CN117418138A - 一种钛合金及提高其比动态性能的组织控制方法 - Google Patents
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Abstract
本发明属于变形钛合金技术领域，涉及一种钛合金及提高其比动态性能的组织控制方法，钛合金名义成分中由5～7种合金化元素组成，分别是：Al，Sn、Zr，以及Mo、Cr、Nb、Fe、Ni、V、Mn中的2～4种，提出了基于钼当量、铝当量和密度当量的名义成分定量控制方法，并基于该成分钛合金提出了组织控制方法：一、铸锭制备；二、铸锭高效开坯；三、锻坯双相球化改锻；四、坯料最终成形；五、锻件热处理。该方法简便、精确、高效，发挥成分和组织的协同作用，能够兼顾合金的低密度和高动态性能，满足装备发展对高比动态性能钛合金的应用需求。
Description
技术领域
本发明属于变形钛合金技术领域，涉及一种高比动态性能的钛合金及提高其比动态性能的组织控制方法。
背景技术
钛合金具有低密度、高强度、高韧性、抗疲劳、耐腐蚀、耐冲击等优良性能，是航空、航天、兵器等领域的广泛应用的一类重要结构材料。现有结构钛合金大都是基于静强度、疲劳强度、损伤容限、热强度等性能需求开发的，满足了飞机、发动机、航天飞行器及装甲车辆等应用需求。具备高侵彻能力、抗高速冲击性能的部件要求材料具备轻质高动态性能，包括密度、最大塑性应变、平均流变应力、冲击吸收能四个关键指标。密度越低、最大塑性应变、平均流变应力和冲击吸收能越高，部件的使用效能越大。现有钛合金展现出较大的潜力，代替钢使用，提升了比动态性能，获得了一定的效益。比动态性能是指钛合金的动态性能(最大塑性应变、平均流变应力、冲击吸收能)与密度的比值。
但钛合金在高应变速率下的动态性能具备独特性，其与成分、工艺、组织间的响应特点与静强度、疲劳强度、热强性能等常规性能不同。基于比动态性能的进一步提升，现有的成分与组织控制方法并非完全适用，因而未能充分挖掘出钛合金的潜力，制约了钛合金的发展，不能满足高端制造行业对高比动态性能钛合金部件的应用需求。
发明内容
本发明的目的是：提供一种高比动态性能的钛合金及提高其比动态性能的组织控制方法。
为解决此技术问题，本发明的技术方案是：
一方面，提供一种钛合金，所述钛合金名义成分中由5～7种合金化元素组成，分别是：
α稳定元素Al，中性元素Sn、Zr，和β稳定元素Mo、Cr、Nb、Fe、Ni、V、Mn中的2～4种；
合金的名义成分按照铝当量[Al]eq.、Mo当量[Mo]eq.和密度当量[ρ]eq.控制：
按公式[Al]eq.＝[Al]+0.17[Zr]+0.33[Sn]计算的铝当量[Al]eq.为6.75％～7.5％，
按公式[Mo]eq.＝[Mo]+0.2[Ta]+0.28[Nb]+0.4[W]+0.67[V]+1.25[Cr]+1.25[Ni]+1.7[Mn]+1.7[Co]+2.5[Fe]计算的Mo当量[Mo]eq.为7.5％～10.0％，
按公式[ρ]eq.＝1/∑([E]/ρE)计算的密度当量[ρ]eq.≤4.60g/cm3，
其中E代表合金中的合金化元素，[E]代表元素的质量百分含量，ρE代表单质元素E的密度。
另一方面，提供一种提高所述钛合金比动态性能的组织控制方法，所述方法步骤如下：
步骤一、铸锭制备：制备合金铸锭；
步骤二、铸锭高效开坯：
将步骤一获得的合金铸锭在1100℃～1200℃的β单相区进行4～8火次镦拔开坯变形，每火次镦粗与拔长变形交替完成1～3轮次，镦粗与拔长变形量均为20％～35％，火次间采用热料回炉，最后一火次采用油冷或水冷。
通过β单相区多火次，多轮次镦拔的形变累积，结合β单相区的加热处理，使β相在充分的热机械作用下尽可能地破碎并均匀化，并通过最后的快速冷却处理，使α相在高畸变能与高过饱和度的协同作用下以尽可能细小的尺寸析出，最终获得均匀细晶β相基体中分布有细片层α相组织的锻坯，为后续α与β双相细晶球化奠定基础；
步骤三、锻坯双相球化改锻：
将步骤二获得的锻坯在β转变温度以下60℃～150℃进行4～8火次镦拔变形，每火次镦粗与拔长变形交替完成1～2轮次，镦粗与拔长变形量均为30％～50％，其中1～3火次采用四方换向拔长的方式控制，其余火次采用六方拔长后滚圆的方式控制，完成锻坯变形组织调控。
变形方面，通过镦粗与四方换向拔长，使锻坯各方向形变更加均匀，宏观上提升锻坯的组织均匀性，微观上更有利于α相的快速球化，结合最后阶段的高均匀性六方拔长滚圆变形，完成锻坯组织的高均匀性高球化效果改锻；组织演化控制方面，在细晶β、细片层α相组织的基础上，通过较低温度的形变改锻，增加参与变形的α相的数量与比例，提升改锻后锻坯组织中球化α相的含量与比例，最终获得高α相的双相球化坯料，为高动态性能调控提供组织基础。
步骤四、坯料最终成形：
将步骤三获得的坯料在与步骤三相同的温度下完成成形，获得锻件；
步骤五、锻件热处理：
将步骤四获得的锻件在比步骤三的温度低20℃～50℃的温度下进行保温1h～3h的热处理，
经过步骤五，一方面消除畸变能，使组织更加均匀稳定，减弱甚至消除各向异性，另一方面充分利用双相球化组织钛合金冷却过程中的组织演化规律，提升球化α相含量的同时避免α相数量的减少，从而获得高动态性能组织。
步骤一中采用多次真空自耗熔炼工艺制备合金铸锭。
优选地，所述步骤二中的拔长变形按六方拔长后滚圆的方式控制。
优选地，步骤三火次间采用热料回炉。
所述钛合金的比动态性能是指钛合金的动态性能与密度的比值；所述动态性能包括最大塑性应变、平均流变应力、冲击吸收能。
经过上述组织控制方法，所述钛合金的比最大塑性应变超过0.056cm3/g，比平均流变应力超过338MPa/(g/cm3)，比冲击吸收能大于等于90(J/cm3)/(g/cm3)。
本发明的有益效果是：
本发明提出了基于钼当量、铝当量和密度当量的名义成分定量控制方法，具有简便、精确、可靠的特点，以Al、Sn、Zr为主体合金元素，辅以2～4种低密度β稳定元素，同步提升铝、钼当量，兼顾了合金的低密度和高动态性能，为提升合金的比动态性能奠定基础；同时基于该成分钛合金，提出了一种高效、高收益的组织调控方法，即通过β单相区多火次、多轮次镦拔对自耗熔炼制得的铸锭进行高效开坯，使β相经过充分的热机械处理而得到充分的均匀细化，并通过快速冷却细化α片层，在此基础上通过两相区较低温度的换向镦拔+六方拔长的变形控制方式，实现锻坯宏观组织的均匀，并获得高α相含量双相球化组织，通过热处理实现最终组织的均匀、稳定、细小、球化，使合金具备高动态性能。该发明公布的方法，利用通用设备即可完成。成分与组织两种控制方法协同作用，实现了对合金密度和高动态性能匹配性提升。
附图说明
图1为铸锭高效开坯后获得的均匀细晶β宏观组织图；
图2为铸锭高效开坯后获得的均匀细晶β相基体中分布的细片层α相组织图；
图3为双相球化改锻后获得的高α含量双相球化组织图；
图4为热处理后获得的高α含量双相球化组织图。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，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，所描述的实施例是本发明的一部分实施例，而不是全部实施例。基于本发明中的实施例，本领域的普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下，所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
下面将详细描述本发明实施例的各个方面的特征。在下面的详细描述中，提出了许多具体的细节，以便对本发明的全面理解。但是，对于本领域的普通技术人员来说，很明显的是，本发明也可以在不需要这些具体细节的情况下就可以实施。下面对实施例的描述仅仅是为了通过示出本发明的示例对本发明更好的理解。本发明不限于下面所提供的任何具体设置和方法，而是覆盖了不脱离本发明精神的前提下所覆盖的所有的产品结构、方法的任何改进、替换等。
在各个附图和下面的描述中，没有示出公知的结构和技术，以避免对本发明造成不必要的模糊。
下表1中为根据本发明高比动态性能钛合金的名义成分按照铝当量[Al]eq.、Mo当量[Mo]eq.和密度当量[ρ]eq.控制后的实施例成分含量表。
表1高比动态性能钛合金名义成分
控制表1中高比动态性能钛合金组织的方法的步骤如下：
步骤一、铸锭制备：采用多次真空自耗熔炼工艺制备合金铸锭；
步骤二、铸锭高效开坯：将步骤一获得的合金铸锭在1100℃～1200℃进行4～8火次镦拔开坯变形，每火次镦粗与拔长变形交替完成1～3轮次，镦粗与拔长变形量均为20％～35％，火次间采用热料回炉，最后一火次采用油冷或水冷，获得均匀细晶锻坯；
步骤三、锻坯双相球化改锻：将步骤二获得的锻坯在β转变温度以下60℃～150℃进行4～8火次镦拔变形，每火次镦粗与拔长变形交替完成1～2轮次，镦粗与拔长变形量均为30％～50％，其中1～3火次采用四方换向拔长的方式控制，其余火次采用六方拔长后滚圆的方式控制，完成锻坯变形组织调控，获得双相球化坯料；
步骤四、坯料最终成形：将步骤三获得的坯料在与步骤三相同的温度下完成成形，获得锻件；
步骤五、锻件热处理：将步骤四获得的锻件在比步骤三的温度低20℃～50℃温度下进行热处理，保温1h～3h，获得高动态性能组织。
其中，表1实施例9所述成分钛合金的比动态性能的组织控制方法具体步骤和工艺如下：
步骤一、铸锭制备：采用三次真空自耗熔炼工艺制备合金铸锭；
步骤二、铸锭高效开坯：将步骤一获得的合金铸锭分别在1150℃和1100℃进行各2火次镦拔开坯变形，每火次镦粗与拔长变形交替完成2轮次，镦粗与拔长变形量均为25％，拔长采用六方拔长后滚圆的变形方式，火次间采用热料回炉，最后一火次采用水冷，获得均匀细晶锻坯；
步骤三、锻坯双相球化改锻：将步骤二获得的锻坯在830℃(Tβ＝905℃)先进行3火次镦粗+四方换向拔长变形，每火次镦粗与拔长变形交替完成1轮次，再进行2火次镦粗+拔六方滚圆拔长变形，每火次镦粗与拔长变形交替完成1轮次，镦粗与拔长变形量均为40％，完成锻坯变形组织调控，获得双相球化坯料；
步骤四、坯料最终成形：将步骤三获得的坯料在830℃下挤压成形，获得锻件；
步骤五、锻件热处理：将步骤四获得的锻件在800℃下保温3h，获得高动态性能组织。
采用表1中成分及本发明的组织控制方法获得的钛合金的动态性能结果见表2。
表2高比动态性能钛合金的性能
表2中比最大塑性应变是指对应的合金最大塑性应变与合金密度的比值，比平均流变应力是指对应的合金平均流变应力与合金密度的比值，比冲击吸收能是指对应的合金冲击吸收能与合金密度的比值。从表2可以看出，本发明提供的钛合金具备高比动态性能，比最大塑性应变(εup/ρ)超过0.056cm3/g，最大可达0.061cm3/g；比平均流变应力(σa/ρ)超过338MPa/(g/cm3)，最大达353MPa/(g/cm3)；比冲击吸收能(EAI/ρ)超过90(J/cm3)/(g/cm3)，最大达97(J/cm3)/(g/cm3)。现有钛合金的比最大塑性应变、比平均流变应力和比冲击吸收能分别为0.048cm3/g～0.054cm3/g、326MPa/(g/cm3)～327MPa/(g/cm3)、79(J/cm3)/(g/cm3)～83(J/cm3)/(g/cm3)。三个比动态性能指标均有明显提升。
最后应该说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可以轻易想到各种等效的修改或者替换，这些修改或者替换都应该涵盖在本发明的保护范围之内。
Claims (8)
1.一种钛合金，其特征在于：
所述钛合金名义成分中由5～7种合金化元素组成，分别是：
α稳定元素Al，中性元素Sn、Zr，和β稳定元素Mo、Cr、Nb、Fe、Ni、V、Mn中的2～4种；
合金的名义成分按照铝当量[Al]eq.、Mo当量[Mo]eq.和密度当量[ρ]eq.控制：
按公式[Al]eq.＝[Al]+0.17[Zr]+0.33[Sn]计算的铝当量[Al]eq.为6.75％～7.5％，
按公式
[Mo]eq.＝[Mo]+0.2[Ta]+0.28[Nb]+0.4[W]+0.67[V]+1.25[Cr]+1.25[Ni]+1.7[Mn]+1.7[Co]+2.5[Fe]计算的Mo当量[Mo]eq.为7.5％～10.0％，
按公式[ρ]eq.＝1/Σ([E]/ρE)计算的密度当量[ρ]eq.≤4.60g/cm3，
其中E代表合金中的合金化元素，[E]代表元素的质量百分含量，ρE代表单质元素E的密度。
2.一种提高权利要求1所述钛合金比动态性能的组织控制方法，其特征在于：所述方法步骤如下：
步骤一、铸锭制备：制备合金铸锭；
步骤二、将步骤一获得的合金铸锭在1100℃～1200℃的β单相区进行4～8火次镦拔开坯变形，每火次镦粗与拔长变形交替完成1～3轮次，镦粗与拔长变形量均为20％～35％，火次间采用热料回炉，最后一火次采用油冷或水冷；
步骤三、锻坯双相球化改锻：将步骤二获得的锻坯在β转变温度以下60℃～150℃进行4～8火次镦拔变形，每火次镦粗与拔长变形交替完成1～2轮次，镦粗与拔长变形量均为30％～50％，其中1～3火次采用四方换向拔长的方式控制，其余火次采用六方拔长后滚圆的方式控制，完成锻坯变形组织调控；
步骤四、坯料最终成形：将步骤三获得的坯料在与步骤三相同的温度下完成成形，获得锻件；
步骤五、锻件热处理：将步骤四获得的锻件在比步骤三的温度低20℃～50℃的温度下进行保温1h～3h的热处理。
3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：所述步骤二中的拔长变形按六方拔长后滚圆的方式控制。
4.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：步骤三火次间采用热料回炉。
5.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：步骤一中采用多次真空自耗熔炼工艺制备合金铸锭。
6.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：步骤四中的成形方式为挤压成形。
7.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：所述钛合金的比动态性能是指钛合金的动态性能与密度的比值；所述动态性能包括最大塑性应变、平均流变应力、冲击吸收能。
8.根据权利要求1所述的钛合金，其特征在于：所述钛合金的比最大塑性应变超过0.056cm3/g，比平均流变应力超过338MPa/(g/cm3)，比冲击吸收能大于等于90(J/cm3)/(g/cm3)。
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