CN117926076A - 一种高塑性的亚稳β钛合金及其制备方法 - Google Patents
一种高塑性的亚稳β钛合金及其制备方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN117926076A CN117926076A CN202410089224.8A CN202410089224A CN117926076A CN 117926076 A CN117926076 A CN 117926076A CN 202410089224 A CN202410089224 A CN 202410089224A CN 117926076 A CN117926076 A CN 117926076A
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- alloy
- titanium alloy
- ingot
- plasticity
- purity
- 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
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 92
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 89
- 229910001040 Beta-titanium Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 32
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 title claims abstract description 16
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 42
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 19
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 19
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 17
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 claims abstract description 5
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 24
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 22
- 239000002994 raw material Substances 0.000 claims description 18
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 claims description 15
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 10
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 8
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 6
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims description 4
- 239000007789 gas Substances 0.000 claims description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 3
- 238000004321 preservation Methods 0.000 claims description 3
- 229910004356 Ti Raw Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 230000035515 penetration Effects 0.000 claims description 2
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 claims description 2
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 abstract description 17
- 239000000243 solution Substances 0.000 abstract description 16
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 11
- 238000002844 melting Methods 0.000 abstract description 8
- 230000008018 melting Effects 0.000 abstract description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 abstract description 7
- 238000010791 quenching Methods 0.000 abstract description 7
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 abstract description 7
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 18
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 8
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 6
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 4
- 238000013461 design Methods 0.000 description 3
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 3
- 230000008569 process Effects 0.000 description 3
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 3
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 3
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 239000007769 metal material Substances 0.000 description 2
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 2
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 2
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 2
- 230000005355 Hall effect Effects 0.000 description 1
- 229910001128 Sn alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000004913 activation Effects 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 239000011888 foil Substances 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 230000005389 magnetism Effects 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C14/00—Alloys based on titanium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/02—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working in inert or controlled atmosphere or vacuum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
- C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
Abstract
本发明属于钛合金技术领域，涉及一种高塑性的亚稳β钛合金及其制备方法，高塑性的亚稳β钛合金以质量百分比计，包括以下元素：Mo 5～6.5％，Cr 4～5.5％，Sn 0.8～3.2％，余量为Ti和不可避免的杂质。所述合金的制备方法包括真空电弧熔炼、真空均匀化处理、热轧变形及固溶空冷处理。本发明的合金及制备方法通过合金元素的配合，可以实现固溶空冷后超过30％的高塑性，得到优异塑性和中强度的钛合金材料，而不发生塑性大幅下降，避免了采用固溶水淬方式获取高塑性亚稳β钛合金时的高应力及易形变等问题，有利于亚稳β钛合金的工程应用推广。
Description
技术领域
本发明属于钛合金技术领域，具体涉及一种高塑性亚稳β钛合金及其制备方法。
背景技术
具有孪生诱导塑性/相变诱导塑性效应(TWIP/TRIP)的亚稳β钛合金由于其比强度高、弹性模量低、生物相容性好、耐蚀性高、无磁性、成型性能好等优良特性，在航空、航天、兵器、舰船、生物医用等领域具有广阔的应用前景。亚稳β钛合金在固溶处理状态下可具有优异的冷变形性能和良好的焊接性能，而进一步时效后可具有较好的强塑性匹配，典型的亚稳β钛合金有TB2(Ti-3Al-5Mo-5V-8Cr wt.％)、TB5(Ti-15V-3Cr-3Sn-3A1 wt.％)等。其中TB2合金产品已在航天领域中得到长时间的应用，如紧固件等，该合金固溶水淬态室温拉伸断后延伸率约24％。
近年来新型亚稳β钛合金数量逐渐增多，其中大部分亚稳β钛合金的高塑性需通过固溶处理后水冷的方式获得，而在工业场景中，大尺寸的亚稳β钛合金水淬时由于温差较大，得到的合金内应力较高，易发生淬火后形变且性能稳定性较低。相比之下，固溶处理后以空冷的方式进行冷却操作便捷性更高、所得合金内应力较小，不易发生形变且制备成本更低，符合绿色加工理念。然而大多亚稳β钛合金固溶后在空冷条件下冷却，塑性则会大幅度下降，甚至直接脆化，该结果与获取室温高塑性钛合金的目标相悖。此外，原料及加工等过程带来的高成本也一直是限制钛合金推广的一个重要因素。因此，如何找到更多成本更低、可空冷实现高塑性的亚稳β钛合金，发挥此类钛合金的高塑性优势，是这类材料亟待解决的一大难题。
发明内容
为解决上述问题，本发明提供一种高塑性的亚稳β钛合金及其制备方法，能够实现亚稳β钛合金固溶空冷后的高塑性及良好的强塑性匹配。
本发明完整的技术方案包括：
一种高塑性的亚稳β钛合金，以所述材料的原料组成成分总质量为100％计，各成分及其质量百分数为：Mo 5～6.5％，Cr 4～5.5％，Sn 0.8～3.2％，余量为Ti。
其中，所述Mo原料为Mo颗粒，纯度大于等于99.9％；所述Cr原料为Cr颗粒，纯度大于等于99.9％；所述Sn原料为Sn颗粒，纯度大于等于99.9％；所述Ti原料为Ti颗粒，纯度大于等于99.9％。
本发明还提出了一种所述高塑性的亚稳β钛合金的制备方法，所述方法步骤如下：
S1、将纯度为99.99％的纯Ti颗粒、99.99％的纯Mo颗粒、99.99％的纯Cr颗粒、99.99％的纯Sn颗粒，按照质量分数Mo 5～6.5％，Cr 4～5.5％，Sn 0.8～3.2％，余量为Ti进行原料配比后，进行合金化熔炼，得到合金锭；
S2、将合金锭翻转并重复熔炼8次及以上，获得成品铸锭；
S3、将成品铸锭在960～1050℃下进行均匀化退火热处理5～12h，并炉冷却到室温，获得高温退火态合金铸锭；
S4、将所获高温退火态铸锭在750～800℃保温0.5～1h，使样品热透；对热透后的样品在760～790℃进行多道次热轧，热轧过程中每道次压下量不超过1mm，总变形量为70％～80％，每道次热轧后在对应轧制温度下保温3～8min，多道次热轧结束后，空冷至室温，得到轧制态钛合金板；
S5、将轧制态钛合金板进行固溶热处理，固溶温度为820～905℃，保温时间为0.5～1h，随后冷却至室温，即获得所述高塑性的亚稳β钛合金。
其中，采用真空电弧熔炼炉进行合金化熔炼，熔炼时保护气体为99.99％的高纯氩气。
其中，所述制备过程中所得合金铸锭先进行线切割，去除铸锭表面氧化层，得到规整形状的成品铸锭，再将规整形状的成品铸锭在960～1050℃下进行氩气保护下的真空均匀化退火热处理。
其中，固溶热处理后的冷却方式为空冷。
其中，所述S2中，用机械手将合金锭翻转并重复熔炼8次及以上，获得成品铸锭。
本发明具有以下有益效果：
(1)本发明公开的亚稳β钛合金材料采用的组分仅包括Ti、Mo、Cr、Sn四种元素。β稳定元素Mo的添加可明显提高合金强度、提升塑性且细化晶粒；Cr元素为慢共析β稳定元素，可协同强化合金；Sn元素的添加抑制了空冷过程中w相的长大，对合金强度也有一定的贡献。本发明中相比其它常见亚稳β钛合金，减少了较昂贵合金元素的添加量，如Mo元素，从原料上首先有效降低合金成本。
(2)本发明合金设计时，通过d电子轨道合金成分设计方法及进一步机理分析，调控新型亚稳β钛合金的变形机制及性能；通过复杂变形机制的激活有效提高合金的动态霍尔佩奇效应，提高合金应变硬化能力；此外通过Sn合金元素的添加，调节合金元素的扩散过程，抑制空冷过程中w相的长大，进而实现固溶空冷条件下钛合金超过30％的高塑性。本发明中最高可实现的室温拉伸延伸率约为40％，可与该合金固溶水冷条件下塑性相当。本发明中的钛合金可以应用于高塑性需求的加工应用场景，如生产板材、带材、箔材、管材等等，可有效解决固溶水淬方式获得高塑性亚稳β钛合金时内应力高、易变形等问题。
(3)本发明制备方法包括真空电弧熔炼、真空均匀化处理、热轧变形及固溶空冷处理。本发明的合金及制备方法通过合金元素的配合，可以实现固溶空冷后超过30％的高塑性，得到优异塑性和中强度的钛合金材料，避免了采用固溶水淬方式获取高塑性亚稳β钛合金时的高应力及易形变等问题，有利于亚稳β钛合金的工程应用推广。
附图说明
图1为本发明实施例1、对比例1及对比例2钛合金室温拉伸的工程应力-应变曲线图；
图2为本发明实施例1、对比例1及对比例2钛合金室温拉伸的真应力-应变曲线图；
图3为本发明实施例1钛合金的扫描电镜(SEM)组织图；
图4为本发明对比例3、对比例4钛合金室温拉伸的工程应力-应变曲线图。
具体实施方法
下面结合具体实例及附图对本发明进行详细描述，以下实施例将有助于本领域的研究人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，在不脱离本发明构思的前提下，仍可以做出若干改进，这些都属于本发明的保护范围。
实施例1
本实施例可通过空冷实现高塑性的亚稳β钛合金由以下质量百分比含量的成分组成：Mo6.15％、Cr 5.08％、Sn 0.97％，余量为Ti和不可避免的杂质。本实施例通过合理的组分设计，仅包括Ti、Mo、Cr、Sn四种元素，同时通过真空电弧熔炼、均匀化、热轧变形及后续固溶空冷处理调控合金的组织，成功实现了合金固溶空冷后力学性能的提高。
本实施方式中的可通过空冷实现高塑性亚稳β钛合金的制备方法包含以下步骤：
S1、以纯度为99.99％的纯Ti颗粒、99.99％的纯Mo颗粒、99.99％的纯Cr颗粒、99.99％的纯Sn颗粒为原料，按照质量百分比进行配比，在真空电弧熔炼炉中进行熔炼，向抽完真空的炉体内充入99.99％高纯氩气进行保护。
S2、利用机械手翻转坩埚内金属，并采用相同参数重复进行熔炼，反复熔炼金属8次以保证熔炼均匀。
S3、将成品铸锭进行线切割，得到最大内切立方体，后将该铸锭置于真空热处理炉中进行均匀化退火，真空度低于3×10-4Pa，均匀化退火温度为950℃，到温放入，保温12h后随炉冷却至室温。
S4、将真空均匀化退火后的铸锭在790℃保温30min，确保样品完全热透，后取出铸锭，在二辊轧机上进行多道次热轧，每道次压下量不超过1mm，道次间回炉保温3～5min，最终实现74％的总压下率，热轧过程结束后，空冷至室温。
S5、将热轧处理后的钛合金板材在真空热处理炉中进行固溶热处理，固溶温度为880℃，待真空热处理炉单独升温至880℃时再将试样放入，保温时间为35min，随后取出进行空冷，使试样冷却至室温。
S6、据GB/T 228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》，对固溶态样品进行室温下准静态拉伸测试，其工程应力应变曲线及真实应力应变曲线与对比例1、对比例2的对比分别如图1、图2所示，结果表明其室温屈服强度为522.6MPa，抗拉强度为798.7MPa，断后延伸率为39.4％，呈现出优异塑性与中强度的结合。相比对比例1中的同合金成分水冷态性能，实施例1中空冷态的性能仍可达到与之相当的水平，具有显著的TWIP/TRIP效应和加工硬化能力；相比于对比例2中炉冷态合金，实施例1则表现出优异的强塑性匹配和较好的经济效益。采用扫描透射电子显微镜(SEM)对所得固溶空冷态合金组织进行观察，如图3所示，其中该合金未变形区晶界较为清晰且其视野中晶粒尺寸可超过300μm(图3(a)、图3(b))。其变形区存在大量细长板条贯穿晶粒且相互交叉，如图3(c)所示。
实施例2
本实施方式中的合金由以下质量百分比含量的成分组成：Mo 6.15％、Cr 5.08％、Sn 3.11％，余量为Ti和不可避免的杂质，其制备方法包含以下步骤：
S1、以纯度为99.99％的纯Ti颗粒、99.99％的纯Mo颗粒、99.99％的纯Cr颗粒、99.99％的纯Sn颗粒为原料，按照质量百分比进行配比，在真空电弧熔炼炉中进行熔炼，向抽完真空的炉体内充入99.99％高纯氩气进行保护。
S2、利用机械手翻转坩埚内金属，并采用相同参数重复进行熔炼，反复熔炼金属8次以保证熔炼均匀。
S3、将成品铸锭进行线切割，得到最大内切立方体，后将该铸锭置于真空热处理炉中进行均匀化退火，真空度低于3×10-4Pa，均匀化退火温度为950℃，到温放入，保温12h后随炉冷却至室温。
S4、将真空均匀化退火后的铸锭在790℃保温30min，确保样品完全热透，后取出铸锭，在二辊轧机上进行多道次热轧，每道次压下量不超过1mm，道次间回炉保温3～5min，最终实现75％的总压下率，热轧过程结束后，空冷至室温。
S5、将热轧处理后的钛合金板材在真空热处理炉中进行固溶热处理，固溶温度为880℃，待真空热处理炉单独升温至880℃时再将试样放入，保温时间为35min，随后取出进行空冷，使试样冷却至室温。
S6、据GB/T 228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》，测得合金室温下准静态拉伸性能如下：该合金室温屈服强度为633.3MPa，抗拉强度为790.7MPa，断裂应变为36.5％。
对比例1
本例中合金的主要组成元素及质量百分比为：Mo 6.15％、Cr 5.08％、Sn 0.97％，余量为Ti和其它不可避免的杂质元素，采用真空电弧熔炼炉制备铸锭，固溶处理前所采用步骤均与实施例1一致。与实施例1的区别在于，本例中合金的固溶温度为880℃，待真空热处理炉单独升温至880℃时再将试样放入，保温时间为30min，随后取出进行30s内快速水冷，使试样快速冷却至室温。
将对比例1所制备的合金同样进行准静态室温力学性能测试。测试结果表明：该合金室温屈服强度为400.1MPa，抗拉强度为774.4MPa，断裂应变为48.2％。
对比例2
本例中合金的主要组成元素及质量百分比为：Mo 6.15％、Cr 5.08％、Sn 0.97％，余量为Ti和其它不可避免的杂质元素，采用真空电弧熔炼炉制备铸锭，固溶处理前所采用步骤均与实施例1一致。与实施例1的区别在于，本例中合金的固溶温度为880℃，待真空热处理炉单独升温至880℃时再将试样放入，保温时间为35min，随后不取出进行冷却，而是置于炉内，随炉降温，使试样缓慢冷却至室温。
将对比例2所制备的合金同样进行准静态室温力学性能测试。测试结果表明：该合金未达到屈服便发生断裂，室温抗拉强度为1130.0MPa，断裂应变为1.5％。
对比例3
本例中合金的主要组成元素及质量百分比为：Mo 6.20％，Cr 5.11％，余量为Ti和其它不可避免的杂质元素，采用真空电弧熔炼炉制备铸锭。与实施例1的区别在于，本例中合金无Sn元素添加，且固溶温度为880℃，待真空热处理炉单独升温至880℃时再将试样放入，保温时间为30min，随后立即取出，在30s内进行快速水淬，使试样快速冷却至室温。其余步骤均与实施例1一致。
将对比例3所制备的合金同样进行准静态室温力学性能测试。测试结果表明：该合金室温屈服强度为500.1MPa，抗拉强度为954.7MPa，断裂应变为42.2％。
对比例4
本例中合金的主要组成元素及质量百分比为：Mo 6.20％，Cr 5.11％，余量为Ti和其它不可避免的杂质元素，采用真空电弧熔炼炉制备铸锭。与实施例1的区别在于，本例中合金无Sn元素添加，且固溶温度为880℃，待真空热处理炉单独升温至880℃时再将试样放入，保温时间为35min，随后取出进行空冷，使试样冷却至室温。其余步骤均与实施例1一致。
将对比例4所制备的合金同样进行准静态室温力学性能测试。测试结果表明：该合金屈服强度为1038.8MPa，抗拉强度为1099.5MPa，断裂应变为11.5％。对比例3和对比例4的室温准静态拉伸工程应力应变曲线如图4所示。该合金的固溶处理冷却方式由水冷转变为空冷则无优异塑性保留，延伸率由水冷态42.2％骤降至空冷态的11.5％。
以上所述的具体描述，对发明的目的、技术方案和有益效果进行了进一步详细说明，所应理解的是，以上所述仅为本发明的具体实施例而已，并不用于限定本发明的保护范围，凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。
Claims (7)
1.一种高塑性的亚稳β钛合金，其特征在于，以所述材料的原料组成成分总质量为100％计，各成分及其质量百分数为：Mo 5～6.5％，Cr 4～5.5％，Sn 0.8～3.2％，余量为Ti。
2.如权利要求1所述一种高塑性的亚稳β钛合金，其特征在于，所述Mo原料为Mo颗粒，纯度大于等于99.9％；所述Cr原料为Cr颗粒，纯度大于等于99.9％；所述Sn原料为Sn颗粒，纯度大于等于99.9％；所述Ti原料为Ti颗粒，纯度大于等于99.9％。
3.一种如权利要求1或2所述高塑性的亚稳β钛合金的制备方法，其特征在于，所述方法步骤如下：
S1、将纯度为99.99％的纯Ti颗粒、99.99％的纯Mo颗粒、99.99％的纯Cr颗粒、99.99％的纯Sn颗粒，按照质量分数Mo 5～6.5％，Cr 4～5.5％，Sn 0.8～3.2％，余量为Ti进行原料配比后，进行合金化熔炼，得到合金锭；
S2、将合金锭翻转并重复熔炼8次及以上，获得成品铸锭；
S3、将成品铸锭在960～1050℃下进行均匀化退火热处理5～12h，并炉冷却到室温，获得高温退火态合金铸锭；
S4、将所获高温退火态铸锭在750～800℃保温0.5～1h，使样品热透；对热透后的样品在760～790℃进行多道次热轧，热轧过程中每道次压下量不超过1mm，总变形量为70％～80％，每道次热轧后在对应轧制温度下保温3～8min，多道次热轧结束后，空冷至室温，得到轧制态钛合金板；
S5、将轧制态钛合金板进行固溶热处理，固溶温度为820～905℃，保温时间为0.5～1h，随后冷却至室温，即获得所述高塑性的亚稳β钛合金。
4.如权利要求3所述制备方法，其特征在于，采用真空电弧熔炼炉进行合金化熔炼，熔炼时保护气体为99.99％的高纯氩气。
5.如权利要求3或4所述制备方法，其特征在于，所述制备过程中所得合金铸锭先进行线切割，去除铸锭表面氧化层，得到规整形状的成品铸锭，再将规整形状的成品铸锭在960～1050℃下进行氩气保护下的真空均匀化退火热处理。
6.如权利要求3或4所述制备方法，其特征在于，固溶热处理后的冷却方式为空冷。
7.如权利要求3或4所述制备方法，其特征在于，所述S2中，用机械手将合金锭翻转并重复熔炼8次及以上，获得成品铸锭。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202410089224.8A CN117926076A (zh) | 2024-01-22 | 2024-01-22 | 一种高塑性的亚稳β钛合金及其制备方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202410089224.8A CN117926076A (zh) | 2024-01-22 | 2024-01-22 | 一种高塑性的亚稳β钛合金及其制备方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN117926076A true CN117926076A (zh) | 2024-04-26 |
Family
ID=90758671
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN202410089224.8A Pending CN117926076A (zh) | 2024-01-22 | 2024-01-22 | 一种高塑性的亚稳β钛合金及其制备方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN117926076A (zh) |
-
2024
- 2024-01-22 CN CN202410089224.8A patent/CN117926076A/zh active Pending
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN109266901B (zh) | 一种Cu15Ni8Sn高强耐磨合金杆/丝的制备方法 | |
| CN114657417B (zh) | 一种适合冷变形加工的高强塑性钛合金及其制备方法 | |
| CN114395714B (zh) | 一种超高强Co基中熵合金及其制备方法 | |
| CN110643911A (zh) | 一种共晶高熵合金的热机械处理方法 | |
| JP7233659B2 (ja) | 熱間鍛造用のチタンアルミナイド合金材及びチタンアルミナイド合金材の鍛造方法並びに鍛造体 | |
| CN111074131B (zh) | 一种共晶高熵合金的热机械处理方法 | |
| JP2012077346A (ja) | ホウ素含有純チタン材および同純チタン材の製造方法 | |
| JP4756974B2 (ja) | Ｎｉ３（Ｓｉ，Ｔｉ）系箔及びその製造方法 | |
| CN114535478A (zh) | 一种超轻高强镁锂合金的旋转模锻制备方法 | |
| CN112210703B (zh) | 一种高再结晶抗力和高强韧铝锂合金及其制备方法 | |
| EP0434069B1 (en) | Process for preparing titanium and titanium alloy having fine acicular microstructure | |
| JPH06264202A (ja) | 高強度銅合金の製造方法 | |
| CN114086086B (zh) | 纳米相碳氮复合颗粒增强型因瓦合金线材及其制备方法 | |
| CN114277295B (zh) | 一种弱基面织构高强度镁锂合金及其制备方法 | |
| CN116790950A (zh) | 一种高均匀延伸率超轻镁锂合金及其制备方法 | |
| CN117926076A (zh) | 一种高塑性的亚稳β钛合金及其制备方法 | |
| CN114150182A (zh) | 一种九元系超高强两相钛合金及其加工方法 | |
| JP2738130B2 (ja) | 高冷却能を有する高強度Ｃｕ合金製連続鋳造鋳型材およびその製造法 | |
| CN117926075A (zh) | 一种高塑性高应变硬化亚稳β钛合金及其制备方法 | |
| CN115821171B (zh) | 一种掺杂微量b元素改性的高强高塑多组元合金、其制备方法及用途 | |
| CN117248130A (zh) | 一种快速应变硬化双屈服亚稳β钛合金的制备方法 | |
| CN116875915B (zh) | 马氏体时效钢、马氏体时效钢的制备方法以及电子设备 | |
| CN115786832B (zh) | 一种改善高强亚稳β钛合金强塑性匹配的方法及钛合金 | |
| CN112322930B (zh) | 一种低温超塑性钛合金板、棒材及制备方法 | |
| CN117181838A (zh) | 一种具有混合层片微结构的超塑性TiAl合金板材的制备方法 |
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 |