专利名称：一种α＋β两相钛合金及其加工方法
—种α + β两相钛合金及其加工方法技术领域
一种α+β两相钛合金及其加工方法，涉及一种航空航天及兵器领域应用的超高强可焊短时耐热(α+β )两相钛合金及其加工方法。
背景技术：
在钛金生产和应用领域，关于超高强的定义为根据钛合金的一般理解，按照室温抗拉强度级别划分的钛合金分类为低强钛及钛合金0 < 700MPa)、中强钛合金(700 MPa _ 他 <850MPa)、中高强钛合金(850 MPa < < lOOOMPa)、高强钛合金(1000 MPa <他 < 1200MPa)和超高强钛合金0 > 1200 MPa)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、提高有效载荷。
其可焊的定义为采用某种焊接方法，对工件或试样进行焊接并冷却后，外观无冷裂现象，对焊接件进行室温拉伸测试，强度系数大于等于O. 8，并且多数情况下断点在基体而非焊缝上且有仪器可测的拉伸塑性(如1%)。
其耐热的定义为长时间耐热一般指10小时以上乃至成千上万小时工况下强度的保持能力，一般测试考核指标为某高温下100小时的抗拉强度和蠕变及持久性能；短时间耐热指10小时以内(根据工况一般O. Γ10小时不等)其抗拉强度不低于300MPa。满足上述要求的(最高)温度为该钛及钛合金的耐热温度。对于纯钛，特定工况下10(T200°C即可认为是耐热的，对于钛合金，300°C以上才被认为具有耐热性。
目前，现存的超高强钛合金多集中于近β或β鈦合金；但由于多数近β或μ钛合金耐热性较差、所以仅限于300°C以下使用而不具有耐热特性；目前现有的耐热钛合金多集中于α或近钛合金，但不具备超高强特性；在适当的条件下，(α+β)两相钛合金有可能兼具超闻强和耐热两种特性。目如世界范围内关于有效截面在IOmm以上的棒材或板材的室温抗拉强度达到或超过1600MPa 1700MPa的正式报道或专利尚未见到。
关于钛及钛合金加工材的制备技术包括各种真空熔炼技术(VAR、CHRM、PM、頂等)、 各种热加工技术(铸造、热锻造、热轧制、热挤压、热拉拔、热处理、焊接等)、各种冷加工技术 (冷轧制、冷拉拔、冷镦制、冷机械加工成型等)以及其他技术(如氮化、微弧氧化、涂覆表面处理等)。
可在室温抗拉强度在1200MPa以上、最高可达1700MPa量级的超高强度钛合金及其工程化制备方法，该合金具有可进行电子束(EB)焊接的特性，并具有短时(I小时左右) 600°C高温下的耐热性。发明内容
本发明的目的就是为了获得一种可以满足特种飞行器构件的设计与制造用途的， 具有超高强度、具有可焊性的、在高温下具有短时耐热特性的α+β两相钛合金及其加工方法。
本发明的目的是通过以下技术方案实现的。
一种α+β两相钛合金，其特征在于其重量百分比的组成为Al :6. 59Γ7. 9%，Sn: I. 69Γ2. 6%, Zr :1. 69Γ2. 6%, Mo :1. 89Γ2. 8%, Cr :0. 99Γ2. 3%, Nb :1. 69Γ2. 6%, Ni :0. 89Γ1. 8%, Si < O. 5%, Fe < O. 20%, C _ O. 10%, N _ O. 10 %，O < O. 15 %，H _ O. 015%，其他杂质总和S O. 40%，余量为Ti。
本发明的一种α+β两相钛合金的熔炼过程是选用铝豆、铝箔、电解铬、Ti-Sn, Al-Mo、Al-Nb、Al-Si、Ti-Ni中间合金和海绵锆、海绵钛等原料，经破碎、烘干、混合、压制自耗电极、焊接后置于真空自耗电弧炉中进行2 4次的真空熔炼，制得钛合金铸锭。
本发明的一种α+β两相钛合金的加工方法，其特征在于其加工过程的步骤依次包括(1)将制得的钛合金铸锭，在1050°C 1250°c温度下的μ相区进行开坯锻造、镦粗、拔长的变形加；(2)在980°C 1150°C温度下，进行丨相区或近β相区锻造；(3)在950°C温度下，进行(α+β)两相区或近β相区一火次多道次热轧制；加工到需要的尺寸；(4)在650°C 750°C温度下，进行(α+β )两相区保温退火f 2小时空冷。
本发明的一种α+β两相钛合金，可以采用电子束焊接方法进行焊接，焊接后强度系数达到O. 8以上。钛合金在室温抗拉强度在1200MPa以上、最高可达1700MPa量级的超高强度钛合金，该合金具有可进行电子束(EB)焊接的特性，并具有短时(I小时左右)600°C 高温下的耐热性。当合金元素含量取上限或至少β稳定元素取上限时，为弥散颗粒均布于基体的组织特征；当合金元素含量取下限或至少β稳定元素取下限时，为双态组织或网篮组织特征，可以满足特种飞行器构件的设计与制造用途。
图I指实例I中的钛合金轧棒R态横断面显微组织，显示弥散均布的球状第二相； 放大倍数X 1000倍；图2指实例I中的钛合金轧棒M态横断面显微组织，显示弥散第二相明显溶解、更加细小；放大倍数Χ1000倍；图3指实例2中的钛合金轧棒R态横断面显微组织，显示弥散均布的球状第二相；放大倍数X 1000倍；图4指实例2中的钛合金轧棒M态横断面显微组织，显示第二相部分溶解；放大倍数X 1000 倍；图5指实例3中的钛合金轧棒R态横断面显微组织，显示网篮条状组织；放大倍数X 1000 倍；图6指实例3中的钛合金轧棒M态横断面显微组织，显示变化不大的网篮条状组织 ’放大倍数X 1000倍；图7指实例4中的钛合金轧棒R态横断面显微组织，显示双态组织；放大倍数Χ1000倍;图8指实例4中的钛合金轧棒M态横断面显微组织，显示均布的双态等轴组织；放大倍数X1000 倍。
具体实施方式
一种α+β两相钛合金，具有超高强度、具有EB可焊性的、在高温下具有短时耐热特性的(Ct+β )两相钛合金，以满足特种飞行器构件的设计与制造用途。
I、合金设计对现有的钛合金添加元素进行综合考察归纳，选择并确定 Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Cr-Nb-Ni-Si九元合金系。其中α稳定元素Al起到强化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，近中性的Sn、Zr和Si元素起到调和L相和相并提高耐热性的作用。采用晶体结构合金设计法则，选择最小结构单元排布模式，设计该(α+β)钛合金的质量百分比组成范围为Ti- (6. 5^7. 9) Al- (1.6^2.6) Sn- (I. 6^2. 6)Zr- (I. 8^2. 8)Mo- (O. 9^2. 3)Cr- (I. 6^2. 6)Nb- (0.8 L8)Ni_ C_ O. 5) Si - (_ O. 20)Fe- (― O 10)C- (― O. 10)N- (― O. 15)0- (― O. 015)H (wt. %)。其中 Fe、 C、N、O、H为不可避免的杂质，其他杂质总和不超过O. 40%。
2、合金的熔炼选用铝豆、铝箔、电解铬、Ti-Sn、Al-Mo, Al-Nb, Al-Si、Ti-Ni中间合金和海绵锆、海绵钛等原料，经破碎、烘干、混合、压制自耗电极、焊接后置于真空自耗电弧炉中进行2 4次的真空熔炼，获得新钛合金的VAR铸锭。
3、合金的热加工坯料加热和保温电阻炉中进行，在1050°C 1250°C之间的β相区。
开坯锻造根据工件尺寸选择合适吨位的锻造设备(油压机、水压机、空气锤等)， 对工件进行镦粗、拔长等变形加工。
后续锻造在980°C 1150°C之间的f相区或近相区加热保温后在相应的锻造设备上进行，中间过程可以反复并根据需要进行工件的热中断分割。
热轧制电阻炉(α+β)两相区或近|3相区950°C加热，一火次完成多道次热轧制加工到需要的尺寸。
热处理在6500C 750°C之间的(α+β )两相区加热保温退火。
焊接采用真空电子束焊接方式对工件(试样)进行EB焊接。
4、合金的冷加工锻造前的坯料准备铸锭扒皮、探伤、去冒口。
锻造火次之间或轧制前的表面缺陷修磨。
轧制完成后的分割下料、车铣刨磨等加工。
实施例I所有人工添加元素均取上限值，得到Ti-7. 9A1-2. 6Sn-2. 6Zr_2. 8Mo_2. 3Cr_2. 6Nb_l. 8 Ni-0. 5Si (wt. %)成分，杂质元素含量分别为Fe =0. 20%, C =0. 10%, N =0. 10%, 0=0. 15%,H=O. 015%。
经5kg和25kg真空自耗电弧炉熔炼4次，得到ψ IOOmm直径、重量IOkg的VAR铸锭。
铸锭经扒皮、探伤、去冒口后在箱式电阻炉中1250°C加热保温2小时。
在750kg空气锤上实施丨相区开坯锻造，实现镦拔变形。2火次完成。
后续锻造加热温度在980°C 1150°C之间，保温广2小时，实施跨β锻造。中间到D 55+2mmX55+2mm方棒时下料备测断裂韧性,余料锻至ψ 35+2mm棒材。4火次完成。
冷却后对ψ 35+2mm棒材进行表面修磨。
置ψ 35+2mm棒材于箱式电阻炉中95CTC加热保温I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ψ 14±a5mm黑皮轧棒。I火次完成。
中断下料，经750°C / I h AC退火热处理后余热矫直，磨削加工至ψ 13+° !!!的磨光棒成品。
切取试样进行EB焊接试验，焊后进行650°C / 2 h AC去应力退火处理，机加试样进行可焊性测试。
切取试样进行室温拉伸、断裂韧性和冲击韧性测试及高温拉伸性能测试。
各种性能测试结果见表f表3。
制备并观察各状态下材料的金相显微组织(典型组织见附图I)。
实施例2β添加元素取上限而，稳定元素和中性元素取下限(最小值)，得到Ti-6. 5A1-1. 6Sn-l 6Zr-2. 8Μο-2· 3Cr_2. 6Nb-l. 8Ni_0. 5Si (wt. %)成分，杂质元素含量分别为Fe =0. 15%, C =0.06%,N =0. 05%, 0=0. 09%, H=O. 005%。
经5kg和25kg真空自耗电弧炉熔炼3次，得到ψ IOOmm直径、重量IOkg的VAR铸锭。
铸锭经扒皮、探伤、去冒口后在箱式电阻炉中1200°C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°C 1150°C之间，保温广2小时，实施跨β锻造。中间到O 55+2mmX55+2mm方棒时下料备测断裂韧性,余料锻至丨h+2mm棒材。4火次完成。
冷却后对φ 35+2mm棒材进行表面修磨。
置ψ 35+2mm棒材于箱式电阻炉中95CTC加热保温I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4 14±a5mm黑皮轧棒。I火次完成。
中断下料，经750°C / I h AC退火热处理后余热矫直，磨削加工至I Π±α 5mm的磨光棒成品。
切取试样进行EB焊接试验，焊后进行650°C / 2 h AC去应力退火处理，机加试样进行可焊性测试。
切取试样进行室温拉伸、断裂韧性和冲击韧性测试及高温拉伸性能测试。
各种性能测试结果见表f表3。
制备并观察各状态下材料的金相显微组织(典型组织见附图2)。
实施例3,戶定元素Al和中性元素Sn、Zr取上限，β稳定元素Mo，Cr, Nb, Ni, Si取下限值， 得到 Ti-7. 9A1-2. 6Sn-2. 6Zr_l. 8Mo_0. 9Cr_l. 6Nb_0. 8Ni_0. 04Si (wt. %)成分，杂质元素含量分别为Fe =0. 10%, C =0. 03%, N =0. 02%, 0=0. 12%, H=O. 003%。
经5kg和25kg真空自耗电弧炉熔炼2次，得到| IOOmm直径、重量IOkg的VAR铸锭。
铸锭经扒皮、探伤、去冒口后在箱式电阻炉中1150°C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。I火次完成。
后续锻造加热温度在980°C 1100°C之间，保温f 2小时，实施跨|3或(Ct+β )锻造。 中间到(I 55+2_X55+2mm方棒时下料备测断裂韧性,余料锻至(J) 35+2mm棒材。4火次完成。
冷却后对ψ 35+2mm棒材进行表面修磨。
置ψ 35+2mm棒材于箱式电阻炉中95CTC加热保温I小时。
在横列式热轧机上进行两相区5道次轧制(椭圆-圆交替孔型)，得到ψ 14±0- 5mm黑皮轧棒。I火次完成。
中断下料，经750°C / I h AC退火热处理后余热矫直，磨削至ψ 13+° !!!的磨光棒成品。
切取试样进行EB焊接试验，焊后进行650°C / 2 h AC去应力退火处理，机加试样进行可焊性测试。
切取试样进行室温拉伸、断裂韧性和冲击韧性测试及高温拉伸性能测试。
各种性能测试结果见表f表3。
制备并观察各状态下材料的金相显微组织(典型组织见附图3)。
实施例4所有人工添加元素均取下限值，得到Ti-6. 5A1-1. 6Sn-l. 6Zr_l. 8Mo_0. 9Cr_l. 6Nb_0. 8 Ni-0. OSi (wt. %)成分，杂质元素含量分别为Fe =0. 07%, C =0. 02%, N =0. 01%, 0=0. 13%, H=O. 001%。
经5kg和25kg真空自耗电弧炉熔炼4次，得到<()IOOmm直径、重量IOkg的VAR铸锭。
铸锭经扒皮、探伤、去冒口后在箱式电阻炉中1150°C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。I火次完成。
后续锻造加热温度在980°C 1150°C之间，保温广2小时，实施跨〖锻造和两相区锻造。中间到D 55+2_X55+2mm方棒时下料备测断裂韧性,余料锻至丨h+2mm棒材。4火次完成。
冷却后对φ 35+2mm棒材进行表面修磨。
置ψ 35+2mm棒材于箱式电阻炉中950°C加热保温I小时。
在横列式热轧机上进行两相区5道次轧制(椭圆-圆交替孔型)，得到14±0- 5mm黑皮轧棒。I火次完成。
中断下料，经750°C/ I h AC退火热处理后余热矫直，磨削加工至i 13+° !!!的磨光棒成品。
切取试样进行EB焊接试验，焊后进行650°C / 2 h AC去应力退火处理，机加试样进行可焊性测试。
切取试样进行室温拉伸、断裂韧性和冲击韧性测试及高温拉伸性能测试。
各种性能测试结果见表f表3。
制备并观察各状态下材料的金相显微组织(典型组织见附图4)。
表I新钛合金的室温拉伸性能
权利要求
1.一种a + 0两相钛合金，其特征在于其重量百分比的组成为Al :6. 59T7. 9%，Sn:I. 69T2. 6%, Zr :1. 69^2. 6%, Mo :1. 89^2. 8%, Cr :0. 99^2. 3%, Nb :1. 69^2. 6%, Ni :0. 8%"l. 8%,Si ( 0. 5%, Fe ( 0. 20%, C 彡 0. 10%, N 彡 0. 10 %，O 彡 0. 15 %，H 彡 0. 015%，其他杂质总和< 0. 40%，余量为Ti。
2.—种a + 3两相钛合金的加工方法，其特征在于其加工过程的步骤依次包括 (1)将制得的钛合金铸锭，在1050°C 1250°C温度下的P相区进行开坯锻造、镦粗、拔长的变形加； (2)在980°C 1150°C温度下，进行P相区或近P相区锻造； (3)在950°C温度下，进行(a+ ￠)两相区或近0相区一火次多道次热轧制；加工到需要的尺寸； (4)在650°C 750°C温度下，进行(a+ 0 )两相区保温退火f 2小时空冷。
全文摘要
一种α＋β两相钛合金及其加工方法，涉及一种航空航天及兵器领域应用的超高强可焊短时耐热(α＋β)两相钛合金及其加工方法。其特征在于其重量百分比的组成为Al6.5%~7.9%，Sn1.6%~2.6%，Zr1.6%~2.6%，Mo1.8%~2.8%，Cr0.9%~2.3%，Nb1.6%~2.6%，Ni0.8%~1.8%，Si≤ 0.5%，Fe≤ 0.20%，C≤ 0.10%，N≤ 0.10%，O≤ 0.15%，H≤ 0.015%，其他杂质总和≤0.40%，余量为Ti。本发明的钛合金，可以采用电子束焊接方法进行焊接，焊接后强度系数达到0.8以上。钛合金在室温抗拉强度在1200MPa以上、最高可达1700MPa量级的超高强度钛合金，该合金具有可进行电子束焊接的特性，并具有短时600℃高温下的耐热性。
文档编号C22C14/00GK102978437SQ20121047985
公开日2013年3月20日 申请日期2012年11月23日 优先权日2012年11月23日
发明者曲恒磊, 李明强, 赵永庆, 李辉, 冯亮, 潘涛, 朱知寿 申请人:西部金属材料股份有限公司