进行2～24h时效处理，空冷至室温，即完成。本发明通过对β稳定元素含量的调控，和固溶时效热处理，合金显微组织中出现生长纳米孪晶，并且调整了αs和αp的相比例，达到了协调合金强韧匹配的目的。本发明应用于高强韧钛合金的制备领域。
Description
技术领域
本发明涉及一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法。
背景技术
航天飞行器在航天领域的极端条件下工作，如高真空、超高温、超低温、高应力和强腐蚀。钛及其合金具有优异的综合性能，使其成为不可或缺的“飞行金属”。随着科学技术的发展，新一代飞机正朝着大规模、高速、多功能变化和能效的方向发展。这对钛合金的综合性能提出了更高的要求，逐渐从单一追求高强度或高疲劳性能发展到高强度、高韧性、高模量、低裂纹扩展率、良好的疲劳强度、抗损伤性等综合高性能。需要开发同时兼具高强度(抗拉强度高于1100MPa)和高韧性(断裂韧性高于60MPa·m1/2)的钛合金。
然而，现有的高强度β钛合金往往存在强度、塑性和韧性匹配度低的明显问题，这是制约超高强韧钛合金快速发展的瓶颈。例如，在一定条件下，Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金的抗拉强度为1700MPa，但该强度水平下的强度-塑性匹配非常差，因此无法用于实际应用。对于结构材料，其强度和韧性是核心机械性能。然而，传统的金属强化和增韧方法，如固溶强化、变形强化和细晶粒强化，难以突破钛合金强度和塑性的倒转规律。突破强韧性之间的“倒”关系，是结构钛合金发展的永恒追求。
不同的元素及其含量对钛合金中α相及β相的含量、尺寸、形貌等都有很大的影响。目前的超高强韧钛合金而言，通过添加V元素或是通过调控热变形工艺参数制备高强度的β钛合金，但体系中含有V元素，具有较高的成本。合金经熔炼-开坯锻造-高温锻造-固溶时效处理，流程较多，工艺复杂，成本较高，且不适用于钛合金复杂结构件。因此，研究一种铸态下高强韧钛合金已经成为钛合金发展的主要趋势，这为今后的航空航天领域厚大板材、棒材、丝材提供了组织性能更加优异的合金铸锭，进一步促进了高强韧钛合金在航空航天等领域的实际应用有重要的意义。
发明内容
本发明的目的是为了解决现有铸态钛合金强度低，与韧性不匹配的问题，提出一种利用β稳定元素调控组织从而提高β钛合金强韧性的方法。
本发明一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法按以下步骤进行：一、配料：钛合金的成分按质量分数为：5～12％Mo、2～8％Al、2～8％Zr、1～6％Nb、1～5％Cr、0.1～3.5％β稳定元素、余量为Ti，按上述成分称取原材料；其中β稳定元素为Fe或Ta；
二、熔炼：将原材料放入坩埚内，然后抽真空，充入氩气进行保护熔炼，冷却后，得到钛合金铸锭；
三、热处理：将钛合金铸锭在α+β/β相变点以下10～200℃进行0.5～2h固溶处理，空冷至室温，在α+β/β相变点以下240～450℃进行2～24h时效处理，空冷至室温，即完成。
本发明通过利用β稳定元素，降低β转变温度，扩大β相区，改变α相(αp和αs)与β相的比例，从而调控显微组织。本发明采取了成本较低的Fe元素，在合金凝固过程中，由于β稳定元素Fe的加入，在铸态组织中形成了生长纳米孪晶(生长纳米孪晶一般在铸造和热处理后的组织中出现，生长纳米孪晶的形成会提高合金的力学性能)。且本发明在相变点以下进行固溶处理，能够保留可以产生时效强化的亚稳定相，生成αp相(对合金韧性有利)，为合金获得较高的韧性打下了基础。时效处理的目的是为了获得高密度的αs相(对合金强度有利)，从而使合金获得较高的强度。并在热处理过程中由于β稳定元素Fe的加入也会改变αp、αs和β相(固溶时效时析出αp和αs相)的比例。
采用β同晶型元素Ta，在提高合金强韧性的同时，还能够提高合金的使用温度(Ta的熔点较高)。Ta元素的加入提高了β相的稳定性，在相变点以下进行固溶处理，改变了合金中α相(αp和αs)与β相的比例，因各相比例不同，αp(对合金韧性有利)、αs(对合金强度有利)，从而对合金的强韧性成功进行了调控。此外，Ta元素的加入也改变了合金的层错能，从而出现生长孪晶(孪晶的出现与层错能息息相关，且生长孪晶在钛合金中并不常见，钛合金中出现的孪晶一般为变形孪晶，孪晶的出现能够改善合金的力学性能)。
本发明的β钛合金采用Al和Zr元素对α相进行强化。Al是Ti中最主要的α稳定元素，可与Ti形成置换式固溶体，提高Ti的强度和耐热性，少量的Al不仅可进一步强化α相，还可以抑制淬火和时效过程中的ω相的形成；Zr的加入不仅能够强化合金的基体，且不会引起固溶体的有序化。与单独添加Al元素相比，Al和Zr同时加入会具有更高的耦合强化作用。Mo、Nb和Ta属于β同晶型元素，其晶格类型与β-Ti相同，在β相中具有较大的固溶度或无限固溶，能稳定β相，降低相变点，能固溶强化β相。Cr、Fe为β共析型元素，与Mo、Nb元素结合，具有优异的β相稳定效应和固溶强化作用，能够保留较高的强化效果。Mo、Nb和Ta属于β同晶型元素，其晶格类型与β-Ti相同，在β相中具有较大的固溶度或无限固溶，能稳定β相，降低相变点，能固溶强化β相。Cr为β共析元素，与Mo、Nb元素结合，能够保留较高的强化效果。
综上所述，通过β稳定元素的添加和固溶时效热处理的调节，本发明所获得的铸态钛合金与传统高强韧钛合金相比性能处于较高水平，并且本发明仅在铸态下经过固溶时效处理，不经过任何变形，制备方法简单，适用于工业化生产，并可为后续的热加工变形棒丝材或者厚板材的制备提供优质的合金铸锭。
本发明具备以下有益效果：
1、用成本低的Fe和Cr替代V元素，不仅降低了合金本身的成本，又能够降低因合金在凝固过程中在同一温度下固液成分不一致(液相总是含有比固相更多的β稳定元素)，而导致的铸锭中心和头部的β稳定元素的偏析，即β斑出现的倾向；
2、通过对β稳定元素含量的调控，和固溶时效热处理，合金显微组织中出现生长纳米孪晶，并且调整了αs和αp的相比例，达到了协调合金强韧匹配的目的，所述铸态钛合金热处理后的抗拉强度为1200～1300MPa，断裂韧性为70～80MPa·m1/2；
3、本发明设计的高强韧β钛合金未经过任何的变形，仅铸造+固溶时效工艺就能在铸态下得到强度较高，韧性较好的性能，其力学性能甚至超过一些变形态合金，工艺简单，为后续的热变形工艺提供优质的铸锭。
附图说明
图1本发明所用到的装置示意图；
图2本发明所用到的热处理工艺；
图3为实施例一至四和对照实施例一制备的钛合金的XRD图；
图4为α相与β相的体积分数与Fe含量之间的关系图；其中a为α相的体积分数，b为β相的体积分数；
图5为实施例一至四和对照实施例一制备的钛合金的显微组织图；其中a为Ti-7Mo-4Al-4Zr-3Nb-2Cr-0Fe的显微组织；b为Ti-7Mo-4Al-4Zr-3Nb-2Cr-0.5Fe的显微组织；c为Ti-7Mo-4Al-4Zr-3Nb-2Cr-1Fe的显微组织；d为Ti-7Mo-4Al-4Zr-3Nb-2Cr-1.5Fe的显微组织；e为Ti-7Mo-4Al-4Zr-3Nb-2Cr-2Fe的显微组织；
图6为实施例二制备的Ti-7Mo-4Al-4Zr-3Nb-2Cr-1Fe合金的显微组织中生长纳米孪晶图；
图7为实施例二制备的Ti-7Mo-4Al-4Zr-3Nb-2Cr-1Fe合金与其他钛合金的强度与韧性对比图；
图8为实施例五至八和对照实施例二制备的钛合金的XRD图；
图9为α相与β相的体积分数与Ta含量之间的关系图；其中a为α相的体积分数，b为β相的体积分数；
图10为实施例五至八和对照实施例二制备的钛合金的显微组织图；其中a为Ti-7Mo-4Al-3Nb-2Cr-2Zr-0Ta的显微组织；b为Ti-7Mo-4Al-3Nb-2Cr-2Zr-0.5Ta的显微组织；c为Ti-7Mo-4Al-3Nb-2Cr-2Zr-1Ta的显微组织；d为Ti-7Mo-4Al-3Nb-2Cr-2Zr-1.5Ta的显微组织；e为Ti-7Mo-4Al-3Nb-2Cr-2Zr-2Ta的显微组织；
图11为实施例五制备的Ti-7Mo-4Al-3Nb-2Cr-2Zr-0.5Ta合金的显微组织中生长纳米孪晶图；
图12为实施例五制备的Ti-7Mo-4Al-3Nb-2Cr-2Zr-0.5Ta合金与其他钛合金的强度与韧性对比图。
具体实施方式
本发明技术方案不局限于以下所列举的具体实施方式，还包括各具体实施方式之间的任意组合。
具体实施方式一：本实施方式一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法按以下步骤进行：一、配料：钛合金的成分按质量分数为：5～12％Mo、2～8％Al、2～8％Zr、1～6％Nb、1～5％Cr、0.1～3.5％β稳定元素、余量为Ti，按上述成分称取原材料；其中β稳定元素为Fe或Ta；
二、熔炼：将原材料放入坩埚内，然后抽真空，充入氩气进行保护熔炼，冷却后，得到钛合金铸锭；
三、热处理：将钛合金铸锭在α+β/β相变点以下10～200℃进行0.5～2h固溶处理，空冷至室温，在α+β/β相变点以下240～450℃进行2～24h时效处理，空冷至室温，即完成。
本实施方式的固溶温度低于α+β/β相变点10～200℃，时效处理的温度低于α+β/β相变点240～450℃。
具体实施方式二：本实施方式与具体实施方式一不同的是：钛合金成分为：7％Mo、4％Al、4％Zr、3％Nb、2％Cr、0.5％Fe、余量为Ti。他与具体实施方式一相同。
具体实施方式三：本实施方式与具体实施方式一或二不同的是：钛合金成分为：7％Mo、4％Al、4％Zr、3％Nb、2％Cr、1％Fe、余量为Ti。其他与具体实施方式一或二相同。
具体实施方式四：本实施方式与具体实施方式一至三之一不同的是：钛合金成分为：7％Mo、4％Al、4％Zr、3％Nb、2％Cr、1.5％Fe、余量为Ti。其他与具体实施方式一至三之一相同。
具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式一至四之一不同的是：钛合金成分为：7％Mo、4％Al、4％Zr、3％Nb、2％Cr、2％Fe、余量为Ti。其他与具体实施方式一至四之一相同。
具体实施方式六：本实施方式与具体实施方式一至五之一不同的是：钛合金的成分按质量分数为：7％Mo、4％Al、2％Zr、3％Nb、2％Cr、0.5％Ta、余量为Ti。其他与具体实施方式一至五之一相同。
具体实施方式七：本实施方式与具体实施方式一至六之一不同的是：钛合金的成分按质量分数为：7％Mo、4％Al、2％Zr、3％Nb、2％Cr、1％Ta、余量为Ti。其他与具体实施方式一至六之一相同。
具体实施方式八：本实施方式与具体实施方式一至七之一不同的是：钛合金的成分按质量分数为：7％Mo、4％Al、2％Zr、3％Nb、2％Cr、1.5％Ta、余量为Ti。其他与具体实施方式一至七之一相同。
具体实施方式九：本实施方式与具体实施方式一至八之一不同的是：钛合金的成分按质量分数为：7％Mo、4％Al、2％Zr、3％Nb、2％Cr、2％Ta、余量为Ti。其他与具体实施方式一至八之一相同。
具体实施方式十：本实施方式与具体实施方式一至九之一不同的是：步骤二中抽真空使熔炼炉内真空度为3×10-3Pa。其他与具体实施方式一至九之一相同。
具体实施方式十一：本实施方式与具体实施方式一至十之一不同的是：步骤二中充入氩气至-0.05MPa。其他与具体实施方式一至十之一相同。
具体实施方式十二：本实施方式与具体实施方式一至十一之一不同的是：步骤二中反复熔炼3～8次，每次熔炼后保持熔融状态10s～50s，冷却至室温后，将钛合金铸锭翻转，再进行下一次熔炼。其他与具体实施方式一至十一之一相同。
具体实施方式十三：本实施方式与具体实施方式一至十二之一不同的是：最后一次熔炼结束，合金凝固过程中，电流的下降速度为5A/s。其他与具体实施方式一至十二之一相同。
具体实施方式十四：本实施方式与具体实施方式一至十三之一不同的是：步骤三中钛合金铸锭放在炉温为780℃的热处理炉中，进行1h固溶处理，空冷至室温，再在550℃进行8h时效处理。其他与具体实施方式一至十三之一相同。
采用以下实施例验证本发明的有益效果：
实施例一、本实施例一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法按以下步骤进行：一、配料：钛合金成分为：7wt.％Mo、4wt.％Al、4wt.％Zr、3wt.％Nb、2wt.％Cr、0.5wt.％Fe、余量为Ti和不可避免的杂质；按上述成分质量分数称取原材料；
二、熔炼：将原材料放入非自耗真空电弧熔炼炉的坩埚内，然后抽真空至3×10- 3Pa，充入氩气至-0.05MPa，冷却后，得到钛合金铸锭；
三、热处理：测定钛合金铸锭的α+β/β相变点为839℃，然后将钛合金铸锭放在炉温为780℃的热处理炉中，进行1h固溶处理，空冷至室温，再在550℃进行8h时效处理，空冷至室温，即完成。
实施例二、本实施例一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法按以下步骤进行：一、配料：钛合金成分为：7wt.％Mo、4wt.％Al、4wt.％Zr、3wt.％Nb、2wt.％Cr、1wt.％Fe、余量为Ti和不可避免的杂质；按上述成分质量分数称取原材料；
二、熔炼：将原材料放入非自耗真空电弧熔炼炉的坩埚内，然后抽真空至3×10- 3Pa，充入氩气至-0.05MPa，进行保护熔炼，冷却后，得到钛合金铸锭；
三、热处理：测定钛合金铸锭的α+β/β相变点为827℃，然后将钛合金铸锭放在炉温为780℃的热处理炉中，进行1h固溶处理，空冷至室温，再在550℃进行8h时效处理，空冷至室温，即完成。
实施例三、本实施例一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法按以下步骤进行：一、配料：钛合金成分为：7wt.％Mo、4wt.％Al、4wt.％Zr、3wt.％Nb、2wt.％Cr、1.5wt.％Fe、余量为Ti和不可避免的杂质；按上述成分质量分数称取原材料；
二、熔炼：将原材料放入非自耗真空电弧熔炼炉的坩埚内，然后抽真空至3×10- 3Pa，充入氩气至-0.05MPa，冷却后，得到钛合金铸锭；
三、热处理：测定钛合金铸锭的α+β/β相变点为811℃，然后将钛合金铸锭放在炉温为780℃的热处理炉中，进行1h固溶处理，空冷至室温，再在550℃进行8h时效处理，空冷至室温，即完成。
实施例四、本实施例一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法按以下步骤进行：一、配料：钛合金成分为：7wt.％Mo、4wt.％Al、4wt.％Zr、3wt.％Nb、2wt.％Cr、2wt.％Fe、余量为Ti和不可避免的杂质；按上述成分质量分数称取原材料；
二、熔炼：将原材料放入非自耗真空电弧熔炼炉的坩埚内，然后抽真空至3×10- 3Pa，充入氩气至-0.05MPa，冷却后，得到钛合金铸锭；
三、热处理：测定钛合金铸锭的α+β/β相变点为797℃，然后将钛合金铸锭放在炉温为780℃的热处理炉中，进行1h固溶处理，空冷至室温，再在550℃进行8h时效处理，空冷至室温，即完成。
对照实施例一、本实施例一种钛合金的方法按以下步骤进行：一、配料：钛合金成分为：7wt.％Mo、4wt.％Al、4wt.％Zr、3wt.％Nb、2wt.％Cr、余量为Ti和不可避免的杂质；按上述成分质量分数称取原材料；
二、熔炼：将原材料放入非自耗真空电弧熔炼炉的坩埚内，然后抽真空至3×10- 3Pa，充入氩气至-0.05MPa，冷却后，得到钛合金铸锭；
三、热处理：测定钛合金铸锭的α+β/β相变点为853℃，然后将钛合金铸锭放在炉温为780℃的热处理炉中，进行1h固溶处理，空冷至室温，再在550℃进行8h时效处理，空冷至室温，即完成。
上述实施例制备的钛合金的XRD图3所示，其中◆为α相、●为β相；从图3可知，合金中仅存在α和β两相，无其他新相出现，说明Fe元素完全固溶在了基体中。由图3(b)的局部放大图可知，峰值向右偏移，即向大角度方向偏移，说明具有小的原子半径的铁元素固溶进基体中，导致了晶格畸变。由XRD图谱得到的α相与β相的体积分数与Fe含量之间的关系图如图4所示，图4中α和β相体积分数的变化说明Fe元素的加入起到稳定β相的作用，从而使得β相含量增多。
图5为上述实施例制备的钛合金的透射显微组织，由图5可知，加入Fe后，β相的热力学稳定性增加，相变阻力增加，从β相到α相的转变时间缩短，从而限制了α相的生长。
图6为实施例二制备的Ti-7Mo-4Al-4Zr-3Nb-2Cr-1Fe合金的显微组织中生长纳米孪晶图；图中观察到宽度大约为20nm的生长纳米孪晶出现，对合金的高强度及韧性起到了有益作用。合金元素的加入一般会降低合金的层错能，Fe加入还会使得原子堆垛更易发生，从而促使孪晶的生成。
图7为Ti-7Mo-4Al-4Zr-3Nb-2Cr-1Fe合金780℃/1h固溶，550℃/8h时效与其他一些典型钛合金的强度与韧性对比，其中1为Ti5321、2为TC4、3为Ti5321、4为TC21、5为Ti55511、6为Ti55531、7为Ti17、8为Ti-5Al-4Zr-8Mo-7V、9为Ti13008、10为Ti-8V-1.5Mo-2Fe-3Al、11为铸态Ti-7Mo-4Al-4Zr-3Nb-2Cr-1Fe合金，其中2，4为铸态，其余为变形态合金；实施例制备的超高强韧钛合金具有较高的强韧性匹配，且在现有钛合金范围内处在一个较高的水平，甚至超过一些变形态合金，可为后续钛合金厚板材、棒丝材提供高性能的钛合金铸锭。
表1不同Fe含量强度及韧性
由表1可知，合金的抗拉强度和韧性值均随Fe含量的增多呈现出先增大后降低的趋势，合金在Fe含量为1.0wt.％和1.5wt.％时达到了超高强韧钛合金的要求，且在Fe含量为0.5～1.0wt.％范围内实现了强度和韧性同时提高效果。
实施例五、本实施例一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法按以下步骤进行：一、配料：钛合金成分为：7wt.％Mo、4wt.％Al、2wt.％Zr、3wt.％Nb、2wt.％Cr、0.5wt.％Ta、余量为Ti和不可避免的杂质；按上述成分质量分数称取原材料；
二、熔炼：将原材料放入非自耗真空电弧熔炼炉的坩埚内，然后抽真空至3×10- 3Pa，充入氩气至-0.05MPa，进行保护熔炼，冷却后，得到钛合金铸锭；
三、热处理：测定钛合金铸锭的α+β/β相变点为840℃，然后将钛合金铸锭放在炉温为780℃的热处理炉中，进行1h固溶处理，空冷至室温，再在550℃进行8h时效处理，空冷至室温，即完成。
实施例六、本实施例一种利用β稳定元素调控铸态超高强韧钛合金的方法按以下步骤进行：一、配料：钛合金成分为：7wt.％Mo、4wt.％Al、2wt.％Zr、3wt.％Nb、2wt.％Cr、1wt.％Ta、余量为Ti和不可避免的杂质；按上述成分质量分数称取原材料；
二、熔炼：将原材料放入非自耗真空电弧熔炼炉的坩埚内，然后抽真空至3×10- 3Pa，充入氩气至-0.05MPa，冷却后，得到钛合金铸锭；
三、热处理：测定钛合金铸锭的α+β/β相变点为831℃，然后将钛合金铸锭放在炉温为780℃的热处理炉中，进行1h固溶处理，空冷至室温，再在550℃进行8h时效处理，空冷至室温，即完成。
实施例七、本实施例一种利用β稳定元素调控铸态超高强韧钛合金的方法按以下步骤进行：一、配料：钛合金成分为：7wt.％Mo、4wt.％Al、2wt.％Zr、3wt.％Nb、2wt.％Cr、1.5wt.％Ta、余量为Ti和不可避免的杂质；按上述成分质量分数称取原材料；
二、熔炼：将原材料放入非自耗真空电弧熔炼炉的坩埚内，然后抽真空至3×10- 3Pa，充入氩气至-0.05MPa，进行保护熔炼，冷却后，得到钛合金铸锭；
三、热处理：测定钛合金铸锭的α+β/β相变点为827℃，然后将钛合金铸锭放在炉温为780℃的热处理炉中，进行1h固溶处理，空冷至室温，再在550℃进行8h时效处理，空冷至室温，即完成。
实施例八、本实施例一种利用β稳定元素调控铸态超高强韧钛合金的方法按以下步骤进行：一、配料：钛合金成分为：7wt.％Mo、4wt.％Al、2wt.％Zr、3wt.％Nb、2wt.％Cr、2wt.％Ta、余量为Ti和不可避免的杂质；按上述成分质量分数称取原材料；
二、熔炼：将原材料放入非自耗真空电弧熔炼炉的坩埚内，然后抽真空至3×10- 3Pa，充入氩气至-0.05MPa，进行保护熔炼，冷却后，得到钛合金铸锭；
三、热处理：测定钛合金铸锭的α+β/β相变点为821℃，然后将钛合金铸锭放在炉温为780℃的热处理炉中，进行1h固溶处理，空冷至室温，再在550℃进行8h时效处理，空冷至室温，即完成。
对照实施例二、本实施例一种钛合金的方法按以下步骤进行：一、配料：钛合金成分为：7wt.％Mo、4wt.％Al、2wt.％Zr、3wt.％Nb、2wt.％Cr、余量为Ti和不可避免的杂质；按上述成分称取原材料；
二、熔炼：将原材料放入非自耗真空电弧熔炼炉的坩埚内，然后抽真空至3×10- 3Pa，充入氩气至-0.05MPa，进行保护熔炼，冷却后，得到钛合金铸锭；
三、热处理：测定钛合金铸锭的α+β/β相变点为848℃，然后将钛合金铸锭放在炉温为780℃的热处理炉中，进行1h固溶处理，空冷至室温，再在550℃进行8h时效处理，空冷至室温，即完成。
上述实施例采用的非自耗真空电弧熔炼炉示意图如图1所示，其中(1)为非自耗真空电弧熔炼炉、(2)为铜坩埚盘、(3)为坩埚、(4)为原材料、(5)为纯钛块；非自耗真空电弧熔炼炉(1)内设有铜坩埚盘(2)，铜坩埚盘(2)上设有多个坩埚(3)，其中多个坩埚(3)内分别放置实施例的原材料(4)和纯钛块(5)(放置纯钛块(5)目的是为了消除熔炼气氛环境对合金原材料(4)熔铸过程中的组织影响；纯钛块(5)在每次熔炼之前进行熔化保温，目的是降低电弧炉(1)内氧气的含量)。图2为上述钛合金铸锭热处理工艺过程图。
实施例五-八和对比实施例二制备的钛合金的XRD图8所示，其中◆为α相、●为β相；从图8可知，合金中仅存在α和β两相，无其他新相出现，说明Ta元素完全固溶在了基体中。由图8(b)的局部放大图可知，α相和β相的峰值均向左偏移，即向小角度方向偏移，说明Ta元素固溶进基体中。由XRD图谱得到的α相与β相的体积分数与Ta含量之间的关系图如图9所示，图9中α和β相体积分数的变化说明Ta元素的加入能够起到稳定β相的作用，β相的相对含量提高。
图10为实施例五-八和对比实施例二制备的钛合金的透射显微组织，由图10可知，加入Ta后，αp相和αs相均得到了细化且在Ta含量为0.5wt.％时，生长孪晶出现。
图11为实施例五制备的Ti-7Mo-4Al-3Nb-2Cr-2Zr-0.5Ta合金的显微组织中生长纳米孪晶图；其中a为Ti-7Mo-4Al-3Nb-2Cr-2Zr-0.5Ta合金的生长孪晶，b为生长孪晶对应的高分辨图像；图中观察到宽度大约为20nm的生长纳米孪晶出现，对合金的高强度及韧性起到了有益作用。合金元素的加入一般会降低合金的层错能，Ta加入还会使得原子堆垛更易发生，从而促使孪晶的生成。
图12为Ti-7Mo-4Al-3Nb-2Cr-2Zr-0.5Ta合金经780℃/1h固溶，550℃/8h时效与其他一些钛合金的强度与韧性对比，其中1为Ti-8V-1.5Mo-2Fe-3Al、2为Ti1023、3为Ti1300、4为Ti-5Al-4Zr-8Mo-7V、5为Ti5321、6为Ti55511、7为Ti5553、8为Ti6246、9为Ti17、10为Ti55531、11为TC18、12为Ti-6Al-4V、13为Ti-7Mo-4Al-3Nb-2Cr-2Zr-0.5Ta，其中10、11和12为铸态，其余为变形态合金；实施例制备的超高强韧钛合金具有较高的强韧性匹配，且在现有钛合金范围内处在一个较高的水平，甚至超过一些变形态合金，可为后续钛合金厚板材、棒丝材提供高性能的钛合金铸锭。
表2不同Ta含量强度及韧性
由表2可知，β稳定元素Ta的加入也能够提高合金的强韧性，添加0.5wt.％后，合金的强韧性达到了同时提高。
Claims (10)
1.一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法，其特征在于，该方法按以下步骤进行：一、配料：钛合金的成分按质量分数为：5～12％Mo、2～8％Al、2～8％Zr、1～6％Nb、1～5％Cr、0.1～3.5％β稳定元素、余量为Ti，按上述成分称取原材料；其中β稳定元素为Fe或Ta；
二、熔炼：将原材料放入坩埚内，然后抽真空，充入氩气进行保护熔炼，冷却后，得到钛合金铸锭；
三、热处理：将钛合金铸锭在α+β/β相变点以下10～200℃进行0.5～2h固溶处理，空冷至室温，在α+β/β相变点以下240～450℃进行2～24h时效处理，空冷至室温，即完成。
2.根据权利要求1所述的一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法，其特征在于，钛合金的成分按质量分数为：7％Mo、4％Al、4％Zr、3％Nb、2％Cr、0.5％Fe、余量为Ti。
3.根据权利要求1所述的一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法，其特征在于，钛合金的成分按质量分数为：7％Mo、4％Al、4％Zr、3％Nb、2％Cr、1％Fe、余量为Ti。
4.根据权利要求1所述的一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法，其特征在于，钛合金的成分按质量分数为：7％Mo、4％Al、4％Zr、3％Nb、2％Cr、1.5％Fe、余量为Ti。
5.根据权利要求1所述的一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法，其特征在于，钛合金的成分按质量分数为：7％Mo、4％Al、4％Zr、3％Nb、2％Cr、2％Fe、余量为Ti。
6.根据权利要求1所述的一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法，其特征在于，钛合金的成分按质量分数为：7％Mo、4％Al、2％Zr、3％Nb、2％Cr、0.5％Ta、余量为Ti。
7.根据权利要求1所述的一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法，其特征在于，钛合金的成分按质量分数为：7％Mo、4％Al、2％Zr、3％Nb、2％Cr、1％Ta、余量为Ti。
8.根据权利要求1所述的一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法，其特征在于，钛合金的成分按质量分数为：7％Mo、4％Al、2％Zr、3％Nb、2％Cr、1.5％Ta、余量为Ti。
9.根据权利要求1所述的一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法，其特征在于，钛合金的成分按质量分数为：7％Mo、4％Al、2％Zr、3％Nb、2％Cr、2％Ta、余量为Ti。
10.根据权利要求1所述的一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法，其特征在于，步骤三中钛合金铸锭放在炉温为780℃的热处理炉中，进行1h固溶处理，空冷至室温，再在550℃进行8h时效处理。
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