专利名称：：一种新型高强高韧钛合金的制作方法
技术领域：
：本发明涉及一种钛合金，具体涉及一种新型的高强高韧钛合金。
背景技术：
：近年来随着材料科学的发展以及能源危机的冲击，航空航天工业对高强度、高断裂韧性的新型结构材料的需要越来越迫切。因此，研制具有自主知识产权，能够替代超高强度钢并用于航空大型承力件的新型高强高韧钛合金势在必行。所谓高强高韧钛合金一般指抗拉强度在1000MPa以上，断裂韧性在55MPam1/2以上，且具有较好塑性的钛合金。目前，国内外主要的代表性高强高韧钛合金有Ti-10V-2Fe-3Al，Ti-5Al-5Mo-5V-lFe-lCr，Ti-3Al-5Mo-5V-8Cr(TB2)，Ti-3Al-5Mo-5V-2Cr(TB10)等。这些高强高韧钛合金以亚稳P钛合金和近P钛合金为主。近|3钛合金和亚稳定13钛合金分别指|3稳定系数在11.5和1.52.5的13钛合金。ke值的定义为钛合金中各13稳定元素的重量百分比与各自的临界浓度的比值之和即ke=CM。/11+CV/14.9+Ctt/6.5+CNb/28.4+CTa/40"'+CFe/5(式1)，CM。、Cv、C&、Q、CTa、…、c&为合金中所含e稳定元素的重量百分比。e钛合金的强化机制主要是亚稳P相通过时效处理，分解成弥散分布的aj目、稳定P相或其它第二相，使合金强度得到大幅度提高。合金成分、显微组织是决定钛合金断裂韧性的主要因素，合金成分决定了合金中P相的数量，也决定了合金的类型和断裂韧性。显微组织的形态、数量、体积等因素同样决定合金断裂韧性的高低。一般来说，随着强度的提高，合金的断裂韧性降低。因此在国内外高强高韧钛合金的类型主要以近P钛合金和亚稳P钛合金为主。但由于高强高韧的钛合金主要作为结构材料在现代技术中广泛使用，因此新型高强高韧钛合金除了具有良好的力学性能外，同时还应具有良好的可加工性及深硬化性。亚稳|3钛合金由于合金化程度较高，合金相变点较低，13晶粒容易在|3相区锻造的反复加热过程中长大，对合金的塑性极为不利。同时，高合金化P合金抗变形抗力较大，在锻件截面尺寸较大时难以实现较大的变形量，故不选用此类型合金。近|3型钛合金含有临界浓度附近的13稳定元素，Mo当量为8.510.8，Ke为1.01.5，因此该类合金兼有a+|3两相和亚稳定|3相合金的性能特征，即在固溶状态具有良好的冷加工性能，在固溶时效状态下具有良好的强度、塑性和断裂韧性相匹配，且热加工工艺性能十分优异，加工温度及变形抗力远低于大多数工业钛合金。此外，该类合金淬透性高，可用于大截面结构件。富P的两相钛合金，Ke为0.81.0，该类钛合金通过热处理可改变P相的形态和数量，性能可在较大范围内调节，具有强度、塑性和断裂韧性的良好匹配，且变形抗力小，热加工性能较好。美国的Ti-10V-2Fe-3Al合金按照标准AMS4984(75mm厚锻件)，其Rm=1193MPa，Rp。.2=1103MPa，A=4%，KIC=44MPa*m1/2。由此可见该合金的强度可以达到高强的标准，但是断裂韧性略差。同时由于该合金由于含有2%Fe，在熔炼时容易因成分偏析产生"l3斑点"，在稍微低于基体转变温度进行热处理时就会发生偏析问题，从而影响合金的性能。
发明内容本发明的目的在于提供一种新型高强高韧钛合金，不仅具有良好的力学性能，同时还具有良好的可加工性及深硬化性。为实现上述目的，本发明采取以下技术方案之一—种高强高韧钛合金，其成分包括(重量百分数)2.05.5X的A1;2.08.0X的Mo，2.06.0%的V，且Mo/V的值在1/34;2.05.0%的0;ke=CM。/11+CV/14.9+CCr/6.5+C^/5，其值为0.851.4;中性元素Zr、Hf、Sn中的一种或者两种，且成分范围均为0.153.5%;其余为Ti，其它杂质包括不大于O.10X的Si，不大于0.10%的0，不大于0.01%的H，其余成分按常规钛合金控制。—种优选技术方案，其特征在于所述的其它成份按常规钛合金控制，为控制C含量不超过0.05%，N含量不超过0.05%。之二—种高强高韧钛合金，其成分包括(重量百分数)2.05.5X的A1;2.08.0X的Mo，2.06.0%的V，且Mo/V的值在1/34;2.05.OX的Cr和Fe，并且Fe的含量不超过0.9%;ke=CM。/11+CV/14.9+CCr/6.5+C^/5，其值为0.851.4;其余为Ti，不大于O.10X的Si，其它杂质包括不大于O.10%的0，不大于0.01%的H，其余成分按常规钛合金控制。—种优选技术方案，其特征在于所述合金中还包括中性元素Zr、Hf、Sn中的一种或者两种，并且各中性元素的含量均为0.153.5%。—种优选技术方案，其特征在于所述的其它成份按常规钛合金控制，为控制C含量不超过0.05%，N含量不超过0.05%。为了获得综合性能优异的钛合金，本发明中使用了同晶型的13稳定元素Mo和V。Mo和V是13稳定元素中应用最广的两个元素，对13相起固溶强化作用，并显著降低相变点，增加合金的淬透性，从而增强热处理强化效果。由于他们是P同晶元素，不会发生共析反应，保证合金在高温下的组织稳定性。本发明的合金需要添加适量的共析型稳定元素Cr或者Fe，Cr和Fe强化效果大，稳定P相能力强，是高强13型钛合金的主要添加剂。Cr和Fe含量过高，会容易出现偏析和形成脆性金属间化合物。本发明的合金加入了a稳定元素A1，Al的加入可提高再结晶温度，有利于近P型钛合金的次生a相析出，还可防止由亚稳定13钛合金或者近|3钛合金在低温时的亚稳P相分解"相而引起脆性。本发明的合金还加入了适当的中性元素Zr，Hf和Sn，其含量优选不超过3.5%。Zr，Hf和Sn对P相起补充强化作用，也能抑制"相的生成，使合金具有良好的压力加工性能和焊接性能。本发明的新型钛合金可用在海绵钛中添加本发明规定的纯金属或中间合金，并利用真空感应熔炼(VIM)、真空电弧熔炼(VAR)、真空感应凝壳熔炼(ISM)、等离子电弧熔炼(PAM)和电子束熔炼(EBM)等多种熔炼方法熔炼而成。本发明合金的铸锭在相变点以上的温度开坯，然后进行中间锻造，锻造成用棒坯。棒坯在相变点以上或以下5(TC范围内加热，然后采用多火次的换向镦拔锻造制备成品棒材，总变形量应大于77%，成品棒材采用双重或多重热处理，热处理后合金的初生球状a相含量应控制在15%20%，即可制成高强高韧性的棒材。有益效果本发明的优点在于1、本发明的钛合金相变点低，合金的淬透性强，在高温下的组织稳定性好。2、本发明的合金不容易出现偏析和形成脆性金属间化合物。3、本发明的合金提高了再结晶温度，有利于近|3型钛合金的次生a相析出，还可防止由亚稳定P钛合金或者近P钛合金在低温时的亚稳P相分解"相而引起脆性。4、本发明的合金具有良好的压力加工性能和焊接性能。5、本发明的合金具有良好的拉伸塑性和可锻性。下面通过具体实施方式对本发明做进一步说明，但并不意味着对本发明保护范围的限制。具体实施方式实施例1根据所确定的合金成分，选用以下合金料进行配料市售海绵钛，海绵锆，金属铬，金属铝豆，Ti-Sn中间合金，Ti-Mo中间合金，A1-V中间合金制备成单块电极，单块电极在真空焊箱内组焊成自耗电极，自耗电极在真空自耗熔炼炉中进行三次真空自耗熔炼制备成铸锭，铸锭的化学成分见表l。表1铸锭的化学成分(wt%)<table>tableseeoriginaldocumentpage5</column></row><table>该合金在相变点115(TC开坯锻造，在82(TC的中间锻造后制成(M10mm的棒坯，棒坯加热到90(TC或82(TC后，在精锻机上锻造成36mmX67mm棒材。经过表2中所列的热处理制度处理后，按GB/T228-2002的要求进行力学性能测试，其力学性能见表2。表2锻造方棒的力学性能<table>tableseeoriginaldocumentpage6</column></row><table>该合金在相变点1150。C开坯锻造，在82(TC的中间锻造后制成(M10mm的棒坯，棒坯加热到90(TC或82(TC后，在精锻机上锻造成36mmX67mm棒材。经过表4中所列的热处理制度处理后，按GB/T228-2002的要求进行力学性能测试，其力学性能见表4，测试结果表明合金具有良好的强度、塑性和断裂韧性。表4锻造方棒的力学性能<table>tableseeoriginaldocumentpage6</column></row><table>实施例3根据所确定的合金成分，选用以下合金料进行配料市售海绵钛，海绵锆，金属铬，金属铝豆，Ti-Mo中间合金，Al-V中间合金制备成单块电极，单块电极在真空焊箱内组焊成自耗电极，自耗电极在真空自耗熔炼炉中进行三次真空自耗熔炼制备成铸锭，铸锭的化学成分见表5。表5铸锭的化学成分(wt%)<table>tableseeoriginaldocumentpage7</column></row><table>该合金在相变点115(TC开坯锻造，在82(TC的中间锻造后制成(M10mm的棒坯，棒坯加热到90(TC或82(TC后，在精锻机上锻造成36mmX67mm棒材。经过表6中所列的热处理制度处理后，按GB/T228-2002的要求进行力学性能测试，其力学性能见表6，测试结果表明合金具有良好的强度、塑性和断裂韧性。表6锻造方棒的力学性能<table>tableseeoriginaldocumentpage7</column></row><table>实施例4根据所确定的合金成分，选用以下合金料进行配料市售海绵钛，海绵锆，金属铬，金属铝豆，Ti-Mo中间合金，Al-V中间合金制备成单块电极，单块电极在真空焊箱内组焊成自耗电极，自耗电极在真空自耗熔炼炉中进行三次真空自耗熔炼制备成铸锭，铸锭的化学成分见表7。表7铸锭的化学成分(wt%)<table>tableseeoriginaldocumentpage7</column></row><table>该合金在相变点115(TC开坯锻造，在82(TC的中间锻造后制成(M10mm的棒坯，棒坯加热到90(TC或82(TC后，在精锻机上锻造成36mmX67mm棒材。经过表8中所列的热处理制度处理后，按GB/T228-2002的要求进行力学性能测试，其力学性能见表8，测试结果表明合金具有良好的强度、塑性和断裂韧性。表8锻造方棒的力学性能<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage9</column></row><table>该合金在相变点115(TC开坯锻造，在82(TC的中间锻造后制成(M10mm的棒坯，棒坯加热到90(TC或82(TC后，在精锻机上锻造成36mmX67mm棒材。经过表12中所列的热处理制度处理后，按GB/T228-2002的要求进行力学性能测试，其力学性能见表12，测试结果表明合金具有良好的强度、塑性和断裂韧性。表12锻造方棒的力学性能<table>tableseeoriginaldocumentpage9</column></row><table>实施例7根据所确定的合金成分，选用以下合金料进行配料市售海绵钛，火器级海绵锆，原子能级Hf，金属铬，金属铝豆，Ti-Mo中间合金，A1-V中间合金制备成单块电极，单块电极在真空焊箱内组焊成自耗电极，自耗电极在真空自耗熔炼炉中进行三次真空自耗熔炼制备成铸锭，铸锭的化学成分见表13。表13铸锭的化学成分<table>tableseeoriginaldocumentpage9</column></row><table>该合金在相变点115(TC开坯锻造，在82(TC的中间锻造后制成(M10mm的棒坯，棒坯加热到90(TC或82(TC后，在精锻机上锻造成36mmX67mm棒材。经过表14中所列的热处理制度处理后，按GB/T228-2002的要求进行力学性能测试，其力学性能见表14，测试结果表明合金具有良好的强度、塑性和断裂韧性。表14锻造方棒的力学性能<table>tableseeoriginaldocumentpage9</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage10</column></row><table>实施例8根据所确定的合金成分，选用以下合金料进行配料市售海绵钛，火器级海绵锆，原子能级Hf，金属铬，金属铝豆，Ti-Mo中间合金，A1-V中间合金制备成单块电极，单块电极在真空焊箱内组焊成自耗电极，自耗电极在真空自耗熔炼炉中进行三次真空自耗熔炼制备成铸锭，铸锭的化学成分见表15。表15铸锭的化学成分<table>tableseeoriginaldocumentpage10</column></row><table>该合金在相变点115(TC开坯锻造，在82(TC的中间锻造后制成(M10mm的棒坯，棒坯加热到90(TC或82(TC后，在精锻机上锻造成36mmX67mm棒材。经过表16中所列的热处理制度处理后，按GB/T228-2002的要求进行力学性能测试，其力学性能见表16，测试结果表明合金具有良好的强度、塑性和断裂韧性。表16锻造方棒的力学性能<table>tableseeoriginaldocumentpage10</column></row><table>实施例9根据所确定的合金成分，选用以下合金料进行配料市售海绵钛，火器级海绵锆，原子能级Hf，金属铬，金属铝豆，Ti-Mo中间合金，A1-V中间合金制备成单块电极，单块电极在真空焊箱内组焊成自耗电极，自耗电极在真空自耗熔炼炉中进行三次真空自耗熔炼制备成铸锭，铸锭的化学成分见表17。表17铸锭的化学成分<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>该合金在相变点115(TC开坯锻造，在82(TC的中间锻造后制成(M10mm的棒坯，棒坯加热到90(TC或82(TC后，在精锻机上锻造成36mmX67mm棒材。经过表18中所列的热处理制度处理后，按GB/T228-2002的要求进行力学性能测试，其力学性能见表18，测试结果表明合金具有良好的强度、塑性和断裂韧性。表18锻造方棒的力学性能<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>实施例10根据所确定的合金成分，选用以下合金料进行配料市售海绵钛，金属铬，金属铝豆，Ti-Mo中间合金，Al-V中间合金制备成单块电极，单块电极在真空焊箱内组焊成自耗电极，自耗电极在真空自耗熔炼炉中进行三次真空自耗熔炼制备成铸锭，铸锭的化学成分见表19。表19铸锭的化学成分<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>该合金在相变点115(TC开坯锻造，在82(TC的中间锻造后制成(M10mm的棒坯，棒坯加热到90(TC或82(TC后，在精锻机上锻造成36mmX67mm棒材。经过表20中所列的热处理制度处理后，按GB/T228-2002的要求进行力学性能测试，其力学性能见表20，测试结果表明合金具有良好的强度、塑性和断裂韧性。表20锻造方棒的力学性能锻造AZKic温度热处理制度(MPa)(MPa)(%)(%)(MPa'm1''2)(。c)900610°C/8h(AC)132012657.016.061.3820750°C/2h(AC)+580°C/4h(AC)1145111018.040.060.0实施例ll根据所确定的合金成分，选用以下合金料进行配料市售海绵钛，海绵锆，金属铬，金属铝豆，金属铁，Ti-Mo中间合金，Al-V中间合金制备成单块电极，单块电极在真空焊箱内组焊成自耗电极，自耗电极在真空自耗熔炼炉中进行三次真空自耗熔炼制备成铸锭，铸锭的化学成分见表21。表21铸锭的化学成分(wt%)元素AlMoVCrFeCH0NSiTi含量5.52.06.04.90.10.050.010.100.050.1余量该合金在相变点115(TC开坯锻造，在82(TC的中间锻造后制成(M10mm的棒坯，棒坯加热到90(TC或82(TC后，在精锻机上锻造成36mmX67mm棒材。经过表22中所列的热处理制度处理后，按GB/T228-2002的要求进行力学性能测试，其力学性能见表22，测试结果表明合金具有良好的强度、塑性和断裂韧性。表22锻造方棒的力学性能锻造RpO.2AZKic温度热处理制度(MPa)(MPa)(%)(%)(MPa'm1/2)(。c)900610°C/8h(AC)135513359.022.057,7820750。C/2h(AC)+580°C/4h(AC)1170113512.036.058.31权利要求一种高强高韧钛合金，其成分包括(重量百分数)2.0～5.5％的Al；2.0～8.0％的Mo，2.0～6.0％的V，且Mo/V的值在1/3～4；2.0～5.0％的Cr；kβ＝CMo/11+CV/14.9+CCr/6.5+CFe/5，其值为0.85～1.4；中性元素Zr、Hf、Sn中的一种或者两种，且成分范围均为0.15～3.5％；余量为Ti。2.—种高强高韧钛合金，其成分包括(重量百分数)2.05.5%的Al;2.08.0%的Mo，2.06.0%的V，且Mo/V的值在1/34;2.05.0%的Cr和Fe，并且Fe的含量不超过0.9%;ke=CM。/11+CV/14.9+CCr/6.5+(^/5，其值为0.851.4;余量为Ti。3.根据权利要求2所述的高强高韧钛合金，其特征在于所述合金中还包括中性元素Zr、Hf、Sn中的一种或者两种，Zr、Hf或Sn的含量均为0.153.5%。4.根据权利要求l-3任一项所述的高强高韧钛合金，其特征在于所述高强高韧钛合金还包括不大于0.10%的Si，不大于0.10%的0，不大于0.01%的H;C、N含量按常规钛合金控制。5.根据权利要求4所述的高强高韧钛合金，其特征在于所述的C、N含量按常规钛合金控制，为控制C含量不超过0.05%，N含量不超过0.05%。全文摘要本发明涉及一种新型的高强高韧钛合金，其成分组成为(重量百分数)2.0～5.5％的Al，2.0～8.0％的Mo，2.0～6.0％的V，且Mo/V的值在1/3～4，含有Cr或Cr和Fe(Fe含量不超过0.9％)，其成分范围在2.0～5.0％，且kβ＝CMo/11+CV/14.9+CCr/6.5+CFe/5，其值为0.85～1.4，不大于0.10％的Si，不大于0.10％的0，不大于0.01％的H，其它成分按常规钛合金控制，余量为Ti；所述合金中还可以含有中性元素Zr、Hf、Sn中的一种或者两种，且成分范围均为0.15～3.5％。本发明合金的淬透性强，在高温下的组织稳定性好；不易出现偏析和形成脆性金属间化合物；具有良好的压力加工性能和焊接性能；具有良好的拉伸塑性和可锻性。文档编号C22C14/00GK101760667SQ20081024071公开日2010年6月30日申请日期2008年12月23日优先权日2008年12月23日发明者付艳艳,叶文君,宋月清,惠松骁申请人:北京有色金属研究总院