CN114150182A - 一种九元系超高强两相钛合金及其加工方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种九元系超高强两相钛合金及其加工方法，属于钛合金加工领域。本发明为Ti‑Al‑Sn‑Zr‑Mo‑Cr‑Nb‑Ni‑Si九元系合金；当合金在添加元素含量均取上限时，为弥散α相颗粒均布于基体的组织特征；当合金添加元素含量均取下限时，为含有初生α相的网篮双态组织特征；否则，为初生α相+β转为基体的两相组织特征。本发明的钛合金是室温抗拉强度在1300MPa以上、最高可达1700MPa级的超高强度钛合金，该合金具有室温脆性以及高温塑性的特性。

Description

一种九元系超高强两相钛合金及其加工方法
技术领域
本发明属于钛合金加工领域，尤其是一种九元系超高强两相钛合金及其加工方法。
背景技术
在钛合金生产和应用领域，按照室温抗拉强度(Rm)将钛合金分为：低强钛合金(Rm＜700MPa)、中强钛合金(700MPa≤Rm＜850MPa)、中高强钛合金(850MPa≤Rm＜1000MPa)、高强钛合金(1000MPa≤Rm＜1200MPa)和超高强钛合金(Rm≥1200MPa)五大类。发展超高强钛合金的目的是提高比强度(强度与密度的比值)，充分发挥材料效能、高温可加工性及室温爆轰威力。
现有超高强钛合金主要是近β钛合金，追求强塑性匹配；现有耐热钛合金主要是近α钛合金，但不具备超高强特性。α+β两相钛合金的室温抗拉强度Rm在1200MPa以下，进一步的提高其室温抗拉强度亟待研究。
发明内容
本发明的目的在于克服上述现有技术的缺点，提供一种九元系超高强两相钛合金及其加工方法。
为达到上述目的，本发明采用以下技术方案予以实现：
一种九元系超高强α+β两相钛合金，以重量百分比计，包括以下组分：Al：6.9％～7.9％，Sn：1.9％～2.6％，Zr：1.9％～2.6％，Mo：1.8％～2.8％，Cr：1.9％～2.3％，Nb：1.9％～2.6％，Ni：1.2％～1.8％，Si：0.3％～0.5％；杂质元素Fe≤0.20％、C≤0.10％、N≤0.10％、O≤0.15％、H≤0.015％，剩余杂质总和≤0.40％，余量为Ti。
进一步的：当合金中的添加元素含量均取上限值时，为弥散α相颗粒均布于基体的组织特征；
当合金中的添加元素含量均取下限值时，为含有初生α相的网篮双态组织特征；
当合金中的添加元素含量任意一种取中间数值时，为初生α相+β转为基体的两相组织特征。
进一步的，室温抗拉强度在1300MPa以上，加工态抗拉强度为1700MPa，室温拉伸延伸率≤5％，550℃高温拉伸延伸率≥30％。
一种九元系超高强α+β两相钛合金的加工方法，包括以下步骤：
(1)制造钛合金铸锭；
以重量百分比计，所述钛合金铸锭的组分为：Al：6.9％～7.9％，Sn：1.9％～2.6％，Zr：1.9％～2.6％，Mo：1.8％～2.8％，Cr：1.9％～2.3％，Nb：1.9％～2.6％，Ni：1.2％～1.8％，Si：0.3％～0.5％；杂质元素Fe≤0.20％、C≤0.10％、N≤0.10％、O≤0.15％、H≤0.015％，剩余杂质总和≤0.40％，余量为Ti；
(2)将所述钛合金铸锭在1050～1250℃下的β相区进行变形加工；
(3)在980～1150℃的β相区或近β相区的α+β两相区进行锻造；
(4)在950℃的α+β两相区或近β相区的α+β两相区进行一火次、多道次的热轧制，加工到预设尺寸；
(5)在750℃的α+β两相区保温1小时后空冷，完成加工。
进一步的，步骤(1)中，制造钛合金铸锭的操作为：
以铝豆、铝箔、电解铬、Ti-Sn中间合金、Al-Mo中间合金、Al-Nb中间合金、Al-Si中间合金、Ti-Ni中间合金、海绵锆和海绵钛为原料，进行破碎、烘干、混合、压制自耗电极和焊接，之后进行2～4次的真空熔炼，制得钛合金铸锭。
进一步的，真空熔炼在真空自耗电弧炉中进行。
进一步的，步骤(2)中变化加工为：开坯锻造、镦粗或/和拔长。
一种本发明所述的加工方法得到的九元系超高强α+β两相钛合金。
与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：
本发明的九元系超高强α+β两相钛合金，为Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Cr-Nb-Ni-Si九元系合金，其中，α稳定元素Al起到强化α相并提高钛合金耐热性的作用，β稳定元素Mo、Cr、Nb、Ni起到强化β相的作用，中性的Sn、Zr和Si元素起到调和α相和β相并提高短时耐热性的作用；当合金在添加元素含量均取上限时，为弥散α相颗粒均布于基体的组织特征；当合金添加元素含量均取下限时，为含有初生α相的网篮双态组织特征；否则，为初生α相+β转为基体的两相组织特征。
本发明的九元系超高强α+β两相钛合金，具有室温抗拉强度在1300MPa以上、最高可达1700MPa级的超高强度，同时合金具有室温脆性(拉伸延伸率≤5％)以及高温塑性(550℃拉伸延伸率≥30％)的特性。
附图说明
图1为实施例1中的钛合金轧棒加工态(R态)横断面显微组织图；
图2为实施例1中的钛合金轧棒退火态(M态)横断面显微组织图；
图3为实施例2中的钛合金轧棒R态横断面显微组织图；
图4为实施例2中的钛合金轧棒M态横断面显微组织图；
图5为实施例3中的钛合金轧棒R态横断面显微组织图；
图6为实施例3中的钛合金轧棒M态横断面显微组织图。
具体实施方式
为了使本技术领域的人员更好地理解本发明方案，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的实施例，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，都应当属于本发明保护的范围。
需要说明的是，本发明的说明书和权利要求书及上述附图中的术语“第一”、“第二”等是用于区别类似的对象，而不必用于描述特定的顺序或先后次序。应该理解这样使用的数据在适当情况下可以互换，以便这里描述的本发明的实施例能够以除了在这里图示或描述的那些以外的顺序实施。此外，术语“包括”和“具有”以及他们的任何变形，意图在于覆盖不排他的包含，例如，包含了一系列步骤或单元的过程、方法、***、产品或设备不必限于清楚地列出的那些步骤或单元，而是可包括没有清楚地列出的或对于这些过程、方法、产品或设备固有的其它步骤或单元。
下面结合附图对本发明做进一步详细描述：
实施例1
将本发明中的合金添加元素均取上限值，得到的钛合金组分为：
Ti-7.9Al-2.6Sn-2.6Zr-2.8Mo-2.3Cr-2.6Nb-1.8Ni-0.5Si(wt.％)成分，杂质元素含量分别为：Fe＝0.19％，C＝0.10％，N＝0.09％，O＝0.14％，H＝0.015％。
经5kg和25kg真空自耗电弧炉熔炼4次，得到直径φ100mm、重量10kg的钛合金铸锭。
将铸锭扒皮、探伤、去冒口后在箱式电阻炉中1250℃加热保温2小时。
在750kg空气锤上实施β相区开坯锻造，实现镦拔变形，2火次完成。
后续锻造加热温度在980℃～1150℃之间，保温1～2小时，实施从β区到α+β两相区的锻造，得到55+2mm×55+2mm方棒时热中断分割切料，用于测试断裂韧性；余料继续锻至φ35+2mm棒材，4火次完成。
冷却后对φ35+2mm棒材进行表面修磨。
将φ35+2mm棒材置于箱式电阻炉中950℃加热保温1小时。
在横列式热轧机上进行5道次轧制(椭圆-圆交替孔型)，得到φ14±0.5mm轧棒，1火次完成。
中断下料，经750℃/1h AC退火热处理后余热矫直，磨削加工至φ13±0.5mm的磨光棒成品。
切取试样进行室温拉伸和高温拉伸性能测试，性能测试结果见表1、表2。
制备并观察各状态下材料的金相显微组织，参见图1和图2，图1为实施例1中的钛合金轧棒加工态(R态)横断面显微组织图，图2为实施例1中的钛合金轧棒退火态(M态)横断面显微组织图，图1显示弥散均布的球状初生α相，图2显示弥散球状初生α相明显长大。经多次锻造后，合金粗大的铸态组织已完全破碎，形成了弥散均布的球状初生α相(图1)，使合金的强度大幅提升，达到1700MPa，但塑性差；退火后弥散球状初生α相明显长大(图2)，使强度降低，塑性提升。
实施例2
将本发明中的合金添加元素均取中间数值，得到的钛合金组分为：
Ti-7.4Al-2.3Sn-2.2Zr-2.3Mo-2.1Cr-2.3Nb-1.5Ni-0.4Si(wt.％)成分，杂质元素含量分别为：Fe＝0.17％，C＝0.06％，N＝0.05％，O＝0.12％，H＝0.011％。
经5kg和25kg真空自耗电弧炉熔炼4次，得到φ100mm直径、重量10kg的铸锭。
铸锭经扒皮、探伤、去冒口后在箱式电阻炉中1250℃加热保温2小时。
在750kg空气锤上实施β相区开坯锻造，实现镦拔变形，2火次完成。
后续锻造加热温度在980℃～1150℃之间，保温1～2小时，实施从β区到α+β两相区的锻造。得到55+2mm×55+2mm方棒时热中断分割切料，用于测试断裂韧性；余料继续锻至φ35+2mm棒材，4火次完成。
冷却后对φ35+2mm棒材进行表面修磨。
置φ35+2mm棒材于箱式电阻炉中950℃加热保温1小时。
在横列式热轧机上进行5道次轧制(椭圆-圆交替孔型)，得到φ14±0.5mm轧棒，1火次完成。
中断下料，经750℃/1h AC退火热处理后余热矫直，磨削加工至φ13±0.5mm的磨光棒成品。
切取试样进行室温拉伸和高温拉伸性能测试，性能测试结果见表1、表2。
制备并观察各状态下材料的金相显微组织，参见图3和图4，图3为实施例2中的钛合金轧棒R态横断面显微组织图，图4为实施例2中的钛合金轧棒M态横断面显微组织图，图3显示弥散均布的球状初生α相，图4显示在α+β转基体上球状初生α相明显长大。热轧态弥散均布的球状初生α相(图3)使合金的强度高、塑性低，退火态的α+β转基体上球状初生α相明显长大(图4)使合金强度降低、塑性有所改善。
实施例3
将本发明中的合金添加元素均取下限值，得到的钛合金组分为：
Ti-6.9Al-1.9Sn-1.9Zr-1.8Mo-1.9Cr-1.9Nb-1.2Ni-0.3Si(wt.％)成分，杂质元素含量分别为：Fe＝0.11％，C＝0.04％，N＝0.03％，O＝0.09％，H＝0.005％。
经5kg和25kg真空自耗电弧炉熔炼3次，得到φ100mm直径、重量10kg的铸锭。
铸锭经扒皮、探伤、去冒口后在箱式电阻炉中1200℃加热保温2小时。
在750kg空气锤上实施β相区开坯锻造，实现镦拔变形，2火次完成。
后续锻造加热温度在980℃～1150℃之间，保温1～2小时，实施从β区到α+β两相区的锻造。得到55+2mm×55+2mm方棒时热中断分割切料，用于测试断裂韧性；余料继续锻至φ35+2mm棒材，4火次完成。
冷却后对φ35+2mm棒材进行表面修磨。
置φ35+2mm棒材于箱式电阻炉中950℃加热保温1小时。
在横列式热轧机上进行5道次轧制(椭圆-圆交替孔型)，得到φ14±0.5mm轧棒。1火次完成。
中断下料，经750℃/1h AC退火热处理后余热矫直，磨削加工至φ13±0.5mm的磨光棒成品。
切取试样进行室温拉伸和高温拉伸性能测试，性能测试结果见表1、表2。
制备并观察各状态下材料的金相显微组织，参见图5和图6，图5为实施例3中的钛合金轧棒R态横断面显微组织图，图6为实施例3中的钛合金轧棒M态横断面显微组织图，图5显示初生α相+片层条状组织，图6显示扩散溶解的初生α相+网篮条状组织。热轧态的初生α相+片层条状组织(图5)使合金的强度高些，退火态的初生α相+网篮条状组织(图6)使合金的强度稍有降低，但两状态的塑性变化不大。
实施例1、实施例2、实施例3的钛合金的各种性能测试结果见表1～表3。由表1可以看出，实施例1热轧态的抗拉强度为1705MPa，但延伸率只有0.8％，属于超高强脆性钛合金；实施例2热轧态的抗拉强度为1620MPa，延伸率升高至2.9％，仍为超高强脆性钛合金；实施例3热轧态的抗拉强度为1540MPa，延伸率升高至4.4％，但仍为超高强脆性钛合金。同为热轧态，合金的强度和塑性产生差异的主要原因是实施例1的合金添加元素均取上限值、实施例2的合金添加元素均取中间数值、实施例3合金添加元素均取下限值，合金元素的固溶强化效果依次降低，故实施例1合金的强度最高、实施例3的强度最低，强度提高了，塑性必然降低。从实施例1对应的微观组织图1、实施例2对应的微观组织图3、实施例3对应的微观组织图5，也可以看出，图1中的弥散均布的球状初生α相最细，图3中的弥散均布的球状初生α相较粗大，图5中的组织改变为初生α相+片层条状组织，也使实施例1合金的强度最高、实施例3的强度最低。退火处理之后，合金的强度普遍降低、塑性普遍升高，合金的抗拉强度均在1300MPa之上，但延伸率仍在5％以下。所以，发明的合金是室温抗拉强度在1300MPa以上、最高可达1700MPa级的超高强度钛合金，合金具有室温脆性(延伸率≤5％)的特性。合金在高温下拉伸，合金的强度大幅降低，塑性大幅升高。合金在高温下拉伸，合金的强度大幅降低，塑性大幅升高。由表2可以看出，550℃高温下拉伸的强度普遍高于600℃下的强度，合金的延伸率均超过30％，最高的延伸率达到58％。
表1钛合金的室温拉伸性能
Figure BDA0003384214300000091
注：R-热轧态，M-750℃/1h AC退火态。
表2钛合金的高温拉伸性能
Figure BDA0003384214300000092
注：R-热轧态，M-750℃/1h AC退火态。
以上内容仅为说明本发明的技术思想，不能以此限定本发明的保护范围，凡是按照本发明提出的技术思想，在技术方案基础上所做的任何改动，均落入本发明权利要求书的保护范围之内。

Claims (8)

1.一种九元系超高强α+β两相钛合金，其特征在于，以重量百分比计，包括以下组分：Al：6.9％～7.9％，Sn：1.9％～2.6％，Zr：1.9％～2.6％，Mo：1.8％～2.8％，Cr：1.9％～2.3％，Nb：1.9％～2.6％，Ni：1.2％～1.8％，Si：0.3％～0.5％；杂质元素Fe≤0.20％、C≤0.10％、N≤0.10％、O≤0.15％、H≤0.015％，剩余杂质总和≤0.40％，余量为Ti。
2.根据权利要求1所述的九元系超高强α+β两相钛合金，其特征在于：
当合金中的添加元素含量均取上限值时，为弥散α相颗粒均布于基体的组织特征；
当合金中的添加元素含量均取下限值时，为含有初生α相的网篮双态组织特征；
当合金中的添加元素含量任意一种取中间数值时，为初生α相+β转为基体的两相组织特征。
3.根据权利要求1所述的九元系超高强α+β两相钛合金，其特征在于，室温抗拉强度在1300MPa以上，加工态抗拉强度为1700MPa，室温拉伸延伸率≤5％，550℃高温拉伸延伸率≥30％。
4.一种九元系超高强α+β两相钛合金的加工方法，其特征在于，包括以下步骤：
(1)制造钛合金铸锭；
以重量百分比计，所述钛合金铸锭的组分为：Al：6.9％～7.9％，Sn：1.9％～2.6％，Zr：1.9％～2.6％，Mo：1.8％～2.8％，Cr：1.9％～2.3％，Nb：1.9％～2.6％，Ni：1.2％～1.8％，Si：0.3％～0.5％；杂质元素Fe≤0.20％、C≤0.10％、N≤0.10％、O≤0.15％、H≤0.015％，剩余杂质总和≤0.40％，余量为Ti；
(2)将所述钛合金铸锭在1050～1250℃下的β相区进行变形加工；
(3)在980～1150℃的β相区或近β相区的α+β两相区进行锻造；
(4)在950℃的α+β两相区或近β相区的α+β两相区进行一火次、多道次的热轧制，加工到预设尺寸；
(5)在750℃的α+β两相区保温1小时后空冷，完成加工。
5.根据权利要求4所述的九元系超高强α+β两相钛合金的加工方法，其特征在于，步骤(1)中，制造钛合金铸锭的操作为：
以铝豆、铝箔、电解铬、Ti-Sn中间合金、Al-Mo中间合金、Al-Nb中间合金、Al-Si中间合金、Ti-Ni中间合金、海绵锆和海绵钛为原料，进行破碎、烘干、混合、压制自耗电极和焊接，之后进行2～4次的真空熔炼，制得钛合金铸锭。
6.根据权利要求5所述的九元系超高强α+β两相钛合金的加工方法，其特征在于，真空熔炼在真空自耗电弧炉中进行。
7.根据权利要求4所述的九元系超高强α+β两相钛合金的加工方法，其特征在于，步骤(2)中变化加工为：开坯锻造、镦粗或/和拔长。
8.一种根据权利要求4-7任一项所述的加工方法得到的九元系超高强α+β两相钛合金。
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