一种超高强异质结构钛合金及其制备方法与流程

1.本发明属于钛合金技术领域，具体涉及一种超高强异质结构钛合金及其制备方法。


背景技术：

2.高强钛合金具有比强度高、损伤容限高、耐磨耐蚀等优点，可减轻构件重量，提升工作效能，在航空航天及国防装备领域具有广泛用途。开发新型超高强钛合金是结构钛合金的重要发展方向，具有巨大应用前景。早期的高强钛合金通常指强度高于1000mpa的钛合金，如ti
‑
1023、ti
‑
62222s、β
‑
21s等。进入21世纪后，结构钛合金发展迅速，一系列超高强韧钛合金得到开发，如ti
‑
55531、ti
‑
7333、 ti
‑
1300等。这类超高强韧钛合金强度可超过1300mpa，同时断裂韧性高于50 mpa
·
m
1/2
。高性能结构材料将面临重要战略机遇期，在新的产业形势下，针对各类航空航天及国防装备的需求，发展新型超高强钛合金材料显得尤为迫切。
3.针对钛合金的增强设计，赵彬等人在专利202011387950.6中公开了一种 1400mpa级高强钛合金，通过添加al、mo、v、cr、fe等合金元素获得固溶强化效果，使合金强度显著提升。刘运玺等人在专利202010220409.x中公开了一种抗拉强度大于1450mpa的超高强钛合金，利用多过程锻造、固溶处理、双重时效等手段调控次生α相的体积分数与分布情况，获得了显著的析出强化效果。石晓辉等人在专利201910771324.8中公开了一种超高强度tb8钛合金的复合强化工艺，通过固溶处理、预变形、再结晶处理、终变形及时效处理，形成超细α β相与位错共存的微观组织，充分发挥了固溶强化、细晶强化与析出强化效果，使合金强度提升至1500mpa以上，但材料室温塑性也下降明显(低于3％)。从现有技术来看，通过添加大量合金元素获得固溶强化，或者通过变形热处理调控第二相析出获得析出强化，是实现超高强钛合金的主要途径。但是现有技术存在成分复杂、制备流程长的不足，且制备的钛合金塑性普遍偏低，极大限制了超高强钛合金的工程化应用。


技术实现要素：

4.针对现有技术中存在的问题，本发明的目的在于提供一种超高强异质结构钛合金及其制备方法，能够有效提升钛合金强塑性，且具有成分简单、制备流程短的优点。
5.本发明的技术方案如下：
6.本发明一种超高强异质结构钛合金，按质量百分比计，合金成分组成如下： al 2.5～4％，v 4～6％，mo 5～8％，余量为ti及其它一些不可避免的杂质。
7.本发明所提供的超高强异质结构钛合金，为ti
‑
al
‑
v
‑
mo四元体系，在成分上选择添加al、v、mo为合金元素，相比于现有固溶强化型钛合金，避免了zr、 cr、ta等昂贵的合金元素，从而降低了合金原料成本。
8.本发明一种超高强异质结构钛合金，其合金微观组织由(α β)双相钛基体与β单相钛纤维构成，其中(α β)双相钛基体中α相体积分数为60～80％，β单相钛纤维直径为10～50
μm，纤维间距为50～100μm。
9.本发明一种超高强异质结构钛合金的制备方法，包括以下步骤：
10.按设计合金成分称取ti粉、alv中间合金粉、mo粉混合，获得混合粉末，将混合粉末压制成型，获得压坯棒料，将压坯棒料进行烧结，得到烧结坯棒料，对烧结坯棒料进行热旋锻加工，得到异质结构钛合金棒材，再对热旋锻钛合金棒材进行去应力退火，得到超高强异质结构钛合金；所述热旋锻加工的过程为，先进行单相区初锻，再进行双相区终锻。
11.优选的，所述ti粉粒径为20～50μm，alv中间合金粉粒径为15～30μm，mo 粉粒径为1～5μm。
12.所述ti粉、alv中间合金粉粒、mo粉的粉末形状可以为近球形或不规则颗粒状。
13.优选的，所述混合在三维混料机中于氩气气氛的保护下进行，所述混合的时间为5～10h。在实际操作过程中，采用高纯氩气填充料斗。
14.优选的，所述压制成型的方式为冷等静压成型，所述压制成型的压强为 180～250mpa，保压的时间为1～3min。
15.优选的，所述烧结在真空环境下进行，所述烧结的温度为1100～1250℃，保温的时间为1～2h，真空度低于1
×
10
‑3pa。
16.优选的，所述单相区初锻的温度为1000～1100℃，初段变形量为30～50％；双相区终锻的温度为900～950℃，终锻变形量为85～98％。
17.在实际操作过程中，终锻可分多道次进行，道次间回炉保温5～10min。
18.优选的，所述去应力退火温度为300～400℃，保温时间为30
‑
60min。冷却方式为随炉冷却。
19.与现有技术相比，本发明具有以下的有益效果：
20.本发明提供的一种超高强异质结构钛合金，在成分上选择添加al、v、mo 为合金元素，相比于现有固溶强化型钛合金，避免了zr、cr、ta等昂贵的合金元素，从而降低了合金原料成本。在微观结构上，本发明异质结构钛合金中，通过固溶al和v元素形成(α β)双相钛基体，通过控制mo元素的不完全扩展，形成β单相区，再通过热旋锻形成β单相纤维。与现有的均质结构钛合金相比，本发明异质结构钛合金在变形时可产生应变梯度，获得显著的背应力强化效果，使合金强度高达1500mpa以上，同时具有高于7％的延伸率，实现了强塑性的协同提升。
21.此外，本发明提供的一种超高强异质结构钛合金的制备方法，通过粉末冶金工艺实现了成分的均匀性，避免了常规铸锭冶金工艺中的成分偏析与组织不均匀性问题。且本发明的制备工艺流程短，相比于现有的时效强化钛合金制备工艺，本发明无需长时间的时效处理，从而提高了材料生产效率与设备能效。
附图说明
22.图1为本发明实施例1中的超高强异质结构钛合金的xrd衍射结果；
23.图2为本发明实施例1中的超高强异质结构钛合金的sem组织照片；
24.图3为本发明实施例1中的超高强异质结构钛合金的拉伸性能曲线；
25.图4为本发明实施例1中的超高强异质结构钛合金的拉伸断口形貌；
26.图5为本发明对比例1中的均质结构钛合金的sem组织照片；
27.图6为本发明对比例1中的均质结构钛合金的拉伸性能曲线。
具体实施方式
28.下面结合具体实施例对本发明做进一步的详细说明，但本发明的保护范围并不限于以下具体实施例，凡是基于本发明实施例进行的等同替代都属于本发明保护范围。
29.除非另有定义，下文中所使用的所有专业术语与本领域技术人员通常理解含义相同。本文中所使用的专业术语只是为了描述具体实施例的目的，并不是旨在限制本发明的保护范围。
30.实施例1
31.一种超高强异质结构钛合金，各元素的质量百分比为：3％的al，4.5％的v， 5％的mo，余量为ti及其它一些不可避免的杂质。其制备方法如下：
32.(1)按上述成分称取ti粉(d
50
＝34μm)、alv中间合金粉(d
50
＝27μm)及 mo粉(d
50
＝2μm)，置于三维混料机料斗中，冲入高纯氩气为保护气氛，均匀混合6h，得到混合粉末。
33.(2)将混合粉末进行冷等静压，控制冷等静压压强为200mpa，保压时间为2min，得到粉末压坯棒料。
34.(3)将粉末压坯棒料进行真空烧结，控制烧结温度为1200℃，保温时间为 1.5h，真空度低于5
×
10
‑3pa，随炉冷却后得到钛合金烧结坯棒料。
35.(4)将钛合金烧结坯棒料进行热旋锻，首先将棒料在1000℃保温30min，然后进行初锻，初锻变形量为44％；然后将棒料在930℃保温10min，进行终锻，终锻变形量为96％，得到异质结构钛合金棒材。
36.(5)将热旋锻钛合金棒材进行去应力退火，退火温度为350℃，保温时间为30min，随炉冷却后得到超高强异质结构钛合金。
37.本实施例所制备的超高强异质结构钛合金的xrd衍射结果如图1所示，合金由α钛与β钛组成，无其它亚稳相。合金的sem组织照片如图2所示，低倍照片可见合金中存在大量纤维结构，纤维直径为10～40μm，纤维间距为50～80μm；高倍照片可见合金由微观组织由(α β)双相钛基体与β单相钛纤维构成，测定基体中α相体积分数约为72％。合金的拉伸性能曲线如图3所示，所制备的异质结构钛合金具有1634mpa的超高抗拉强度，并保持7％的良好延伸率。拉伸断口形貌如图4所示，断口可见大量细小韧窝，说明超高强异质结构钛合金断裂方式为韧性断裂。本实施例获得的超高强异质结构钛合金相比于现有钛合金材料具有更好的综合力学性能。
38.实施例2
39.一种超高强异质结构钛合金，各元素的质量百分比为：4％的al，6％的v， 6％的mo，余量为ti及其它一些不可避免的杂质。其制备方法如下：
40.(1)按上述成分称取ti粉(d
50
＝34μm)、alv中间合金粉(d
50
＝21μm)及mo粉(d
50
＝2μm)，置于三维混料机料斗中，冲入高纯氩气为保护气氛，均匀混合6h，得到混合粉末。
41.(2)将混合粉末进行冷等静压，控制冷等静压压强为220mpa，保压时间为1min，得到粉末压坯棒料。
42.(3)将粉末压坯棒料进行真空烧结，控制烧结温度为1100℃，保温时间为 2h，真空度低于8
×
10
‑3pa，随炉冷却后得到钛合金烧结坯棒料。
43.(4)将钛合金烧结坯棒料进行热旋锻，首先将棒料在1100℃保温30min，然后进行初锻，初锻变形量为36％；然后将棒料在950℃保温10min，进行终锻，终锻变形量为98％，得到异质结构钛合金棒材。
44.(5)将热旋锻钛合金棒材进行去应力退火，退火温度为350℃，保温时间为30min，随炉冷却后得到超高强异质结构钛合金。
45.本实施例所制备的超高强异质结构钛合金由α钛与β钛组成，无其它亚稳相。合金微观组织由(α β)双相钛基体与β单相钛纤维构成，测定基体中α相体积分数约为67％，纤维直径为10～35μm，纤维间距为50～80μm。所制备的异质结构钛合金具有1696mpa的超高抗拉强度，延伸率为4％。本实施例获得的超高强异质结构钛合金相比于现有钛合金材料具有更好的综合力学性能。
46.实施例3
47.一种超高强异质结构钛合金，各元素的质量百分比为：3％的al，4.5％的v， 8％的mo，余量为ti及其它一些不可避免的杂质。其制备方法如下：
48.(1)按上述成分称取ti粉(d
50
＝43μm)、alv中间合金粉(d
50
＝27μm)及 mo粉(d
50
＝4μm)，置于三维混料机料斗中，冲入高纯氩气为保护气氛，均匀混合10h，得到混合粉末。
49.(2)将混合粉末进行冷等静压，控制冷等静压压强为250mpa，保压时间为2min，得到粉末压坯棒料。
50.(3)将粉末压坯棒料进行真空烧结，控制烧结温度为1250℃，保温时间为 2h，真空度低于8
×
10
‑3pa，随炉冷却后得到钛合金烧结坯棒料。
51.(4)将钛合金烧结坯棒料进行热旋锻，首先将棒料在1050℃保温30min，然后进行初锻，初锻变形量为32％；然后将棒料在910℃保温10min，进行终锻，终锻变形量为91％，得到异质结构钛合金棒材。
52.(5)将热旋锻钛合金棒材进行去应力退火，退火温度为400℃，保温时间为45min，随炉冷却后得到超高强异质结构钛合金。
53.本实施例所制备的超高强异质结构钛合金由α钛与β钛组成，无其它亚稳相。合金微观组织由(α β)双相钛基体与β单相钛纤维构成，测定基体中α相体积分数约为61％，纤维直径为20～50μm，纤维间距为50～70μm。所制备的异质结构钛合金具有1510mpa的超高抗拉强度，延伸率为6％。本实施例获得的超高强异质结构钛合金相比于现有钛合金材料具有更好的综合力学性能。
54.实施例4
55.一种超高强异质结构钛合金，各元素的质量百分比为：2.5％的al，4％的v， 5％的mo，余量为ti及其它一些不可避免的杂质。其制备方法如下：
56.(1)按上述成分称取ti粉(d
50
＝43μm)、alv中间合金粉(d
50
＝35μm)及 mo粉(d
50
＝4μm)，置于三维混料机料斗中，冲入高纯氩气为保护气氛，均匀混合5h，得到混合粉末。
57.(2)将混合粉末进行冷等静压，控制冷等静压压强为180mpa，保压时间为3min，得到粉末压坯棒料。
58.(3)将粉末压坯棒料进行真空烧结，控制烧结温度为1200℃，保温时间为 1h，真空度低于8
×
10
‑3pa，随炉冷却后得到钛合金烧结坯棒料。
59.(4)将钛合金烧结坯棒料进行热旋锻，首先将棒料在1000℃保温30min，然后进行
初锻，初锻变形量为45％；然后将棒料在930℃保温10min，进行终锻，终锻变形量为86％，得到异质结构钛合金棒材。
60.(5)将热旋锻钛合金棒材进行去应力退火，退火温度为300℃，保温时间为45min，随炉冷却后得到超高强异质结构钛合金。
61.本实施例所制备的超高强异质结构钛合金由α钛与β钛组成，无其它亚稳相。合金微观组织由(α β)双相钛基体与β单相钛纤维构成，测定基体中α相体积分数约为74％，纤维直径为25～50μm，纤维间距为60～100μm。所制备的异质结构钛合金具有1385mpa的超高抗拉强度，且保持8％的延伸率。本实施例获得的超高强异质结构钛合金相比于现有钛合金材料具有更好的综合力学性能。
62.对比例1
63.按照实施例1的参数制备ti
‑
al
‑
v
‑
mo合金，执行至步骤3，调整烧结温度为1300℃，保温时间为5h，真空度低于5
×
10
‑3pa，随炉冷却后得到钛合金烧结坯棒料。随后按照实施例1中的参数进行热旋锻及去应力退火等后续步骤，制得钛合金材料。
64.本对比例所制备的钛合金由α钛与β钛组成，无其它亚稳相。合金的sem 组织照片如图5所示，可见合金组织均匀，未形成纤维结构，测定基体中α相体积分数约为68％。合金的拉伸性能曲线如图6所示，测得抗拉强度为1205mpa，延伸率为10％。本对比例调整了真空烧结温度与时间，使合金中mo元素充分扩散均匀，获得均匀的微观组织，结果表明抗拉强度相较于实施例1显著降低。因此，烧结温度与时间是本发明的重要参数，合理的烧结工艺是形成纤维结构的前提，是获得超高强异质结构钛合金的关键。
65.对比例2
66.按照实施例1的参数制备ti
‑
al
‑
v
‑
mo合金，执行至步骤4，调整终锻变形量为75％，得到钛合金棒材。随后按照实施例1中的参数进行去应力退火步骤，制得异质结构钛合金材料。
67.本对比例所制备的钛合金由α钛与β钛组成，无其它亚稳相。合金微观组织由(α β)双相钛基体与β单相钛纤维构成，测定基体中α相体积分数约为71％，纤维直径为40～80μm，纤维长度仅为100～300μm，纤维间距为70～150μm。测得本对比例的异质结构钛合金抗拉强度为1270mpa，延伸率为8％。本对比例调低了热旋锻加工的终锻变形量，导致单相β钛形成了短而粗的短纤维形态，造成合金中应变梯度及背应力强化不显著，使得合金强度相较于实施例1显著降低。因此，本发明中热旋锻步骤需严格控制终锻变形量，才能获得显著的增强效果。
68.对比例3
69.按照实施例2的参数制备ti
‑
al
‑
v
‑
mo合金，调整各元素的质量百分比为： 6％的al，9％的v，15％的mo，余量为ti及其它一些不可避免的杂质。随后按照实施例2中的参数执行制备过程，结果在步骤4的热旋锻过程发生样品破碎，未成功制备超高强异质结构钛合金。本对比例调高了各合金元素的质量百分比，导致合金脆性增加，加工性能降低，造成加工过程棒料提前开裂失效。因此，本发明一种超高强异质结构钛合金，需控制合金元素的质量百分比在合理范围。