CN116555626A - 具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种具备高强度、高冲击韧性匹配的α‑β双相钛合金，其成分质量百分比如下：Al：4.3％‑5.3％、V：6.8‑8.0％、Si：0.3‑0.7％、Mo：0.3％‑0.5％、Zr：0.2‑0.5％，余量为Ti和不可避免杂质，且Al、V、Mo、Zr元素配比须满足：同时提供了该双相钛合金制备方法：根据成分配比真空电弧熔炼铸锭。将铸锭放入880‑950℃箱式炉保温1h，而后进行三道次热轧，道次间回炉保温5‑10min，累计变形量70％‑80％。将轧板水淬；放入箱式炉820‑900℃退火1h，空冷；而后500℃至550℃时效6‑8h，炉冷。本发明钛合金抗拉强度大于1200MPa，屈服强度大于1050MPa，断后延伸率大于10％，冲击韧性大于30J/cm²，强‑塑‑韧匹配优异，可满足军工产品需求。

Description

具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金及其制备方法

技术领域

本发明属于钛合金成分设计与组织调控技术领域，具体涉及一种具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金及其制备方法。

背景技术

钛及钛合金具有比强度高、弹性模量低、密度低、耐腐蚀性好、热膨胀系数低等一系列优势，被誉为“21世纪的金属”，被广泛应用于航空航天、船舶、兵器、化工等国民经济重要领域。随着当今世界新军事变革不断演进，以无人机、无人车辆、无人舰艇等为代表的智能作战单元开始扮演越来越重要的角色。传统的合金钢耐蚀性差、密度高，无法适应新形势下我国兵器工业对智能作战单元高机动性、可运输性以及极端环境服役可靠性的要求，若能以钛合金替代传统的合金钢结构件，有望为智能作战单元的作战效能带来质的飞跃。

兵器领域的特殊应用背景需要结构材料同时具备高强度、高冲击韧性以满足极端条件下的服役需求。强度与塑/韧性往往处于天平的两侧，难以兼得。我国常用高冲击韧性钛合金为Mo当量较低的近α合金，如Ti31(抗拉强度>580MPa，冲击韧性>50J/cm²)，Ti80(抗拉强度>800MPa，冲击韧性>50/cm²)等，其合金化程度低、热处理强化效果差，抗拉强度一般不超过900MPa，无法满足兵器工业强度性能指标。而高强α-β型钛合金如TC21合金，其抗拉强度可达1100MPa以上，断后延伸率可达10％以上，但其冲击韧性不高于20J/cm²。专利[CN109910030B]提出了一种基于TA15废料制备高强高韧钛合金制备方法，实现抗拉强度大于1000MPa，冲击韧性大于30J/cm²的强韧匹配，但受限于TA15基体的合金化程度，其力学性能很难再进一步提升。若能基于多成分、多组元耦合强化机理，开发一种新型α+β双相钛合金，实现强度、塑性与冲击韧性优异匹配，则有望推动钛合金在新型兵器领域的应用，为争占未来战争技术高地赢得主动权。

发明内容

本发明针对现有常用钛合金在强度-冲击韧性匹配上的不足，基于多成分、多组元耦合强化原理，设计了一种具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金，所述钛合金成分配比质量百分比如下：Al：4.3％-5.3％、V：6.8-8.0％、Si：0.3-0.7％、Mo：0.3％-0.5％、Zr：0.2-0.5％，余量为Ti和不可避免的杂质，且Al、V、Mo、Zr元素配比须满足：

其中，W_Al，W_Zr，W_V，W_Mo分别指代Al、Zr、V、Mo元素的质量百分比。

作为本发明的进一步说明，所述钛合金的抗拉强度大于1200MPa，屈服强度大于1050MPa，断后延伸率大于10％，冲击韧性大于30J/cm²。

此外，本发明还提供了一种上述具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金的制备方法，包括如下步骤：

步骤(1)根据权利要求1或2所述的钛合金成分配比，按质量百分比配置原料，熔炼获得铸锭坯体；

步骤(2)将所述铸锭坯体进行多道次热轧后得到钛合金轧板；

步骤(3)将所述钛合金轧板淬火后进行固溶和低温时效处理，得到高强度、高冲击韧性α-β双相钛合金。

作为本发明的进一步说明，步骤(1)中采用海绵钛、海绵锆、高纯铝豆、高纯钒片、高纯硅颗粒按成分配比设计配料，并采用真空电弧熔炼获得铸锭坯体。

作为本发明的进一步说明，步骤(2)中所述多道次热轧具体包括：

将所述铸锭坯体放入880-950℃箱式炉保温1h，而后在两辊可逆式轧机上对坯体进行三道次热轧，道次间回炉保温5-10min，累计变形量70％-80％。

作为本发明的进一步说明，步骤(3)中所述固溶处理具体包括：

将所述钛合金轧板淬火后，放入箱式炉退火45min-1.5h，温度为820-900℃，空冷。

作为本发明的进一步说明，步骤(3)中所述低温时效处理具体包括：

将所述固溶处理后的钛合金轧板，放入箱式炉，500℃至550℃时效6-8h，炉冷。

本发明的成分设计原理与创新点如下：

①基于多组元耦合强化改善α/β相变形协调：目前，结构钛合金大多采用α+β两相组织，然而钛合金的α相为硬质相，β相为软质相，两相滑移系数量差距大，本征模量差距大，在拉伸、高速冲击过程中，裂纹往往萌生于变形协调不足的α/β相界，从而降低力学性能。本发明基于Muffin-Tin轨道方法预测与大量实验验证，总结出以4.3％-5.3％Al为主要α稳定元素，Al的加入量例如可以为4.3％、4.91％、5.25％、5.3％；6.8-8.0％V为主要β稳定元素，V的加入量例如可以为6.8％、7.69％、7.55％、8.0％；加入少量中性元素Zr与β稳定元素Mo的最佳成分配比，同时Al、V、Mo、Zr须满足：

一方面，4.3％-5.3％的Al元素保证α相的充分固溶强化，提升材料强度；另一方面，6.8-8.0％V以及少量Zr、Mo的加入可有效保留大量亚稳β相，提升时效强化效果；同时，本申请团队通过大量实验总结出以上经验公式，将α稳定元素与β稳定元素控制在合适范围内，尽可能缩小α相与β相之间的弹性模量、剪切模量等本征特性差值，改善不同组织之间的变形协调能力，迟滞裂纹萌生，从而在不降低钛合金强度的同时提升其韧性。

②利用微量Mo、Zr元素改性提升钛合金组织稳定性。Mo是钛合金最重要的元素之一，可提升强度，细化晶粒。本发明的一种高强度、高冲击韧性α-β双相钛合金通过加入0.3％～0.5％左右的Mo元素，Mo的加入量例如可以为0.3％、0.48％、0.49％、0.5％；在细化晶粒的同时，抑制脆性金属间化合物析出，减少不可避免杂质元素对性能的影响。Zr元素属于中性元素，在α和β相中均能无限固溶，可改善β组织的热稳定性。本发明的一种高强度、高冲击韧性α-β双相钛合金通过加入0.2％～0.5％左右的Zr元素，Zr的加入量例如可以为0.2％、0.41％、0.47％、0.5％；在不大幅改变Mo当量的前提下，抑制热加工阶段β晶粒的异常长大，提升钛合金的加工稳定性与力学性能。

③通过弥散共格硅化物析出进一步提升强度。Si是共析型β稳定元素，固溶时效后在钛合金的α/β相界与α相内部析出硅化物。硅化物可钉扎位错，提升材料强度，但若尺寸过大，会降低材料塑性。微量Zr元素即可降硅化物形核能，令硅化物在α/β相界以更小的尺寸共格弥散析出，钉扎位错。本发明的提供的一种高强度、高冲击韧性α-β双相钛合金通过加入0.3％～0.7％左右的Si元素，Si元素的加入量例如可以为0.3％、0.44％、0.55％、0.7％；结合820-900℃固溶与低温时效处理，其中固溶处理温度例如可以设置为820℃、850℃、900℃，低温时效处理的温度例如可以为500℃、520℃、550℃；在合金α/β相界与α相内部析出均匀弥散的纳米尺度硅化物，进一步提升强塑匹配性能。

本发明与现有技术相比具有以下优点：

本发明基于经验公式，控制α稳定元素与β稳定元素比例，调控α相与β相本征模量差值以改善塑韧性；同时通过微量Mo、Zr、Si元素耦合强化，改善组织稳定性并进一步提升强度。测试结果表明，本钛合金抗拉强度大于1200MPa，屈服强度大于1050MPa，断后延伸率大于10％，冲击韧性大于30J/cm²，强度、塑性、冲击韧性匹配优异，在兵器工业具备广阔应用前景。

附图说明

图1为本发明实施例1所得的钛合金组织SEM图。

图2为本发明实施例1所得的钛合金组织硅化物高倍放大图。

图3为本发明实施例1钛合金拉伸断口图：a:整体形貌b：韧窝形貌。

图4为本发明实施例1钛合金冲击断口图：a:整体形貌b：韧窝形貌。

图5为本发明实施例2所得的钛合金组织SEM图。

图6为本发明对比例1所得的钛合金组织SEM图。

图7为本发明对比例2所得的钛合金组织SEM图。

具体实施方式

下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

实施例1

本实施例中的一种具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金，由以下质量百分数的成分组成：Al：4.91％、V：7.69％、Si：0.55％、Mo：0.49％、Zr：0.41％，余量为Ti和不可避免杂质。

本实施例中的一种具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金，其制备过程为：采用海绵钛、海绵锆、高纯钼片、高纯铝豆、高纯钒片、高纯硅颗粒按成分配比设计配料，采用真空电弧熔炉进行熔炼，得到铸锭坯体。将铸锭坯体放入900℃箱式炉保温1h，而后在两辊可逆式轧机上对坯体进行三道次热轧，道次间回炉保温5-10min，累计变形量70％，得到长100mm，宽80mm，高5mm的轧板。将轧后轧板水淬；放入箱式炉退火1h，温度为850℃，空冷；而后放入箱式炉，550℃保温6h，炉冷。在轧板上切割力学性能试样，其中拉伸试样为标距段8mm，截面2mm×1.5mm板状试样，冲击试样为55mm×10mm×2.5mm小型V口试样。经过上述热加工及热处理后，本实施例中的一种高强度、高冲击韧性α-β双相钛合金室温力学性能为：抗拉强度1210MPa，屈服强度1140MPa，断后延伸率14.5％，冲击韧性35.1/cm²。

图1是本实施例中的一种具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金的组织SEM图片，其组织为双态组织，等轴α相占比约为50％，次生α板条相占比约15％，其余为β转变基体。

图2是本实施例中的一种具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金的组织高倍SEM图片。等轴α相尺寸平均约为8μm，在其周围分布着少量平均长度约10μm、长径比约4.5次生α板条，在α相界与等轴α组织内部存在大量弥散析出的硅化物。拉伸过程中，弥散的硅化物起强化作用，同时等轴α相严重扭折，在相界处生成大量微孔洞与二次裂纹，释放应力集中，提升强塑匹配。冲击过程中，棒状α偏转裂纹，增大裂纹扩展路径，提升冲击韧性。

图3是本实施例中的一种具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金的拉伸断口整体形貌图。断口整体较为粗糙，纤维区占比较大。拉伸断口由大量韧窝以及少量解理面组成，韧窝大而深，表现出明显塑性变形特征。

图4是本实施例中的一种具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金的冲击形貌图。冲击断口由剪切区与裂纹扩展区构成。断口靠近V口的裂纹萌生区较为粗糙，裂纹形成过程经历了大塑性变形，晶状裂纹扩展区相对平滑，面积占比约60％，在远离V口端，观察到二次剪切形成的纤维区，断口整体呈现韧性断裂特征。断口微观形貌主要由解理面和韧窝组成，存在少量二次裂纹，裂纹在扩展过程中遭遇阻碍，发生较大能量耗散。

实施例2

本实施例中的一种具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金，由以下质量百分数的成分组成：Al：5.25％、V：7.55％、Si：0.44％、Mo：0.48％、Zr：0.47％，余量为Ti和不可避免杂质。

本实施例中的一种具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金，其制备过程为：采用海绵钛、海绵锆、高纯钼片、高纯铝豆、高纯钒片、高纯硅颗粒按成分配比设计配料，采用真空电弧熔熔炼，得到钛合金铸锭坯体。将铸锭坯体放入900℃箱式炉保温1h，而后在两辊可逆式轧机上对坯体进行三道次热轧，道次间回炉保温5-10min，累计变形量70％，得到长100mm，宽80mm，高5mm的轧板。将轧后轧板水淬；放入箱式炉退火1h，温度为850℃，空冷；而后放入箱式炉，500℃保温8h，炉冷。在轧板上切割力学性能试样，其中拉伸试样为标距段8mm，截面2mm×1.5mm板状试样，冲击试样为55mm×10mm×2.5mm小型V口试样。经过上述热加工及热处理后，本实施例中的一种高强度、高冲击韧性α-β双相钛合金室温力学性能为：抗拉强度1274MPa，屈服强度1181MPa，断后延伸率12.3％，冲击韧性31.1/cm²。

图5是本实施例中的一种具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金的组织SEM图片。其组织为双态组织，等轴α相占比约为32％，棒状α相占比约25％，其余为β转变基体。

对比例1

本对比例中的一种α-β双相钛合金，由以下质量百分数的成分组成：Al：6.52％、V：7.53％、Si：0.44％，余量为Ti和不可避免杂质。

本对比例中的一种α-β双相钛合金，其制备过程为：采用海绵钛、高纯铝豆、高纯钒片、高纯硅颗粒按成分配比设计配料，采用真空电弧熔熔炼，得到钛合金铸锭坯体。将铸锭坯体放入900℃箱式炉保温1h，而后在两辊可逆式轧机上对坯体进行三道次热轧，道次间回炉保温5-10min，累计变形量70％，，得到长100mm，宽80mm，高5mm的轧板。将轧后轧板水淬；放入箱式炉退火1h，温度为850℃，空冷；而后放入箱式炉，550℃6h，炉冷。在轧板上切割力学性能试样，其中拉伸试样为标距段8mm，截面2mm×1.5mm板状试样，冲击试样为55mm×10mm×2.5mm小型V口试样。经过上述热加工及热处理后，本对比例中的一种α-β双相钛合金室温力学性能为：抗拉强度1200MPa，屈服强度1090MPa，断后延伸率9.9％，冲击韧性25.9J/cm²。

图6是本对比例中的一种α-β双相钛合金的组织SEM图片。本对比例未加入微量Mo与Zr，且Al、V元素配比不符合经验公式范围。一方面，α/β相本征模量差距过大，变形协调能力下降；另一方面，由于缺乏Mo的强化作用与Zr的细化晶粒、稳定热加工组织的作用，组织均匀性有所下降，晶粒较为粗大，材料的强度、塑性与冲击韧性均下降。

对比例2

本对比例中的一种α-β双相钛合金，由以下质量百分数的成分组成：Al：5.35％、V：7.69％、Mo：0.41％、Zr：0.52％，余量为Ti和不可避免杂质。

本对比例中的一种α-β双相钛合金，其制备过程为：采用海绵钛、海绵锆、高纯铝豆、高纯钼片、高纯钒片按成分配比设计配料，采用真空电弧熔炼，得到钛合金铸锭坯体。将铸锭坯体放入900℃箱式炉保温1h，而后在两辊可逆式轧机上对坯体进行三道次热轧，道次间回炉保温5-10min，累计变形量70％，得到长100mm，宽80mm，高5mm的轧板。将轧后轧板水淬；放入箱式炉退火1h，温度为850℃，空冷；而后放入箱式炉，550℃保温6h，炉冷。在轧板上切割力学性能试样，其中拉伸试样为标距段8mm，截面2mm×1.5mm板状试样，冲击试样为55mm×10mm×2.5mm小型V口试样。经过上述热加工及热处理后，本对比例中的一种α-β双相钛合金室温力学性能为：抗拉强度1132MPa，屈服强度1030MPa，断后延伸率13.9％，冲击韧性29.8J/cm²。

图7是本对比例中的一种α-β双相钛合金的组织SEM图片。本对比例虽然成分配比符合经验公式，但由于未加入Si元素，初生α相较为粗大，且在时效中无弥散析出硅化物强化相析出。其抗拉强度显著下降，塑性有所提升。虽然塑韧性较好，但强度未能达标。

表1为本发明中实施例与对比例的拉伸性能汇总：

表1力学性能测试结果汇总表

综上可见，通过本发明制备的高强度、高冲击韧性α-β双相钛合金具备优异的综合力学性能，在兵工领域应用前景广阔。

需要说明的是，在本文中，诸如术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。

尽管已经示出和描述了本发明的实施例，对于本领域的普通技术人员而言，可以理解在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实施例进行多种变化、修改、替换和变型，本发明的范围由所附权利要求及其等同物限定。

Claims (7)

1.一种具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金，其特征在于，所述钛合金成分配比质量百分比如下：Al：4.3％-5.3％、V：6.8-8.0％、Si：0.3-0.7％、Mo：0.3％-0.5％、Zr：0.2-0.5％，余量为Ti和不可避免的杂质，且Al、V、Mo、Zr元素配比须满足：

其中，W_Al，W_Zr，W_V，W_Mo分别指代Al、Zr、V、Mo元素的质量百分比。

2.根据权利要求1所述的具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金，其特征在于，所述钛合金的抗拉强度大于1200MPa，屈服强度大于1050MPa，断后延伸率大于10％，冲击韧性大于30J/cm²。

3.一种权利要求1所述的具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：

步骤(1)根据权利要求1或2所述的钛合金成分配比，按质量百分比配置原料，熔炼获得铸锭坯体；

步骤(2)将所述铸锭坯体进行多道次热轧后得到钛合金轧板；

步骤(3)将所述钛合金轧板淬火后进行固溶和低温时效处理，得到高强度、高冲击韧性α-β双相钛合金。

4.根据权利要求3所述的具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金的制备方法，其特征在于，步骤(1)中采用真空电弧熔炼获得铸锭坯体。

5.根据权利要求3所述的具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金的制备方法，其特征在于，步骤(2)中所述多道次热轧具体包括：

将所述铸锭坯体放入880-950℃箱式炉保温1h，而后在两辊可逆式轧机上对坯体进行三道次热轧，道次间回炉保温5-10min，累计变形量70％-80％。

6.根据权利要求3所述的具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金的制备方法，其特征在于，步骤(3)中所述固溶处理具体包括：

将所述钛合金轧板淬火后，放入箱式炉退火45min-1.5h，温度为820-900℃，空冷。

7.根据权利要求6所述的具备高强度、高冲击韧性匹配的α-β双相钛合金的制备方法，其特征在于，步骤(3)中所述低温时效处理具体包括：

将所述固溶处理后的钛合金轧板，放入箱式炉，500℃至550℃时效6-8h，炉冷。