一种Ti-Al-V-Fe合金热轧板材的短流程制备方法

一种ti
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al
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v
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fe合金热轧板材的短流程制备方法
技术领域
1.本发明涉及一种ti
‑
al
‑
v
‑
fe合金热轧板材的短流程制备方法，属于合金材料轧制技术领域。


背景技术：

2.ti
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al
‑
v
‑
fe系合金由于其优异的综合性能及冷热加工性，可制做成管材、板材、棒材等多种形式产品，已经应用在装甲板、液压油管、飞机发动机塔架及军用车零部件等方面。
3.随着钛合金的不断发展，合金的低成本化越来越受到研究者的关注，针对于ti
‑
al
‑
v
‑
fe系合金，其是在tc4合金的基础上，用fe代替昂贵的v来降低成本的，因而对此合金来说，优化合金熔炼和简化加工工序便成了降低成本的主要手段。现有的熔炼手段一直以多次var熔炼技术为主，而在加工技术方面，往往利用多次var熔炼所得的铸锭经锻造后，方可进行后续的轧制。而且这样的过程最终的成材率仅达到50%～55%。因而改善熔炼工艺、简化加工工艺、提高成材率是本发明所要解决的技术问题。


技术实现要素：

4.为克服现有钛合金板材制备存在的上述不足，本发明提供一种ti
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al
‑
v
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fe合金热轧板材的短流程制备方法。
5.本发明通过下列技术方案实现：一种ti
‑
al
‑
v
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fe合金热轧板材的短流程制备方法，其特征在于包括下列各步骤：（1）按下列质量比配料：铝钒中间合金
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4.5～5.0 wt.%铝豆
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3.5～3.98 wt.%高纯铁
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1.2～1.8 wt.%钛白粉
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0.1～0.15 wt.%海绵钛
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余量，上述各组分之和为100 wt.%；（2）将步骤（1）的备料进行混料后，取适量混合料作为散装料，其余混合料均压制成块，于100～120℃烘干5～6h，随炉冷却，得压块料；（3）将步骤（2）的散装料平铺在装有七杆电子枪的eb炉冷床内，再将步骤（2）的适量压块料放入该eb炉的进料区；（4）在真空度为1.8
×
10
‑3～3.5
×
10
‑3torr时，开启1～5号电子枪对冷床内的散装混合料进行熔炼，控制1～5号电子枪的电压均为29.5～30.5kv，电流均为3.3～4.3a，熔炼100～120min后，关闭电子枪，冷却20～40min后，推入压块料至熔炼区，同时开启1～7号电子枪继续熔炼，并不断向eb炉进料区推入压块料，控制1～7号电子枪的电压均为29.5～30.5kv，1～2号电子枪电流为2.3～3.0a，3～4号电子枪电流为5.3～6.0a，5号电子枪电流
为3.6～4.6a，6～7号电子枪电流为1.6～2.6a，同时保持8～12mm/min的拉锭速度，如此持续推料、熔化和拉锭，直至熔炼完成，之后冷却至80～100℃，将铸锭从结晶器中取出，冷却至室温，经表面扒皮打磨处理后，得ti
‑
al
‑
v
‑
fe合金扁锭；（5）在步骤（4）的合金扁锭表面喷涂适量防氧化液，送入加热炉中，以4～6℃/min的升温速率升温至950～1000℃，保温6～7h，送入轧机上，进行一火8道次轧制，控制轧程变形率为55～59%，轧后厚度为82～89mm，得一火轧板；（6）将步骤（5）的一火轧板送入加热炉中，加热至930～960℃，保温2～3h，送入轧机上，进行二火7道次轧制，控制轧程变形率为75～82%，轧后厚度为15～22mm，得二火轧板；（7）将步骤（6）的二火轧板送入加热炉中，加热至920～935℃，保温1～2h，送入轧机上，进行三火6道次轧制，控制轧程变形率为53～78%，轧后厚度为5～7mm，得三火轧板；（8）将步骤（7）的热轧板在860～910℃下保温1～3h进行退火，冷却至室温后进行修磨、酸洗、矫直、剪切处理，得ti
‑
al
‑
v
‑
fe合金板材。
6.所述步骤（5）中的防氧化液为市购的无铅水性涂料，该涂料无毒无污染，在控制表面氧化、阻碍块料渗氢的同时还可改善金属的流动，涂料采用无空气的常规喷涂系统喷涂在ti
‑
al
‑
v
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fe合金扁锭表面，风干后再送入加热炉中。
7.所述步骤（5）中一火轧制8道次中，各道次的变形率分配依次为：4～6%、7～9%、10～12%、11～13%、10～14%、12～14%、9～10%、7～9%。
8.所述步骤（6）中二火轧制7道次中，各道次的变形率分配依次为：11～13%、17～20%、20～25%、20～23%、20～29%、18～24%、15～22%。
9.所述步骤（7）中三火轧制6道次中，各道次的变形率分配依次为：13～28%、15～25%、18～25%、11～23%、7～19%、5～14%。
10.所述步骤（8）得到的ti
‑
al
‑
v
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fe合金板材成分为：al：3.5wt.%～4.5wt.%，v：2.0 wt.%～3.0 wt.%，fe：1.2 wt.%～1.8 wt.%,o:0.2 wt.%～0.3 wt.%，其余为ti。
11.本发明具有下列优点和有益效果：采用上述技术方案得到的ti
‑
al
‑
v
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fe合金板材，不仅金相组织均匀、高低密度夹杂少、高纯净，而且加工工艺中无需进行锻造，直接使用铸锭进行热轧即可，大大缩短了钛合金板材的制造工艺流程，并且力学性能优于现有复杂制备工艺的水平。本发明工艺简单、操作方便，所得板材的综合成材率提高到80%左右，生产成本降低20～30%，具有明显的市场应用前景。
附图说明
12.图1为本发明工艺流程图。
13.图2为本发明实施例1所得板材金相组织图。
14.图3为本发明实施例2所得板材金相组织图。
15.图4为本发明实施例3所得板材金相组织图。
16.图5为本发明实施例1所得板材力学性能图。
17.图6为本发明实施例2所得板材力学性能图。
18.图7为本发明实施例3所得板材力学性能图。
具体实施方式
19.下面结合具体实施方式对本发明作进一步详细说明，但本发明的保护范围并不限于所述内容。
20.实施例1（1）按下列质量比配料：铝钒合金
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5 wt.%，高纯铁
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1.8 wt.%，铝豆
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3.98 wt.%，钛白粉
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0.15 wt.%，海绵钛
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89.07 wt.%；（2）将步骤（1）的备料进行混料后，取适量混合料作为散装料，其余混合料均压制成块，于120℃烘干5h，随炉冷却，得压块料；（3）将步骤（2）的散装料平铺在装有七杆电子枪的eb炉冷床内，再将步骤（2）的适量压块料放入该eb炉的进料区；（4）在真空度为1.8
×
10
‑3torr时，开启1～5号电子枪对冷床内的散装混合料进行熔炼，控制1～5号电子枪的电压均为29.5kv，电流均为3.3a，熔炼120min后，关闭电子枪，冷却20min后，推入压块料至熔炼区，同时开启1～7号电子枪继续熔炼，控制1～7号电子枪的电压均为29.5kv，1～2号电子枪电流为2.3a，3～4号电子枪电流为5.3a，5号电子枪电流为3.6a，6～7号电子枪电流为1.6a，同时保持8mm/min的拉锭速度，如此持续推料、熔化和拉锭，直至熔炼完成，之后冷却至100℃，将铸锭从结晶器中取出，冷却至室温，经表面扒皮打磨处理后，得ti
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al
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v
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fe合金扁锭；（5）在步骤（4）的合金扁锭表面喷涂适量市购的无铅水性涂料，风干后送入加热炉中，以4℃/min的升温速率升温至950℃，保温7h，送入二棍可逆式轧机上，进行一火8道次轧制，各道次的变形率依次为：5.0%、8.9%、11.6%、11.8%、11.1%、12.5%、9.5%、7.4%，轧程变形率为56%，得厚度为88mm的一火轧板；（6）将步骤（5）的一火轧板送入加热炉中，加热至930℃，保温3h，送入轧机上，进行二火7道次轧制，各道次变形率依次为：11.4%、17.9%、21.9%、20.0%、20.0%、18.8%、15.4%，轧程变形率为75.0%，得厚度为22mm的二火轧板；（7）将步骤（6）的二火轧板送入加热炉中，加热至920℃，保温2h，送入轧机上，进行三火6道次轧制，道次变形率依次为27.3%、25.0%、25.0%、22.2%、17.1%、13.8%，轧程变形率为77.3%，得厚度为5mm的三火轧板；（8）将步骤（7）的热轧板在860℃下保温3h进行退火，冷却至室温后进行修磨、酸洗、矫直、剪切处理，得ti
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al
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v
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fe合金板材，其中：酸洗用的是含氢氟酸水溶液，该溶液配比为：18%的hno3+12%的na
2 no3+3%的hf+余量水，以防钛合金吸氢；得到的ti
‑
al
‑
v
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fe合金板材成分为：al：4.14wt.%，v：2.47 wt.%，fe：1.54wt.%,o:0.24 wt.%，其余为ti；力学性能见表1、图5：表1
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样品编号r
m
/mpa r
p0.2
/mpaa/%191681811.1290381512.2391381411.7490680112.1591580711.3691081011.7平均值910.5810.811.7实施例2一种短流程ti
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al
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v
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fe合金铸锭直接热轧成板材的方法，包括下列各步骤：（1）按下列质量比配料：铝钒合金
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4.7 wt.%，高纯铁
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1.6 wt.%，铝豆
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3.75 wt.%，钛白粉
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0.12 wt.%，海绵钛
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89.83 wt.%；（2）将步骤（1）的备料进行混料后，取适量混合料作为散装料，其余混合料均压制成块，于100℃烘干6h，随炉冷却，得压块料；（3）将步骤（2）的散装料平铺在装有七杆电子枪的eb炉冷床内，再将步骤（2）的适量压块料放入该eb炉的进料区；（4）在真空度为3.5
×
10
‑3torr时，开启1～5号电子枪对冷床内的散装混合料进行熔炼，控制1～5号电子枪的电压均为30.5kv，电流均为4.3a，熔炼100min后，关闭电子枪，冷却40min后，推入压块料至熔炼区，同时开启1～7号电子枪继续熔炼，控制1～7号电子枪的电压均为30.5kv，1～2号电子枪电流为3.0a，3～4号电子枪电流为5.9a，5号电子枪电流为4.6a，6～7号电子枪电流为2.6a，同时保持12mm/min的拉锭速度，如此持续推料、熔化和拉锭，直至熔炼完成，之后冷却至80℃，将铸锭从结晶器中取出，冷却至室温，经表面扒皮打磨处理后，得ti
‑
al
‑
v
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fe合金扁锭；（5）在步骤（4）的合金扁锭表面喷涂适量市购的无铅水性涂料，风干后送入加热炉中，以5℃/min的升温速率升温至975℃，保温6.5h，送入二棍可逆式轧机上，进行一火8道次轧制，各道次的变形率依次为：5.0%、7.9%、11.4%、11.6%、10.9%、12.3%、9.3%、8.2%，轧程变形率为55.5%，得厚度为89mm的一火轧板；（6）将步骤（5）的一火轧板送入加热炉中，加热至940℃，保温2.5h，送入轧机上，进行二火7道次轧制，各道次变形率依次为：12.4%、19.2%、20.6%、20.0%、20.0%、18.8%、15.4%，轧程变形率为75%，得厚度为22mm的二火轧板；（7）将步骤（6）的二火轧板送入加热炉中，加热至930℃，保温1.5h，送入轧机上，进行三火6道次轧制，道次变形率依次为22.7%、23.5%、23.1%、20.0%、18.8%、7.7%，轧程变形率为72.7%，得厚度为6mm的三火轧板；（8）将步骤（7）的热轧板再880℃下保温2h进行退火，冷却至室温后进行修磨、酸洗、矫直、剪切处理，得ti
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al
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v
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fe合金板材，其中：
酸洗用的是含氢氟酸水溶液，该溶液配比为：25%的hno3+5%的na
2 no3+8%的hf+余量水，以防钛合金吸氢；得到的ti
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al
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v
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fe合金板材成分为：al：3.85wt.%，v：2.51 wt.%，fe：1.62wt.%,o:0.24 wt.%，其余为ti；力学性能见表2、图6；表2
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样品编号r
m
/mpa r
p0.2
/mpaa/%190381211.9290281512.1391381111.4491081311.7590582012.4691581012平均值908.0813.511.9实施例3一种短流程ti
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al
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v
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fe合金铸锭直接热轧成板材的方法，包括下列各步骤：（1）按下列质量比配料：铝钒合金
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4.5 wt.%，高纯铁
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1.2 wt.%，铝豆
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3.5 wt.%，钛白粉
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0.1 wt.%，海绵钛
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90.7 wt.%；（2）将步骤（1）的备料进行混料后，取适量混合料作为散装料，其余混合料均压制成块，于100℃烘干6h，随炉冷却，得压块料；（3）将步骤（2）的散装料平铺在装有七杆电子枪的eb炉冷床内，再将步骤（2）的适量压块料放入该eb炉的进料区；（4）在真空度为3.5
×
10
‑3torr时，开启1～5号电子枪对冷床内的散装混合料进行熔炼，控制1～5号电子枪的电压均为30.5kv，电流均为4.3a，熔炼100min后，关闭电子枪，冷却40min后，推入压块料至熔炼区，同时开启1～7号电子枪继续熔炼，控制1～7号电子枪的电压均为30.5kv，1～2号电子枪电流为3.0a，3～4号电子枪电流为5.9a，5号电子枪电流为4.6a，6～7号电子枪电流为2.6a，同时保持12mm/min的拉锭速度，如此持续推料、熔化和拉锭，直至熔炼完成，之后冷却至80℃，将铸锭从结晶器中取出，冷却至室温，经表面扒皮打磨处理后，得ti
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al
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v
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fe合金扁锭；（5）在步骤（4）的合金扁锭表面喷涂适量市购的无铅水性涂料，风干后送入加热炉中，以6℃/min的升温速率升温至1000℃，保温6h，送入二棍可逆式轧机上，进行一火8道次轧制，各道次的变形率依次为：6.0%、8.5%、10.5%、13.0%、13.4%、13.8%、10.0%、8.9%，轧程变形率为59%，得厚度为82mm的一火轧板；（6）将步骤（5）的一火轧板送入加热炉中，加热至960℃，保温2h，送入轧机上，进行二火7道次轧制，各道次变形率依次为：11.0%、17.8%、25.0%、
22.2%、28.6%、24.0%、21.1%，轧程变形率为81.7%，得厚度为15mm的二火轧板；（7）将步骤（6）的二火轧板送入加热炉中，加热至935℃，保温1h，送入轧机上，进行三火6道次轧制，道次变形率依次为13.3%、15.4%、18.2%、11.1%、7.5%、5.4%，轧程变形率为53.3%，得厚度为7mm的三火轧板；（8）将步骤（7）的热轧板在910℃下保温1h进行退火，冷却至室温后进行修磨、酸洗、矫直、剪切处理，得ti
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al
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v
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fe合金板材，其中：酸洗用的是含氢氟酸水溶液，该溶液配比为： 18%的hno3+12%的na
2 no3+8%的hf+余量水，以防钛合金吸氢；得到的ti
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al
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v
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fe合金板材成分为：al：4.16wt.%，v：2.42 wt.%，fe：1.59wt.%,o:0.23 wt.%，其余为ti；力学性能见表3、图7；表3
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样品编号r
m
/mpa r
p0.2
/mpaa/%190581212.3291382012390880912.1490581811.9591481312.5690981912.7平均值909.0815.212.3从图2、图3、图4对应的三个实施例的金相显微组织可以看出，三个实施例均为等轴状组织。
21.从图5、图6、图7对应的三个实施例的力学性能图可看出，三个实施例均符合性能要求，相比于现有技术即：多次var熔炼的铸锭、锻造后斜轧穿孔得到的热轧板材的力学性能，三个实施例的力学性能均优于现有技术，即：rm≥880mpa，rp0.2≥780mpa，a≥11%，且取得高效短流程低成本的技术效果。
22.以上实施例是本发明较佳的实施例，并非对本发明作任何限制，凡是根据本发明技术实质对以上实施例进行简单的修改、变更以及等效结构的变化，均仍属于本发明技术。