一种Ti-Al-Zr-Mo-V系中强高塑钛合金及其制备方法
【技术领域】：
[0001] 本发明涉及钛合金材料技术领域，具体涉及一种Ti-Al-Zr-Mo-V系中强高塑钛合 金及其制备方法。
【背景技术】：
[0002] 钛合金由于比强度高，耐腐蚀性能好，在航空航天领域有着非常重要的应用。其 中，抗拉强度在700MPa-1000MPa范围的钛合金通常被定义为中强钛合金，它们具备良好的 综合性能，既具有较高的强度，又有足够的塑性以及优良的焊接性能。TC4(Ti-6Al-4V)作 为最广泛应用的中强钛合金，在航空工业领域主要用于制造发动机的风扇和压气机盘及叶 片，以及飞机结构中的梁、接头和隔框等重要承力构件。根据国标GB/T 2965-1996要求，退 火状态下TC4钛合金的屈服强度应大于825MPa，抗拉强度大于895MPa，延伸率大于10 %， 断面收缩率大于25%。从以上数据可以看出，TC4合金塑性相对较低，均匀塑性变形能力 差，塑性加工成形较困难，尺寸精度难以控制，这些问题在一定程度上限制了 TC4钛合金加 工成形，影响其广泛应用。
[0003] 在诸多改善和提高钛合金强韧化的技术方法中合金化无疑是最根本的手段，故希 望通过适当的成分调整获得一种冷成形性优异，抗拉强度为800-1000MPa，延伸率优于TC4 钛合金的新型钛合金。
【发明内容】
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[0004] 本发明的目的在于提供一种Ti-Al-Zr-Mo-V系中强高塑钛合金及其制备方法，该 钛合金抗拉强度为800-1000MPa，延伸率大于18 %，实现了强度和塑性的良好匹配，获得了 优异的加工性能和冷成形性。
[0005] 为实现上述目的，本发明技术方案如下：
[0006] 一种Ti-Al-Zr-Mo-V系中强高塑钛合金，按重量百分含量计，该钛合金化学成分 为：A1 3. 0 ~5. 0%，Zr 1. 0 ~3· 5%，Mo 2. 0 ~4. 2%，V 1. 0 ~3. 5%，余量为 Ti 和不可 避免的杂质元素。
[0007] 本发明钛合金化学成分中，Zr优选为1. 0~3. Owt. %，Mo优选为2. 0~4. Owt. %, V优选为1. 〇~3. Owt. %。
[0008] 本发明上述成分范围内的钛合金采用的制备方法包括如下步骤：
[0009] (1)按所需合金成分配料，并制成合金铸锭；
[0010] ⑵β相区开坯锻造：锻造温度为1150°c，三墩三拔，每道次压下量为50%，锻后 空冷；
[0011] ⑶α +β两相区精锻：锻造温度为β相变点以下30°c，三墩三拔，每道次压下量 为40%，锻后空冷；
[0012] (4)热处理：热处理温度为β相变点以下30~245°C，保温lh，空冷。
[0013] 本发明有益效果如下：
[0014] 1、本发明的Ti-Al-Zr-Mo-V系中强高塑钛合金，与传统TC4钛合金相比，降低了 A1、V含量，增加了中性元素 Zr及β稳定元素 Mo的含量。一般过渡元素组成的晶体中， d-d交互作用由于轨道能量相近，在变形过程中位错滑移时，电子很容易发生转移从而有利 于滑移的进行；P-P交互作用由于配位数较低，方向性较强，出现各向异性，使变形难以均 匀变形，易造成脆性，钛合金中，不同合金元素 d-d交互作用与p-p交互作用存在差异，本发 明在传统TC4钛合金基础上添加一定量的Zr元素和Mo元素，并调整优化各元素配比后，材 料的塑性显著增加。
[0015] 2、本发明成分范围内的合金室温拉伸性能达到了抗拉强度为800_1000MPa，延伸 率大于18%这一设计目标，与TC4合金相比，塑性得到了明显升高，实现了强度和塑性的良 好匹配，有利于材料的变形，有效地改善了合金的加工性能和冷成形性。
【附图说明】：
[0016] 图1为实施例1合金室温拉伸性能随热处理温度的变化曲线。
[0017] 图2为实施例2合金室温拉伸性能随热处理温度的变化曲线。
[0018] 图3为实施例3合金室温拉伸性能随热处理温度的变化曲线。
[0019] 图4为实施例4合金室温拉伸性能随热处理温度的变化曲线。
[0020] 图5为实施例5合金室温拉伸性能随热处理温度的变化曲线。
[0021] 图6为实施例6合金室温拉伸性能随热处理温度的变化曲线。
[0022] 图7为实施例7合金室温拉伸性能随热处理温度的变化曲线。
[0023] 图8为实施例8合金室温拉伸性能随热处理温度的变化曲线。
[0024] 图9为实施例9合金室温拉伸性能随热处理温度的变化曲线。
【具体实施方式】：
[0025] 下面结合附图及实施例对本发明的钛合金作进一步的说明。
[0026] 以下实施例钛合金制备工艺为：将纯A1、纯Zr、Al_Mo中间合金、A1-V中间合金与 海绵钛经配料混匀后，用压机压制成若干支小电极，然后将若干支小电极焊在一起，经过三 次真空自耗熔炼，制成合金铸锭。铸锭在测定相变点，去头去尾，扒除表层氧化皮后，首先在 1150°C开坯锻造，然后在β相变点以下30°C精锻成棒材。锻造完成之后，对合金进行热处 理，本发明成分范围内的钛合金热处理制度为：在相变点以下30°C~245°C温度范围内保 温lh后空冷。合金热处理制度决定了合金的显微组织并影响性能指标。
[0027] 由于应变速率敏感指数m值反应了材料抵抗颈缩的能力和均匀变形的能力，m值 越大，对局部收缩的抗力越大，变形趋向均匀，因而锻造及热处理等工艺完成之后，进行了 室温拉伸和应变速率敏感指数m值的测定，其结果如表1所示。
[0028] 表1本发明钛合金与TC4合金的性能对比
[0029]
[0031] 实施例1
[0032] 按下述配方：A1 4. 96wt %, Zr 2. Olwt %，Mo 3. 05wt %, V 1. 96wt %，余量为 Ti和不可避免的杂质，配制电极，进行3次真空自耗熔炼得到铸锭，测得合金的相变点 为915°C，锻造完成后对锻件取样，分别在875°C、825°C、770°C、720°C、670°C保温lh后 空冷，然后加工成实验样品进行拉伸性能测试，得到不同热处理温度下的拉伸性能如 图1所示，从图中可以看出，经热处理后合金的强度和塑性均可达到设计目标。选择 0. 01s \ 0.1 s \ Is \ 10s \ 20s 1这5组应变速率在Gleeble试验机上进行室温压缩试验，测 得如表1所示的室温应变速率敏感指数m，其m值明显大于TC4钛合金。
[0033] 实施例2
[0034] 按下述配方：Al 4. 98wt %, Zr 0· 98wt %，Mo 2. 03wt %, V 1. 02wt %，余量为 Ti和不可避免的杂质，配制电极，进行3次真空自耗熔炼得到铸锭，测得合金的相变点 为955°C，锻造完成后对锻件取样，分别在925°C、875°C、835°C、770°C、720°C保温lh后 空冷，然后加工成实验样品进行拉伸性能测试，得到不同热处理温度下的拉伸性能如 图2所示，从图中可以看出，经热处理后合金的强度和塑性均可达到设计目标。选择 0. 01s \ 0.1 s \ Is \ 10s \ 20s 1这5组应变速率在Gleeble试验机上进行室温压缩试验，测 得如表1所示的室温应变速率敏感指数m，其m值明显大于TC4钛合金。
[0035] 实施例3
[0036] 按下述配方：Al 4. 08wt %, Zr 2. 96wt %，Mo 3. 13wt %, V 1. 08wt %，余量 为Ti和不可避免的杂质，配制电极，进行3次真空自耗熔炼得到铸锭，测得合金的相 变点为915 °C，锻造完成后对锻件取样，分别在8