一种Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb系亚稳β钛合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及钛合金技术领域，具体涉及一种Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb系亚稳β钛合金及其制备方法。

背景技术

钛及钛合金在飞机机体结构上的应用可以取得良好的减重效益，满足飞机高机动性、高可靠性和长寿命的设计需要，其用量被视为衡量飞机选材先进程度的重要标志之一。钛合金经历了从低强度、中强度到高强度的发展历程，目前超高强钛合金已成为各国钛合金发展的一个重要趋势。高强钛合金一般指抗拉强度在1100MPa以上的钛合金，其在飞机上的应用主要包括机身承力框梁、起落架构件、机翼与挂架连接装置和接头等关重件。

目前，高强钛合金的合金化特征是加入Al元素和较多的β稳定元素，如Mo、Cr、Mn、V、Fe和Nb等，部分合金体系也会加入一些中性元素，如Zr或Sn等。高强钛合金由于含有足够量的β稳定元素而可以将β相区的组织在淬火后保留至室温，进一步的时效处理会使保留至室温的亚稳β相分解析出弥散分布的细小次生α相，这种析出的弥散细小次生α强化相，可以提供大量的α/β晶界，大大增强对位错运动的阻碍作用，从而实现钛合金的高强度。根据Mo当量，可以将β钛合金分为四类：Mo当量大于30时，为稳定β型钛合金；Mo当量30～10时，为亚稳β型钛合金；Mo当量10～5时，为近β型钛合金；Mo当量0～5时，为富β稳定元素α+β型钛合金。高强钛合金，尤其是亚稳β钛合金，往往兼具α+β两相合金与β合金的性能优势，具有高淬透性、超高强度以及宽泛的组织性能可调控性，成为超高强结构钛合金的重要发展方向，一直受到国内外的广泛关注。当前，国内外具有代表性的高强钛合金主要有β型钛合金Ti-1023(TB6)、β-21S(TB8)、Ti-15-3(TB5)、Ti-5553以及α+β型钛合金BT22(TC18)等，已在航空领域获得实际工程应用，对于飞机结构的减重发挥了重要作用。

新型飞行器轻量化、长寿命、高可靠性等设计思想对主承力结构提出了更迫切的减重需求，要求钛合金在优良的综合性能基础上，具有更高级别的强度性能，在实现更大的减重效果的同时保证结构的疲劳性能和可靠性，从而获得更好的综合技术效益和经济效益。然而，虽然亚稳β钛合金可以获得极高的强度，但和常规金属一样，通常存在强度和韧/塑性之间的倒置关系，造成该类材料在强度升高的同时通常伴随着韧/塑性的降低，导致其在高强度水平下的损伤容限难以完全达到新型飞行器的设计要求，从而严重制约了此类高强钛合金在更高强度条件下的进一步拓展应用。

因此，发明人提供了一种Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb系亚稳β钛合金及其制备方法。

发明内容

(1)要解决的技术问题

本发明实施例提供了一种Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb系亚稳β钛合金及其制备方法，解决了目前超高强钛合金强度、塑性和韧性等综合性能难以实现良好匹配的技术问题。

(2)技术方案

本发明的第一方面提供了一种Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb系亚稳β钛合金，包括重量百分比为3.8％～4.6％的铝、重量百分比为5.7％～6.5％的钒、重量百分比为4.2％～5.2％的钼、重量百分比为3.0％～3.7％的铬、重量百分比为1.0％～2.2％的锆、重量百分比≤1.0％的铌、重量百分比≤0.05％的碳、重量百分比≤0.05％的氮、重量百分比≤0.015％的氢、重量百分比≤0.15％的氧，余量为钛和杂质元素。

进一步地，钛合金的静强度≥1500MPa，延伸率≥6％，断裂韧度≥50MPa·m

本发明的第二方面提供了一种Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb系亚稳β钛合金的制备方法，包括以下步骤：

采用多次真空自耗熔炼将Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb系亚稳β钛合金的各组分制备成组织和化学成分均匀的钛合金铸锭；

在高温β相区对所述钛合金铸锭进行多火次开坯锻造，获得第一锻态钛合金；

以相变点以下15～55℃的温度对所述第一锻态钛合金进行多火次的反复镦拔锻造，获得第二锻态钛合金；

以相变点以上30～70℃的温度对所述第二锻态钛合金进行单火次的镦拔锻造，获得均匀细小的β晶粒的第三锻态钛合金；

以相变点以下25～55℃的温度对所述第三锻态钛合金进行多火次的反复镦拔锻造，获得坯料组织完全破碎的第四锻态钛合金；

对所述第四锻态钛合金进行锻后固溶时效处理，获得综合性能良好匹配的亚稳β钛合金。

进一步地，所述高温β相区的温度为900～1050℃。

进一步地，真空自耗熔炼的次数为三次。

进一步地，开坯锻造的次数为三火次。

进一步地，对所述第一锻态钛合金进行2～5火次的反复镦拔锻造。

进一步地，以相变点以上35～65℃的温度对所述第二锻态钛合金进行单火次的镦拔锻造。

进一步地，对所述第三锻态钛合金进行3～5火次的反复镦拔锻造。

进一步地，所述在高温β相区对所述钛合金铸锭进行多火次开坯锻造之前，还包括：通过金相法测定所述钛合金铸锭的β转变温度。

进一步地，以β转变温度以下15～55℃的温度对所述第四锻态钛合金进行固溶处理。

(3)有益效果

综上，本发明通过主干成分体系为Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb系的钛合金，实现了其综合性能的良好匹配，可为促进超高强钛合金的工程应用、进一步丰富我国航空钛合金材料体系、满足未来对超高强钛合金材料的需求，提供材料技术基础。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对本发明实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面所描述的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1是本发明实施例1提供的一种的钛合金固溶时效态显微组织图；

图2是本发明实施例1提供的一种钛合金室温拉伸应力-应变曲线图；

图3是本发明实施例2提供的一种的钛合金固溶时效态显微组织图；

图4是本发明实施例2提供的一种钛合金室温拉伸应力-应变曲线图；

图5是本发明实施例3提供的一种的钛合金固溶时效态显微组织图；

图6是本发明实施例3提供的一种钛合金室温拉伸应力-应变曲线图；

图7是本发明实施例提供的一种Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb系亚稳β钛合金的制备方法的流程示意图。

具体实施方式

下面结合附图和实施例对本发明的实施方式作进一步详细描述。以下实施例的详细描述和附图用于示例性地说明本发明的原理，但不能用来限制本发明的范围。

需要说明的是，在不冲突的情况下，本申请中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。下面将参照附图并结合实施例来详细说明本申请。

本发明实施例提供的一种Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb系亚稳β钛合金，包括重量百分比为3.8％～4.6％的铝、重量百分比为5.7％～6.5％的钒、重量百分比为4.2％～5.2％的钼、重量百分比为3.0％～3.7％的铬、重量百分比为1.0％～2.2％的锆、重量百分比≤1.0％的铌、重量百分比≤0.05％的碳、重量百分比≤0.05％的氮、重量百分比≤0.015％的氢、重量百分比≤0.15％的氧，余量为钛和杂质元素。

在上述实施方式中，实现新型多元超高强钛合金成分的主动优化设计。成分设计以临界Mo当量为原则，采用多元强化思想，通过相图计算，辅以晶体结构设计方法，在合金的设计过程中优先考虑使β相的合金化满足最小均匀结构单元法则，从而初步确定新型超高强钛合金的主元种类及范围。然后通过Mo当量、Bo值和Md值对初步获得的超高强钛合金名义成分进行校核，从而筛选确定新型超高强钛合金的主干成分体系。该亚稳β钛合金的静强度≥1500MPa，延伸率≥6％，断裂韧度≥50MPa·m

图7是本发明实施例提供的一种Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb系亚稳β钛合金的制备方法的流程示意图，如图7所示，该方法可以包括以下步骤：

S100、采用多次真空自耗熔炼将Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb系亚稳β钛合金的各组分制备成组织和化学成分均匀的钛合金铸锭；

S200、在高温β相区对钛合金铸锭进行多火次开坯锻造，获得第一锻态钛合金；

S300、以相变点以下15～55℃的温度对第一锻态钛合金进行多火次的反复镦拔锻造，获得第二锻态钛合金；

S400、以相变点以上30～70℃的温度对第二锻态钛合金进行单火次的镦拔锻造，获得均匀细小的β晶粒的第三锻态钛合金；

S500、以相变点以下25～55℃的温度对第三锻态钛合金进行多火次的反复镦拔锻造，获得坯料组织完全破碎的第四锻态钛合金；

S600、对第四锻态钛合金进行锻后固溶时效处理，获得综合性能良好匹配的亚稳β钛合金。

在上述实施方式中，步骤S100中，采用三次真空自耗熔炼制备组织和化学成分均匀的钛合金铸锭。

步骤S200中，开坯锻造能够破碎铸锭原始粗大的晶粒，铸锭的组织均匀性和方向性获得初步改善；在相变点以上(900～1050℃的温度区间)进行三火次开坯锻造。

步骤S300中，通过本阶段多火次的改锻，实现合金组织的静态与动态再结晶，充分细化晶粒，实现对钛合金坯料组织均匀性的进一步调控；对第一锻态钛合金进行2～5火次的反复镦拔锻造。

步骤S400中，利用相变再结晶原理，重新返回相变点以上35～65℃的温度范围内，进行单火次的镦拔锻造，生成新的均匀细小的β晶粒。

步骤S500中，使细小均匀的坯料组织得到完全的破碎，实现进一步均匀化和细化坯料组织，从而达到对超高强钛合金锻态组织的主动调控；对第三锻态钛合金进行3～5火次的反复镦拔锻造。

步骤S600中，对锻态钛合金进行锻后固溶时效处理，以实现对超高强钛合金材料最终显微组织的主动控制。

作为一种可选的实施方式，在高温β相区对钛合金铸锭进行多火次开坯锻造之前，还包括：通过金相法测定钛合金铸锭的β转变温度。

作为一种可选的实施方式，以β转变温度以下15～55℃的温度对第四锻态钛合金进行固溶处理。其中，通过β转变温度以下15～55℃的固溶处理，组织中既可形成大量的亚稳β相，同时锻造过程中获得的初生α相又可抑制β晶粒的长大。在此基础上，设计不同的时效工艺步骤和参数，可以实现对本发明提出的钛合金次生α相的大小、形态、分布和数量的主动调控，进而实现其超高强度和塑性、韧性等综合性能的良好匹配。

实施例1

一种Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb系超高强亚稳β钛合金的制备方法，具体实施步骤为：

1.按照本发明的提出的新型超高强钛合金成分体系：铝3.8％～4.6％、钒5.7％～6.5％、钼4.2％～5.2％、铬3.0％～3.7％、锆1.0％～2.2％、铌≤1.0％、碳≤0.05％、氮≤0.05％、氢≤0.015％、氧≤0.15％，余量为钛和不可避免的杂质元素。采用三次真空自耗熔炼制备化学成分和组织均匀的钛合金铸锭，测试其铸锭的β转变温度为810～815℃，在900～1050℃温度区间内进行3火次开坯锻造，破碎原始粗大的铸锭晶粒。

2.降低锻造温度至相变点以下，在770～800℃温度范围内进行5火次反复镦拔锻造。通过本阶段多火次的改锻，实现合金组织的静态与动态再结晶，充分细化晶粒，实现对钛合金坯料组织均匀性的进一步调控。

3.在850～880℃温度范围内，进行1火次的镦拔锻造，生成新的均匀细小的β晶粒。然后，再次降至相变点以下，760～790℃温度范围内进行5火次反复镦拔，使细小均匀的坯料组织得到完全的破碎，实现进一步细化和均匀化坯料组织，从而实现对超高强钛合金锻态组织的主动调控。

4.对上述步骤得到的锻态钛合金进行锻后固溶时效处理，以进一步实现对超高强钛合金材料最终显微组织的主动控制。通过780℃的固溶处理，组织中既可形成大量的亚稳β相，而锻造过程中获得的初生α相又可抑制β晶粒的过度长大。然后在520～540℃温度下进行4～8小时的时效处理，次生α相弥散析出，从而实现沉淀强化。

力学性能测试结果表明，其抗拉强度为1503MPa，屈服强度为1435MPa，伸长率为10.2％，断面收缩率为31.1％，断裂韧度为51.5MPa·m

该实施例制备出的超高强钛合金固溶时效态显微组织如图1所示，其在室温下的拉伸应力-应变曲线如图2所示。

实施例2

本实施例与实施例1的不同之处在于：

步骤2，锻造温度范围760～780℃，锻造火次为4次；步骤4，固溶温度为800℃，时效采用升序双级时效制度，第一步低温时效温度为300℃，第二步高温时效温度为510～530℃。

性能测试结果表明，其抗拉强度为1523MPa，屈服强度为1446MPa，伸长率为7.0％，断面收缩率达到14.3％，断裂韧度为50.01MPa·m

该实施例制备出的超高强钛合金固溶时效态显微组织如图3所示，其在室温下的拉伸应力-应变曲线如图4所示。

实施例3

本实施例与实施例1的不同之处在于：

步骤3，相变点以下锻造温度范围为770～790℃，锻造火次为3次；步骤4，固溶温度为790℃，时效采用降序双级时效制度，第一步高温时效温度510～530℃，第二步低温时效温度350℃。

性能测试结果表明，其抗拉强度为1458MPa，屈服强度为1398MPa，伸长率为6.0％，断面收缩率达到22.8％，断裂韧度为56.8MPa·m

该实施例制备出的超高强钛合金固溶时效态显微组织如图5所示，其在室温下的拉伸应力-应变曲线如图6所示。

需要明确的是，本说明书中的各个实施例均采用递进的方式描述，各个实施例之间相同或相似的部分互相参见即可，每个实施例重点说明的都是与其他实施例的不同之处。本发明并不局限于上文所描述并在图中示出的特定步骤和结构。并且，为了简明起见，这里省略对已知方法技术的详细描述。

以上仅为本申请的实施例而已，并不限制于本申请。在不脱离本发明的范围的情况下对于本领域技术人员来说，本申请可以有各种更改和变化。凡在本申请的精神和原理之内所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本申请的权利要求范围内。