93] 步骤3,将步骤2制备得到的电极，在真空自耗电弧炉中进行三次真空熔炼，得到 WSTi6211F钛合金铸锭：
[0094] -次熔炼：坩埚规格Φ 560mm，熔前真空度2. OPa，预真空度3. OPa，漏气率1.0 Pa/ min，熔炼电压45V，熔炼电流30kA，稳弧电流直流18A，冷却时间5h ;
[0095] 二次熔炼：坩埚规格Φ 640mm，熔前真空度2. OPa，预真空度2. OPa，漏气率1.0 Pa/ min，熔炼电压40V，熔炼电流32kA，稳弧电流交流20. 0A，冷却时间6h ;
[0096] 三次熔炼：坩埚规格Φ 720mm，熔前真空度2. OPa，预真空度1.0 Pa，漏气率1.0 Pa/ min，熔炼电压40V，熔炼电流35kA，稳弧电流交流22. 0A，冷却时间7h。
[0097] 步骤4,采用4500吨位快锻机对Φ560πι成品铸锭进行高温开坯锻造（镦粗、拔长 交替进行）：
[0098] 在相变点以上150± KTC加热，并保温2小时，后出炉锻造，进行3火次镦粗、拔长， 每一火次变形量50 %~70%，充分破碎铸锭心部的粗大的铸态组织。锻后锻坯冷却方式选 择水冷，水冷时间60分钟以上。
[0099] 步骤5,采用1600吨位快锻机对锻坯进行中间火次锻造（镦粗、拔长交替进行）：
[0100] 在相变点以下60~80°C加热，保温3小时，然后进行4火次镦粗、拔长，每火次变 形量控制在50%~70%，以充分破碎、细化棒材坯料的高温组织，同时减弱棒材横向和纵 向组织的方向性，终锻温度控制在800°C以上；最后对锻坯进行冷却，冷却方式选择空冷。
[0101] 步骤6,采用4500吨位快锻机对锻坯进行拔长与摔圆：
[0102] 在相变点以下60~80°C加热，保温3小时，然后进行4火次拔长，每火次变形量 控制在45%~70%，以进一步破碎、细化、均匀化棒材坯料的组织，冷却时采用空冷。最后 在60~80°C加热保温，对锻坯进行摔圆锻造，终锻温度控制在800°C以上，摔圆时应保证有 10 %以上的变形量，摔圆后得到的Φ 400 ± IOmm棒采用空冷。
[0103] 对实施例中制备得到的尺寸分别为Φ 560mm、Φ 640mm和Φ 720mm的WSTi62IlF合 金铸锭的纵向头、上、中、下、尾5点，头部和底部横截面的边缘、0. 5R和中心3个部位分别取 样对主元素和杂质元素进行化学成分检测，数据显示铸锭各部位各元素成分分布均匀以及 批次间的稳定性较好；对铸锭头、中、尾部位切片进行X射线透射，结果显示未发现任何成 分偏析和冶金缺陷；3批铸锭各个部位取样测试的主元素分布及含量如图1-图3所示。
[0104] 对实施例中制备得到3批铸锭锻造制备的棒材进行性能测试，结果表明： WSTi6211F钛合金在应变率从2000S1升到3000S 1时，流变应力增加了 60Mpa，高于TC4 钛合金（增加幅度31MPa)，同时冲击吸收能增加了 165J*cm3，高于TC4钛合金（增加 幅度123J · cm 3)，测试数据表明，随着应变率的提高，WSTi6211F的应变率强化效果好于 TC4(Ti-6Al-4V)，热软化程度小于TC4(Ti-6Al-4V)，综合的效果，即使在高应变条件下， WSTi6211F材料形状更加稳定，抗绝热剪切能力更好，典型动态应力应变曲线见图4所示。
[0105] 图5中a、b分别为WSTi6211F和TC4断口宏观形貌20倍放大图，c、d分别为 WSTi621 IF和TC4断口微观形貌200倍放大图，e、f分别为WSTi621 IF和TC4断口金相组织 200倍放大图，从图5中两组断口形貌对比可见，TC4(Ti-6Al-4V)断裂断口较为光滑平坦， 韧窝面积略少，且含有部分台阶，表明其抵挡塑性变形能力略弱。而WSTi6211F钛合金断口 较为粗糙，韧窝几乎分布在整个断面上，韧性良好，抗裂纹扩展能力较强。表明WSTI6211F 材料的塑性和韧性更好。
[0106] 相比本发明制备得到的WSTi6211F钛合金材料与传统TC4(Ti-6Al-4V)钛合金材 料的综合性能，结果如表1与表2所示：
[0107] 表1 WSTi6211F与TC4(Ti-6Al-4V)合金常规性能对比表
[0108] CN 105177355 A 说明书 8/8 页
[0109] 表2 WSTi6211F与TC4(Ti-6Al-4V)合金动态性能对比表
[0111] 由上表可知，与传统TC4(Ti-6Al-4V)钛合金材料相比，WSTi6211F钛合金材料具 有明显的性能优势，尤其是动态性能。WSTi6211F合金工业级大型铸锭成分均匀，制备的棒 材组织和性能均匀、稳定，且动态性能优异，适用于工业化生产。
【主权项】
1. 一种高动态性能近a型钛合金，其特征在于，按照质量百分比由以下元素组成：A1 : 5. 0% ~6. 8%，Zr:1. 5% ~2. 4%，Mo:1.O%~L9%，V:1. 5 %~2. 5%，Fe:0? 05% ~ 0. 30%，0 :0. 05%~0. 14%，余量为Ti，以上组分质量百分比之和为100%。2. -种高动态性能近a型钛合金的制备方法，其特征在于，具体按以下步骤实施： 步骤1，制备电极块： 采用AlMo、A1V、TiFe中间合金与海绵钛和1102粉末进行单块电极混料，并压制成电 极块；AlMo、A1V、TiFe中间合金与海绵钛和TiO2粉末混合后，各元素的质量百分比为：Al : 5. 0% ~6. 8%，Zr :1. 5% ~2. 4%，Mo :1. 0%~L9%，V :1. 5 %~2. 5%，Fe :0? 05% ~ 0. 30%，0 :0. 05%~0. 14%，余量为Ti，以上组分质量百分比之和为100% ; 步骤2,制备电极： 用夹具夹紧步骤1制得的电极块，采用非钨极氩气保护等离子箱将电极块焊接成圆柱 形的电极； 步骤3,真空熔炼： 将步骤2制备得到的电极，在真空自耗电弧炉中进行3次真空熔炼，得到WSTi621IF钛 合金铸锭； 步骤4,开坯锻造： 对WSTi62IlF钛合金铸锭在其相变点以上进行高温开坯锻造； 步骤5,中间火次锻造： 对经步骤4锻造后的WSTi6211F钛合金锻坯在相变点以下进行中间火次锻造； 步骤6,拔长、摔圆： 对经步骤5锻造后的WSTi6211F钛合金锻坯在相变点以下进行拔长与摔圆，即得到高 动态性能近a型钛合金。3. 根据权利要求2所述的一种高动态性能近a型钛合金的制备方法，其特征在于，所 述步骤1中海绵钛的颗粒度为0. 83~12. 7mm。4. 根据权利要求2所述的一种高动态性能近a型钛合金的制备方法，其特征在于，所 述步骤3中三次真空熔炼的参数，具体为： 一次熔炼：坩埚规格0440~? 560mm，熔前真空度< 2.OPa，预真空度< 3.OPa，漏气 率彡I.OPa/min，熔炼电压28~45V，熔炼电流12~30kA，稳弧电流直流6. 0~18. 0A，冷 却时间彡4h; 二次熔炼：坩埚规格0520~? 640mm，熔前真空度< 2.OPa，预真空度< 2.OPa，漏气 率彡I.OPa/min，熔炼电压30~40V，熔炼电流22~32kA，稳弧电流交流8. 0~20. 0A，冷 却时间彡5h; 三次熔炼：坩埚规格〇 560~? 720mm，熔前真空度彡2.OPa，预真空度彡I.OPa，漏气 率彡I.OPa/min，熔炼电压30~40V，熔炼电流23~35kA，稳弧电流交流12. 0~22. 0A，冷 却时间彡6h。5. 根据权利要求2所述的一种高动态性能近a型钛合金的制备方法，其特征在于，所 述步骤4中相变点以上进行高温开坯锻造，具体为：在80~200°C加热保温后出炉锻造，进 行2~3火次镦粗、拔长，每一火次变形量为45 %~70 %，然后对锻坯进行冷却，冷却方式 为空冷或水冷，水冷时间Ih以上。6. 根据权利要求2所述的一种高动态性能近a型钛合金的制备方法，其特征在于，所 述步骤5中相变点以下进行中间火次锻造，具体为：在20~80°C加热，保温2~3小时，随 后进行3~4火次镦粗、拔长，每火次变形量为45 %~70%，然后对锻坯进行冷却，冷却方 式为空冷或水冷，水冷时间Ih以上。7. 根据权利要求2所述的一种高动态性能近a型钛合金的制备方法，其特征在于，所 述步骤6中相变点以下进行拔长与摔圆，具体为：在40~80°C加热，保温2~3小时，随后 进行2~4火次拔长，每火次变形量为45 %~70%，然后进行冷却，冷却方式采用空冷；最 后在40~80°C加热保温，进行锻坯摔圆，摔圆时应保证有10%以上的变形量，摔圆后采用 空冷或水冷。
【专利摘要】本发明公开了一种高动态性能近α型钛合金,按照质量百分比由以下元素组成：Al：5.0％～6.8％，Zr：1.5％～2.4％，Mo：1.0％～1.9％，V：1.5％～2.5％，Fe：0.05％～0.30％，O：0.05％～0.14％，余量为Ti，以上组分质量百分比之和为100％。本发明还公开了钛合金的制备方法。本发明采用纯净化和高均匀化熔炼方法细化了大型铸锭的铸态组织并提高了铸锭成分的微观均匀性，同时通过控制Al和O元素的含量，既保证了WSTi6211F钛合金具有足够的强度，又大幅度提高了WSTi6211F钛合金的塑性和韧性，再结合高温均匀化处理和循环锻造工艺，达到了提高钛合金动态性能的目的。
【IPC分类】C22B9/20, C22C1/02, C22C14/00
【公开号】CN105177355
【申请号】
【发明人】郝芳, 毛友川, 赖运金, 杜予晅, 李少强
【申请人】西部超导材料科技股份有限公司
【公开日】2015年12月23日
【申请日】2015年7月17日