一种钛锆基合金的制备方法

摘要

一种钛锆基合金的制备方法，其所用钛锆基合金成分的质量百分比为：Ti41～62、Zr30～51、Al5、V3，将各种原料放入非自耗电弧炉，熔炼得到合金铸锭；在其表面涂覆高温抗氧化剂后在炉中加热保温后开坯锻造，获得板状合金，去除其表面的抗氧化剂后置于热处理炉加热至850～870℃，保温1h，水淬冷却；将合金板切割成3～4mm的薄板进行室温轧制变形，轧制应变速率为2.2～3.1s-1，总变形量为80%以上；再进行退火处理，真空度为10-4～10-5Pa，温度为740～760℃，保温1h，然后空冷至室温。本发明获得了一种微结构为特殊双态组织的钛锆基合金，在保持合金塑性的同时，有效地提高了合金的强度。

权利要求

1.一种钛锆基合金的制备方法，其所用钛锆基合金成分的质量百分比为：Ti 41～62、Zr 30～51、Al 5、V 3，其特征在于：其钛锆基合金的制备方法：(1)将钛、锆、铝、钒原料放入非自耗电弧炉，熔炼温度>2000℃,熔炼三次，每次的时间为10-50分钟，得到成分均匀的合金铸锭；

(2)将步骤(1)得到的合金铸锭表面涂覆高温抗氧化剂，然后在箱式加热炉中加热至

1025～1105℃，保温1～3小时后进行开坯锻造，经过2次镦拔后，使用大功率轧机对其进行轧制，变形量达到80％以上，最后获得板状合金；待板状合金冷却，再进行合金表面修整，去除表面的抗氧化剂；

(3)将步骤(2)所得去除表面的抗氧化剂的板状合金置于电阻箱式热处理炉加热至

850～870℃，保温1小时，然后水淬冷却；

(4)将步骤(3)所得合金板利用线切割成厚度为3～4mm的薄板，然后进行室温轧制变-1形，轧制应变速率为2.2～3.1s ，单道次下压量为1～2％，总变形量为80％以上，总应变量为1.85以上；

(5)将步骤(4)所得室温轧制变形的合金板置于高真空热退火炉中进行退火处理，真-4 -5空度为10 ～10 Pa，温度为740～760℃，保温1小时，然后空冷至室温。

说明书

一种钛锆基合金的制备方法

[0001] 技术领域 本发明涉及一种合金材料的制备方法，特别是一种钛锆合金的制备方法。技术背景

[0002] 钛合金具有低密度、高强度、耐腐蚀性好等优良特性，是航空航天飞行器的重要结构材料。目前广泛使用的Ti6Al4V钛合金，其抗拉强度为900～1100MPa，失效延伸率为8～12%。TiZrAlV合金是在Ti6Al4V合金的基础上发展起来的新型合金材料，锆元素的引入有效的提高了材料的强度和硬度，使TiZrAlV合金成为一种非常有潜力的航空航天飞行器的候选材料。但是，目前报道的TiZrAlV的抗拉强度仅为1100～1292MPa，失效延伸率为
6.3～10%。随着航空航天技术的发展，未来航空航天领域中使用的钛合金材料的强度应该>1500MPa。众所周知，强度越高，塑性越差。如何能够获得具有更高强度和塑性的TiZrAlV，对航空航天领域飞行器的发展具有重要的意义。

发明内容

[0003] 本发明的目的在于提供一种能保持合金塑性，同时能有效地提高合金的强度的钛锆基合金的制备方法。本发明主要是通过对钛锆基合金进行固溶水淬、室温轧制变形和热处理，获得了一种高强度、高塑性的钛锆基合金。

[0004] 本发明的技术方案如下：

[0005] 本发明所用钛锆基合金成分的质量百分比wt%为：Ti41～62、Zr30～51、Al5、V3。

[0006] 上述钛锆基合金的制备方法：

[0007] 1、将钛、锆、铝、钒等各种原料放入非自耗电弧炉，熔炼温度>2000℃,熔炼三次，每次的时间为10～50分钟，得到成分均匀的TixZr92-xAl5V3合金铸锭。

[0008] 2、将上述步骤1得到的合金铸锭表面涂覆高温抗氧化剂（钛合金高温锻造抗氧化剂保护涂料，上海润尔金属表面材料有限公司生产），然后在箱式加热炉中加热至1025～1105℃，保温1～3小时后进行开坯锻造，经过2次镦拔后，使用大功率轧机对其进行轧制，变形量达到80%以上，最后获得板状合金。待板状合金冷却，再进行合金表面修整，去除表面的抗氧化剂。

[0009] 3、将步骤2所得去除表面的抗氧化剂的板状合金置于电阻箱式热处理炉加热至850～870℃，保温1小时，然后水淬冷却。该步工艺的目的是通过固溶水淬，获得较多的高温β相，提高合金的室温变形能力。

[0010] 4、将步骤3所得合金板利用线切割成厚度为3～4mm的薄板，然后进行室温轧制-1变形。轧制应变速率为2.2～3.1s ，单道次下压量为1～2%，总变形量为80%以上，总应变量为1.85以上。

[0011] 5、将步骤4所得室温轧制变形的合金板置于高真空热退火炉中进行退火处理，真-4 -5空度为10 ～10 Pa，温度为740～760℃，保温1小时，然后空冷至室温。

[0012] 采用S-4800场发射扫描电子显微镜对本发明获得的钛锆合金的微结构进行观察，其结构特征是：微结构为α相等轴晶和β相板条组成的双态组织；α相等轴晶分别分布在原始β相晶粒的边界处和β相晶粒内部；原始β晶粒的平均晶粒尺寸<10μm。本发明获得的钛锆合金的室温拉伸测试在Instron5948力学性能测试系统上进行，将该钛锆3
合金板材做成拉伸试样，其标具尺寸为：长×宽×厚=5×2×0.3mm，过渡圆半径为5mm，-3 -1
全长为22mm，拉伸应变速率为：1×10 s ，测试过程中利用视频引伸计测试样品标具的长度变化。本发明获得的钛锆合金的力学性能为：抗拉强度≥1500MPa，屈服强度≥1350MPa，失效延伸率≥7.6%。

[0013] 本发明与现有技术相比具有如下优点：

[0014] 1、本发明利用室温变形结合热退火来调控合金的性能与微结构，而非通常采用的热变形技术，与传统热变形技术所得到的TiZrAlV合金力学性能（抗拉强度为1100～1292MPa，失效延伸率在6.3～10%）相比，本发明所获得的钛锆合金的强度提高了17～
18%，同时保持了相当大小的失效延伸率。

[0015] 2、与传统热变形技术所得到的钛合金微结构(双态组织)相比，本发明由于采用室温变形，原始β相晶粒的晶粒尺寸降到了10μm以下，而一般的热变形得到的钛合金的β相晶粒在20μm以上；本发明获得的钛锆合金所具有的双态组织中，α相等轴晶不仅分布在原始β晶粒的边界处，而且还存在于β相晶粒内部。

[0016] 本发明在保持合金塑性的同时，有效的提高了合金的强度，能够满足未来航空航天领域对于1500MPa级高强度钛合金的强度和塑性的要求。

附图说明

[0017] 图1是本发明实施例1中所得Ti45Zr47Al5V3合金扫描电镜照片。

[0018] 图1中虚线处为原始β晶界(β-GB),圆形区域1-3为β相晶粒相变形成的α集束，αp为原始β相晶粒内部的α相等轴晶。

具体实施方式

[0019] 实施例1

[0020] 将钛、锆、铝、钒等各种原料放入非自耗电弧炉，熔炼温度2100℃,熔炼三次，每次的时间为15分钟，得到成分均匀的Ti45Zr47Al5V3合金铸锭。将上述合金铸锭表面涂覆高温抗氧化剂（钛合金高温锻造抗氧化剂保护涂料，上海润尔金属表面材料有限公司生产），然后在箱式加热炉中加热至1050℃，保温1小时后进行开坯锻造，经过2次镦拔后，使用大功率轧机对其进行轧制，变形量达到81%，最后获得板状Ti45Zr47Al5V3合金。待上述板状合金冷却，再进行合金表面修整，去除表面的抗氧化剂。将上述去除表面的抗氧化剂的合金置于电阻箱式热处理炉加热至870℃，保温1小时，然后使用水淬冷却。将上述合金板利用线切-1割成厚度为3mm的薄板，然后进行室温轧制变形。轧制应变速率为2.2s ，单道次下压量为
1～2%，总变形量为80%，总应变量为1.85。将上述所得室温轧制变形的合金置于高真空热-5
退火炉中进行退火处理，真空度为3×10 Pa，温度为750℃，保温1小时，然后空冷至室温。

[0021] 利用S-4800场发射扫描电子显微镜对本实施例获得的Ti45Zr47Al5V3钛锆合金的微结构进行观察，其结构特征是：微结构为α相等轴晶和β相板条组成的双态组织；α相等轴晶分别分布在原始β相晶粒的边界处和β相晶粒内部；原始β晶粒的晶粒尺寸为6～14μm，平均原始β相晶粒为9.6μm。本实施例获得的钛锆合金的室温拉伸测试在Instron5948力学性能测试系统上进行，将该钛锆合金板材做成拉伸试样，其标具尺寸为：
3 -3 -1
长×宽×厚=5×2×0.3mm，过渡圆半径为5mm，全长为22mm，拉伸应变速率为：1×10 s ，测试过程中利用视频引伸计测试样品标具的长度变化。本实施例获得的Ti45Zr47Al5V3钛锆合金的力学性能为：抗拉强度为1509MPa，屈服强度为1360MPa，失效延伸率为8.3%。

[0022] 实施例2

[0023] 将钛、锆、铝、钒等各种原料放入非自耗电弧炉，熔炼温度2300℃,熔炼三次，每次的时间为20分钟，得到成分均匀的Ti62Zr30Al5V3合金铸锭。将上述合金铸锭表面涂覆高温抗氧化剂（钛合金高温锻造抗氧化剂保护涂料，上海润尔金属表面材料有限公司生产），然后在箱式加热炉中加热至1070℃，保温3小时后进行开坯锻造，经过2次镦拔后，使用大功率轧机对其进行轧制，变形量达到83%，最后获得板状Ti62Zr30Al5V3合金。待上述板状合金冷却，再进行合金表面修整，去除表面的抗氧化剂。将上述去除表面的抗氧化剂的合金置于电阻箱式热处理炉加热至860℃，保温1小时，然后使用水淬冷却。将上述合金板利用线切-1割成厚度为4mm的薄板，然后进行室温轧制变形。轧制应变速率为3.1s ，单道次下压量为
1～2%，总变形量为90%，总应变量为2.65。将将上述所得室温轧制变形的合金置于高真空-5
热退火炉（真空度7×10 Pa）中进行退火处理，温度为740℃，保温1小时，然后空冷至室温。

[0024] 利用S-4800场发射扫描电子显微镜对本实施例获得的Ti62Zr30Al5V3钛锆合金的微结构进行观察，其结构特征是：微结构为α相等轴晶和β相板条组成的双态组织；α相等轴晶分别分布在原始β相晶粒的边界处和β相晶粒内部；原始β晶粒的晶粒尺寸为5～12μm，平均原始β相晶粒为8.1μm。本实施例获得的钛锆合金的室温拉伸测试在Instron5948力学性能测试系统上进行，将该钛锆合金板材做成拉伸试样，其标具尺寸为：
3 -3 -1
长×宽×厚=5×2×0.3mm，过渡圆半径为5mm，全长为22mm，拉伸应变速率为：1×10 s ，测试过程中利用视频引伸计测试样品标具的长度变化。本实施例获得的Ti62Zr30Al5V3钛锆合金的力学性能为：抗拉强度为1557MPa，屈服强度为1390MPa，失效延伸率为7.6%。

[0025] 实施例3

[0026] 将钛、锆、铝、钒等各种原料放入非自耗电弧炉，熔炼温度2050℃,熔炼三次，每次的时间为25分钟，得到成分均匀的Ti41Zr51Al5V3合金铸锭。将上述合金铸锭表面涂覆高温抗氧化剂（钛合金高温锻造抗氧化剂保护涂料，上海润尔金属表面材料有限公司生产），然后在箱式加热炉中加热至1105℃，保温2小时后进行开坯锻造，经过2次镦拔后，使用大功率轧机对其进行轧制，变形量达到90%，最后获得板状Ti41Zr51Al5V3合金。待上述板状合金冷却，再进行合金表面修整，去除表面的抗氧化剂。将上述去除表面的抗氧化剂的合金置于电阻箱式热处理炉加热至860℃，保温1小时，然后使用水淬冷却。将上述合金板利用线切-1割成厚度为3mm的薄板，然后进行室温轧制变形。轧制应变速率为3.5s ，单道次下压量为
1～2%，总变形量为85%，总应变量为2.18。将上述所得室温轧制变形的合金置于高真空热-5
退火炉中进行退火处理，真空度为8×10 Pa，温度为760℃，保温1小时，然后空冷至室温。

[0027] 利用S-4800场发射扫描电子显微镜对本实施例获得的Ti41Zr51Al5V3合金的微结构进行观察，其结构特征是：微结构为α相等轴晶和β相板条组成的双态组织；α相等轴晶分别分布在原始β相晶粒的边界处和β相晶粒内部；原始β晶粒的晶粒尺寸为5～11μm，平均原始β相晶粒为7.7μm。本实施例获得的钛锆合金的室温拉伸测试在Instron5948力学性能测试系统上进行，将该钛锆合金板材做成拉伸试样，其标具尺寸为：
3 -3 -1
长×宽×厚=5×2×0.3mm，过渡圆半径为5mm，全长为22mm，拉伸应变速率为：1×10 s ，测试过程中利用视频引伸计测试样品标具的长度变化。本实施例获得的Ti41Zr51Al5V3合金的力学性能为：抗拉强度为1580MPa，屈服强度为1401MPa，失效延伸率为7.1%。

[0028] 表1是本发明3个实施例所获得的钛锆合金与传统制备方法制备的钛锆合金的性能测试数据的对比，与文献1中传统的Ti6Al4V合计相比，本发明所制备的钛锆合金虽然塑性有所下降，但是屈服强度和抗拉强度均大幅提高了400MPa；与文献2相比，本发明的钛锆合金具有相当延伸率的同时，屈服强度和抗拉强度均提高了200MPa以上。

[0029] 表1本专利Ti45Zr47Al5V3与文献报道钛合金力学性能对比

[0030]

[0031] 注：对比文献来源

[0032] 1.李成功，傅恒志，于翘等编著，航空航天材料，国防工业出版社，北京，2002，p：41-56.

[0033] 2.刘日平，马明臻，梁顺星，景然，谭春林，一种锆钛基合金及其制备方法，国家发明专利ZL201110159183.8。