一种高强塑积钛合金及其制备方法和应用

摘要

本发明属于合金材料技术领域，尤其涉及一种高强塑积钛合金及其制备方法和应用。本发明提供的高强塑积钛合金，包括Ti元素、V元素、Mo元素和Fe元素，所述Ti元素、V元素、Mo元素和Fe元素的摩尔比为(90～92):(4～6):(1～3):(1～3)。本发明提供的高强塑积钛合金以Mo和V作为钛合金的β相稳定元素，Fe作为提高钛合金室温强度的元素，通过控制以上四种元素的摩尔比得到的钛合金具有了相变诱发塑性和孪晶诱发塑性的特点，因此，本发明提供的高强塑积钛合金具有高抗拉强度、高塑性和高强塑积。

权利要求

1.一种高强塑积钛合金，其特征在于，包括Ti元素、V元素、Mo元素和Fe元素，所述Ti元素、V元素、Mo元素和Fe元素的摩尔比为(90 92):(4 6):(1 3):(1 3)；所述高强塑积钛合金~ ~ ~ ~

的抗拉强度为1033 1061MPa，延伸率为27.3 27.9％，强塑积为28.7 29.7GPa•％；

~ ~ ~

所述高强塑积钛合金的制备方法包括以下步骤：按照所述钛合金元素的摩尔比，将Ti源、V源、Mo源和Fe源进行熔炼，得到合金锭；

所述熔炼包括以下步骤：

将V源、Mo源和Fe源进行第一熔炼，得到初始合金锭；

将所述初始合金锭和Ti源进行第二熔炼；

所述第一熔炼和第二熔炼的次数独立地为5 8次，所述第一熔炼和第二熔炼时每次熔~

‑3

炼的终止温度独立的为2500 3000℃，所述第一熔炼和第二熔炼的真空度独立的为1×10~ ~

‑3

8×10 Pa；

将所述合金锭进行多道次轧制，得到所述高强塑积钛合金；

所述多道次轧制前还包括：合金锭进行退火处理；所述退火处理的保温温度为950~

1150℃，所述退火处理的保温时间为1.5 5h；升温至所述退火处理的保温温度的升温速率~

为8 15℃/min。

~

2.根据权利要求1所述的高强塑积钛合金，其特征在于，所述Ti元素、V元素、Mo元素和Fe元素的摩尔比为92:4:2:2。

3.权利要求1或2所述的高强塑积钛合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：按照权利要求1或2所述钛合金元素的摩尔比，将Ti源、V源、Mo源和Fe源进行熔炼，得到合金锭，所述熔炼包括以下步骤：将V源、Mo源和Fe源进行第一熔炼，得到初始合金锭；

将所述初始合金锭和Ti源进行第二熔炼；

所述第一熔炼和第二熔炼的次数独立地为5 8次，所述第一熔炼和第二熔炼时每次熔~

‑3

炼的终止温度独立的为2500 3000℃，所述第一熔炼和第二熔炼的真空度独立的为1×10‑3 ~ ~

8×10 Pa；

将所述合金锭进行多道次轧制，得到所述高强塑积钛合金；

所述多道次轧制前还包括：合金锭进行退火处理；所述退火处理的保温温度为950~

1150℃，所述退火处理的保温时间为1.5 5h；升温至所述退火处理的保温温度的升温速率~

为8 15℃/min；

~

所述高强塑积钛合金，包括Ti元素、V元素、Mo元素和Fe元素，所述Ti元素、V元素、Mo元素和Fe元素的摩尔比为(90 92):(4 6):(1 3):(1 3)；所述高强塑积钛合金的抗拉强度为~ ~ ~ ~

1033 1061MPa，延伸率为27.3 27.9％，强塑积为28.7 29.7GPa•％。

~ ~ ~

4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述多道次轧制中，每道次轧制的温度独立为750 850℃，所述多道次轧制的次数为7 8次。

~ ~

5.根据权利要求3或4所述的制备方法，其特征在于，每道次轧制后，对轧制的合金锭进行保温，所述保温的温度独立为750 850℃，保温的时间为独立3 5min。

~ ~

6.根据权利要求3或4所述的制备方法，其特征在于，所述多道次轧制后合金锭的总形变量为60 80%。

~

7.权利要求1或2所述高强塑积钛合金或权利要求3 6所述的制备方法的制得的高强塑~

积钛合金在航空、航天、船舶、汽车、石油化工或医疗器械制造领域中的应用。

说明书

一种高强塑积钛合金及其制备方法和应用

技术领域

[0001] 本发明属于合金材料技术领域，尤其涉及一种高强塑积钛合金及其制备方法和应用。

背景技术

[0002] β型钛合金作为钛合金的一个重要类型，由于低密度、高比强度和比模量、无磁性、良好的耐腐蚀性和生物相容性等优异的综合性能，被广泛应用于航空航天、汽车、石油化
工、医疗器械等众多领域。

[0003] 相变诱发塑性(TRIP)和孪晶诱发塑性(TWIP)最早发现在高合金钢中，人们发现具有TRIP/TWIP效应的钢，不仅具有高强度和高塑性，还具有优异的抗冲击性能，是目前超高
强度钢中强韧性配合最好的钢材。

[0004] 相比于TRIP/TWIP钢，目前，已开发的高强钛合金延伸率低，且加工硬化率差，其强塑积(抗拉强度和延伸率的乘积)普遍低于具有相变诱发塑性和孪晶诱发塑性(TRIP/TWIP
效应)的高合金钢，造成其较低的能量吸收能力而限制了钛合金的应用范围。

发明内容

[0005] 有鉴于此，本发明提供了一种高强塑积钛合金及其制备方法和应用，本发明提供的高强塑积钛合金具有高抗拉强度、高塑性和高强塑积。

[0006] 为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：

[0007] 本发明提供了一种高强塑积钛合金，包括Ti元素、V元素、Mo元素和Fe元素，所述Ti元素、V元素、Mo元素和Fe元素的摩尔比为(90～92):(4～6):(1～3):(1～3)。

[0008] 优选的，所述Ti元素、V元素、Mo元素和Fe元素的摩尔比为92:4:2:2。

[0009] 本发明提供了上述技术方案所述的高强塑积钛合金的制备方法，包括以下步骤：

[0010] 按照上述技术方案所述钛合金元素的的摩尔比，将Ti源、V源、Mo源和Fe源进行熔炼，得到合金锭，

[0011] 将所述合金锭进行多道次轧制，得到所述高强塑积钛合金。

[0012] 优选的，所述多道次轧制中，每道次轧制的温度独立为750～850℃，所述多道次轧制的次数为7～8次。

[0013] 优选的，每道次轧制后，对轧制的合金锭进行保温，所述保温的温度独立为750～850℃，保温的时间独立为3～5min。

[0014] 优选的，所述多道次轧制后合金锭的总形变量为60～80％。

[0015] 优选的，所述熔炼包括以下步骤：

[0016] 将V源、Mo源和Fe源进行第一熔炼，得到初始合金锭；

[0017] 将所述初始合金锭和Ti源进行第二熔炼；

[0018] 所述第一熔炼和第二熔炼的次数独立地为5～8次，所述第一熔炼和第二熔炼时每次熔炼的终止温度独立的为2500～3000℃，所述第一熔炼和第二熔炼的真空度独立的为1
‑3 ‑3
×10 ～8×10 Pa。

[0019] 优选的，所述多道次轧制前还包括；合金锭进行退火处理；所述退火处理的保温温度为950～1150℃，所述退火处理的保温时间为1.5～5h。

[0020] 优选的，升温至所述退火处理的保温温度的升温速率为8～15℃/min。

[0021] 本发明提供了上述技术方案所述高强塑积钛合金或上述技术方案所述的制备方法的制得的高强塑积钛合金在航空、航天、船舶、汽车、石油化工或医疗器械制造领域中的
应用。

[0022] 本发明提供了一种高强塑积钛合金，包括Ti元素、V元素、Mo元素和Fe元素，所述Ti元素、V元素、Mo元素和Fe元素的摩尔比为(90～92):(4～6):(1～3):(1～3)。本发明提供的
高强塑积钛合金以Mo和V作为钛合金的β相稳定元素，Fe作为提高钛合金室温强度的元素，
通过控制以上四种元素的摩尔比得到的钛合金不仅具有室温高强度的特点，且使钛合金中
的β相在受到应力发生形变时，β相的原子间距能够发生改变造成晶体结构的变化，以切变
的方式转变为α″相，同时，在相转变过程中还诱发产生{332}T和{112}<111>孪晶组织，使钛
合金具有了相变诱发塑性和孪晶诱发塑性的特点，因此，本发明提供的高强塑积钛合金具
有高抗拉强度、高塑性和高强塑积。由实施例地结果表明，本发明提供的高强塑积钛合金的
抗拉强度为1033～1061MPa，延伸率为27.3～27.9％，强塑积为28.7～29.7GPa·％。

附图说明

[0023] 图1为本发明实施例1制备的高强塑积钛合金的金相图；

[0024] 图2为本发明实施例2制备的高强塑积钛合金的金相图；

[0025] 图3为本发明实施例3制备的高强塑积钛合金的金相图。

具体实施方式

[0026] 本发明提供了一种高强塑积钛合金，包括Ti元素、V元素、Mo元素和Fe元素，所述Ti元素、V元素、Mo元素和Fe元素的摩尔比为(90～92):(4～6):(1～3):(1～3)。

[0027] 本发明提供的高强塑积钛合金所述Ti元素、V元素、Mo元素和Fe元素的摩尔比为(90～92):(4～6):(1～3):(1～3)，优选为92:4:2:2。

[0028] 本发明提供的高强塑积钛合金以Mo和V作为钛合金的β相稳定元素，Fe作为提高钛合金室温强度的元素，通过控制以上四种元素的摩尔比得到的钛合金中的β相在受到应力
发生形变时，β相的原子间距能够发生改变造成晶体结构的变化，以切变的方式转变为α″
相，同时，在相转变过程中还诱发产生{332}T和{112}<111>孪晶组织，使钛合金具有了相变
诱发塑性和孪晶诱发塑性的特点，同时具有室温高强度的特点，因此，本发明提供的高强塑
积钛合金具有高抗拉强度、高塑性和高强塑积。

[0029] 本发明提供了上述技术方案所述的高强塑积钛合金的制备方法，包括以下步骤：

[0030] 按照上述技术方案所述的钛合金元素的摩尔比将Ti源、V源、Mo源和Fe源进行熔炼，得到合金锭；

[0031] 将所述合金锭进行多道次轧制，得到所述高强塑积钛合金。

[0032] 本发明按照上述技术方案所述的摩尔比将Ti源、V源、Mo源和Fe源进行熔炼，得到合金锭；在本发明中，所述Ti源优选为为Ti单质，所述V源优选为V单质，所述Mo源优选为Mo
单质，所述Fe源优选为Fe单质。

[0033] 本发明优选对所述Ti源、V源、Mo源和Fe源进行前处理，在本发明中，所述前处理优选包括：依次进行洗涤和干燥；在本发明中，所述洗涤优选为水洗，所述水洗优选在超声的
条件下进行，本发明对所述干燥的具体实施过程没有特殊要求，在本发明的基体实施例中，
本发明采用吹风机将上述合金原料进行干燥。

[0034] 在本发明中，所述熔炼包括以下步骤：

[0035] 将V源、Mo源和Fe源进行第一熔炼，得到初始合金锭；

[0036] 将所述初始合金锭和Ti源进行第二熔炼；

[0037] 所述第一熔炼和第二熔炼的次数独立地为5～8次，所述第一熔炼和第二熔炼时每次熔炼的终止温度独立的为2500～3000℃，所述第一熔炼和第二熔炼的真空度独立的为1
‑3 ‑3
×10 ～8×10 Pa。

[0038] 本发明将所述V源、Mo源和Fe源进行第一熔炼，得到初始合金锭；在本发明中，所述第一熔炼的次数优选为5～8次，更优选为7次；所述第一熔炼时每次熔炼的初始温度优选为
室温，终止温度优选为2500～3000℃，更优选为2600～2800℃；所述第一熔炼时每次熔炼由
室温升温至所述终止温度的熔炼时间优选为5～10min，更优选为6～8min；所述第一熔炼的
‑3 ‑3 ‑3 ‑3
真空度优选为1×10 ～8×10 Pa，更优选为2×10 ～5×10 Pa；在本发明中，每次熔炼达
到终止温度后优选随炉冷却至室温。在本发明的具体实施例中，所述第一熔炼优选在真空
非自耗熔炼炉中进行，所述熔炼炉的熔炼电流优选为400A，所述第一熔炼的次数优选为7
次，所述第一熔炼进行第2～6次熔炼时，所述第2～6次熔炼优选在搅拌的条件下进行，本发
明对所述搅拌的具体实施过程没有特殊要求。

[0039] 得到初始合金锭，本发明将所述初始合金锭和Ti源进行第二熔炼，得到合金锭；在本发明中，所述第二熔炼的次数优选为5～8次，更优选为7次；所述第二熔炼时每次熔炼的
终止温度优选为2500～3000℃，更优选为2600～2800℃；所述第二熔炼时每次熔炼由室温
升温至所述终止温度的熔炼时间优选为5～10min，更优选为6～8min；所述第二熔炼的真空
‑3 ‑3 ‑3 ‑3
度优选为1×10 ～8×10 Pa，更优选为2×10 ～5×10 Pa；在本发明的具体实施例中，所
述第二熔炼优选在真空非自耗熔炼炉中进行，所述熔炼炉的熔炼电流优选为400A，所述第
二熔炼的次数优选为7次，所述第人熔炼进行第2～6次熔炼时，所述第2～6次熔炼优选在搅
拌的条件下进行，本发明对所述搅拌的具体实施过程没有特殊要求。

[0040] 本发明通过两步熔炼能够使得到的组成均匀的合金锭。

[0041] 得到合金锭后，本发明将所述合金锭进行多道次轧制，得到所述高强塑积钛合金。

[0042] 所述多道次轧制前还包括：合金锭进行退火处理；在本发明中，所述退火处理的保温温度优选为950～1150℃，更优选为1000～1100℃，所述退火处理的保温时间优选为1.5
～5h，更优选为2～3h；升温至所述退火处理的保温温度的升温速率优选为8～15℃/min，更
优选为10～12℃/min。

[0043] 在本发明中，所述退火处理优选在保护气氛围中进行，所述保护气优选为惰性气体，所述惰性气体优选为氩气。在本发明的具体实施例中，所述退后处理优选在真空管式电
阻炉中进行。

[0044] 本发明通过退后处理能够使合金锭的组成更加均匀化。

[0045] 在本发明中，所述多道次轧制的温度优选为750～850℃。更优选为780～820℃；得到合金锭后，本发明优选将所述合金锭采用箱式电阻炉加热至所述多道次轧制的温度并进
行第一保温，在本发明中，所述第一保温的时间优选为20～40min；更优选为30～35min。

[0046] 第一保温结束后，本发明将所述合金锭进行多道次轧制，在本发明中，所述多道次轧制的次数优选为7～8次；每次轧制后，本发明优选对轧制的合金锭进行保温，所述保温的
温度优选为750～850℃，保温的时间优选为3～5min。在本发明的具体实施例中，所述多道
次轧制优选在两辊平面轧机中进行，每次轧制的下压量优选为1.2～1.5mm。

[0047] 在本发明中，所述多道次轧制后合金锭的总形变量优选为60～80％，更优选为70～75％。

[0048] 本发明通过多道次轧制能够改善钛合金的加工工艺性能，将合金锭铸态的粗大晶粒破碎，减少或消除铸造缺陷，将合金锭铸态组织转变为变性组织，提高钛合金的加工性
能，同时提高钛合金的塑性和强度。

[0049] 所述多道次轧制后，本发明优选对得到的合金板材进行后处理，得到所述高强塑积钛合金；在本发明中，所述后处理优选包括：依次进行冷却、扒皮和表面修磨；在本发明
中，所述冷却优选为水冷，本发明对所述扒皮和表面修磨的具体实施方式没有特殊要求。

[0050] 本发明提供了上述技术方案所述高强塑积钛合金或上述技术方案所述的制备方法的制得的高强塑积钛合金在航空、航天、船舶、汽车、石油化工和/或医疗器械机械制造领
域中的应用。

[0051] 本发明提供了上述技术方案所述高强塑积钛合金或上述技术方案所述的制备方法的制得的高强塑积钛合金优选用于飞机、船舶或汽车的起落架、框、梁、机身蒙皮、隔热罩
等部件。

[0052] 下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施
例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于
本发明保护的范围。

[0053] 实施例1

[0054] 用Ti单质、Mo单质、V单质和Fe单质按成分Ti92V4Mo2Fe2(摩尔比)进行配料，用超声波清洗，再用吹风机干燥。将混合均匀的Mo单质、V单质和Fe单质放入真空非自耗熔炼炉(真
‑3
空度为5×10 Pa)中熔炼6次，每次熔炼终止温度2800℃，每次熔炼时间为8min。将熔炼好的
初始合金锭与Ti单质放入真空非自耗熔炼炉(真空度为5×10‑3Pa)中熔炼6次，每次熔炼终
止温度2800℃，每次熔炼时间为8min，得到成分均匀的合金锭。

[0055] 将合金锭放置到真空管式电阻炉中，在氩气的氛围中以10℃/min的速度加热至1000℃保温2小时，之后随炉冷却，使合金锭的成分更加均匀化。

[0056] 将经过退火处理的合金锭放入箱式电阻炉中并将箱式电阻炉加热至750℃，使合金锭在750℃保温30min，随后将合金锭快速转移到两辊平面轧机上进行6道次轧制。每次轧
制后在750℃保温5min，随后快速进行下次轧制，6道次轧制后，合金锭变形量达到70％得到
合金板材，将合金板材放置于水中冷却至室温，将冷却至室温的合金板材表面进行扒皮和
表面修磨得到本发明的高强塑积钛合金。

[0057] 图1为本发明实施例1制备的高强塑积钛合金的金相图，其中，金相图中的黑色“人字形”组织为应力诱发产生的{332}T和{112}<111>孪晶组织，且在整个组织中弥散分布着
α″相，表明钛合金具有了相变诱发塑性和孪晶诱发塑性的特点，从而具有高强度和高塑性。

[0058] 实施例2

[0059] 用Ti单质、Mo单质、V单质和Fe单质按成分Ti92V4Mo2Fe2(摩尔比)进行配料，用超声波清洗，再用吹风机干燥。将混合均匀的Mo单质、V单质和Fe单质放入真空非自耗熔炼炉(真
‑3
空度为5×10 Pa)中熔炼6次，每次熔炼终止温度2800℃，每次熔炼时间为8min。将熔炼好的
初始合金锭与Ti单质放入真空非自耗熔炼炉(真空度为5×10‑3Pa)中熔炼6次，每次熔炼终
止温度2800℃，每次熔炼时间为8min，得到成分均匀的合金锭。

[0060] 将合金锭放置到真空管式电阻炉中，在氩气的氛围中以10℃/min的速度加热至1000℃保温2小时，之后随炉冷却，使合金锭的成分更加均匀化。

[0061] 将经过退火处理的合金锭放入箱式电阻炉中并将箱式电阻炉加热至800℃，使合金锭在800℃保温30min，随后将合金锭快速转移到两辊平面轧机上进行6道次轧制。每次轧
制后在800℃保温5min，随后快速进行下次轧制，6道次轧制后，合金锭变形量达到70％得到
合金板材，将合金板材放置于水中冷却至室温，将冷却至室温的合金板材表面进行扒皮和
表面修磨得到本发明的高强塑积钛合金。

[0062] 图2为本发明实施例2制备的高强塑积钛合金的金相图，其中，金相图中的黑色“人字形”组织为应力诱发产生的{332}T和{112}<111>孪晶组织，且在整个组织中弥散分布着
α″相，表明钛合金具有了相变诱发塑性和孪晶诱发塑性的特点，从而具有高强度和高塑性。

[0063] 实施例3

[0064] 用Ti单质、Mo单质、V单质和Fe单质按成分Ti92V4Mo2Fe2(摩尔比)进行配料，用超声波清洗，再用吹风机干燥。将混合均匀的Mo单质、V单质和Fe单质放入真空非自耗熔炼炉(真
‑3
空度为5×10 Pa)中熔炼6次，每次熔炼终止温度2800℃，每次熔炼时间为8min。将熔炼好的
初始合金锭与Ti单质放入真空非自耗熔炼炉(真空度为5×10‑3Pa)中熔炼6次，每次熔炼终
止温度2800℃，每次熔炼时间为8min，得到成分均匀的合金锭。

[0065] 将合金锭放置到真空管式电阻炉中，在氩气的氛围中以10℃/min的速度加热至1000℃保温2小时，之后随炉冷却，使合金锭的成分更加均匀化。

[0066] 将经过退火处理的合金锭放入箱式电阻炉中并将箱式电阻炉加热至850℃，使合金锭在850℃保温30min，随后将合金锭快速转移到两辊平面轧机上进行6道次轧制。每次轧
制后在850℃保温5min，随后快速进行下次轧制，6道次轧制后，合金锭变形量达到70％得到
合金板材，将合金板材放置于水中冷却至室温，将冷却至室温的合金板材表面进行扒皮和
表面修磨得到本发明的高强塑积钛合金。

[0067] 图3为本发明实施例3制备的高强塑积钛合金的金相图，其中，金相图中的黑色“人字形”组织为应力诱发产生的{332}T和{112}<111>孪晶组织，且在整个组织中弥散分布着
α″相，表明钛合金具有了相变诱发塑性和孪晶诱发塑性的特点，从而具有高强度和高塑性。

[0068] 测试例1

[0069] 对实施例1～3的产品进行抗拉强度、延伸率和强塑积的性能测试，测试标准为GB/T228‑1987《金属拉伸试验法》，结果列于表1，由表1的数据可以得出，本发明实施例1～3制
备得到的高强塑积钛合金的抗拉强度为1033～1061MPa，延伸率为27.3～27.9％，强塑积为
28.7～29.7GPa·％，表明本发提供的钛合金具有高抗拉强度、高塑性和高强塑积。

[0070] 表1 实施例13制备的样品测量结果

[0071] 编号 抗拉强度MPa 延伸率％ 强塑积GPa·％实施例1 1061 27.9 29.7
实施例2 1046 27.8 29
实施例3 1033 27.3 28.2

[0072] 以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应
视为本发明的保护范围。