本發(fā)明屬于鈦合金材料，具體涉及一種屈強(qiáng)比低于0.6的亞穩(wěn)β鈦合金及其制備方法。

背景技術(shù)：

1、鈦合金具有高比強(qiáng)度和優(yōu)異的耐腐蝕性，是重要的航空結(jié)構(gòu)用材料。采用鈦合金制造飛機(jī)承力結(jié)構(gòu)件，不僅能大幅降低飛機(jī)整體結(jié)構(gòu)重量，還能顯著提高燃油效率、延長(zhǎng)使用壽命。對(duì)于通過(guò)冷變形成形的鈦合金板材，其尺寸極限遠(yuǎn)大于通過(guò)加熱鍛造成形的鈦合金板材，同時(shí)其成形效率高、成本低，易于滿足飛機(jī)大尺寸結(jié)構(gòu)件的設(shè)計(jì)與應(yīng)用需求。冷變形要求材料具有較低的屈服強(qiáng)度以容易變形，較高的塑性以防止變形過(guò)程中開(kāi)裂，以及顯著的加工硬化能力以確保變形后能獲得很高的抗拉強(qiáng)度，也即要求材料具有較低的屈強(qiáng)比（屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度之比）。此外，較低的屈強(qiáng)比也可以提高材料在屈服過(guò)后、塑性失穩(wěn)之前的失效抵抗能力和抗振能力，提升材料在服役過(guò)程中的可靠性。

2、鈦合金作為高層錯(cuò)能材料，普遍存在加工硬化能力不足的問(wèn)題，導(dǎo)致其屈強(qiáng)比很高（接近于1.0）。近些年的相關(guān)研究表明，β基體穩(wěn)定性很低的亞穩(wěn)β鈦合金因能在變形過(guò)程中產(chǎn)生相變和/或?qū)\生誘導(dǎo)塑性效應(yīng)而具有很高的加工硬化能力，使其成為屈強(qiáng)比最低的一類鈦合金。但是，值得注意的是，當(dāng)前絕大部分亞穩(wěn)β鈦合金中的相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)依賴于應(yīng)力誘發(fā)β→α”馬氏體相變，由于α”馬氏體對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用有限，造成現(xiàn)有亞穩(wěn)β鈦合金的屈強(qiáng)比普遍高于0.7，而少數(shù)能產(chǎn)生很硬的α”馬氏體的亞穩(wěn)β鈦合金的屈強(qiáng)比也不低于0.63，限制了該類合金在航空用冷成形部件領(lǐng)域的進(jìn)一步應(yīng)用。

3、相關(guān)研究發(fā)現(xiàn)，與α”馬氏體相比，ω相和{332}<113>孿晶對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用更強(qiáng)。此外，通過(guò)對(duì)ω相板條和{332}<113>孿晶的界面組織進(jìn)行調(diào)控，使ω相板條和孿晶的界面產(chǎn)生薄層ω相，可以進(jìn)一步提高其對(duì)位錯(cuò)的阻礙能力。因此，通過(guò)對(duì)亞穩(wěn)β鈦合金進(jìn)行合理的成分設(shè)計(jì)，使其能在變形過(guò)程中容易產(chǎn)生界面附著有薄層ω相的應(yīng)力誘發(fā)ω相板條和/或{332}<113>變形孿晶，是解決現(xiàn)有亞穩(wěn)β鈦合金屈強(qiáng)比偏高問(wèn)題的關(guān)鍵途徑。

4、基于此，本發(fā)明提供一種屈強(qiáng)比低于0.6的亞穩(wěn)β鈦合金及其制備方法。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)思路

1、考慮到現(xiàn)有亞穩(wěn)β鈦合金的屈強(qiáng)比偏高，導(dǎo)致其冷變形困難或冷變形后強(qiáng)度不足，且在服役過(guò)程中容易發(fā)生提前失效，而在亞穩(wěn)β鈦合金中引入界面附著有薄層ω相的應(yīng)力誘發(fā)ω相板條或{332}<113>變形孿晶可以有效提高其加工硬化能力和塑性，顯著降低其屈強(qiáng)比。因此，合理調(diào)控合金成分以使其在變形過(guò)程中產(chǎn)生界面附著有薄層ω相的應(yīng)力誘發(fā)ω相板條和/或{332}<113>變形孿晶是解決現(xiàn)有亞穩(wěn)β鈦合金屈強(qiáng)比偏高問(wèn)題的關(guān)鍵途徑。

2、亞穩(wěn)β鈦合金的變形機(jī)制與其β基體特定方向上的剪切模量密切相關(guān)，而剪切模量又受合金成分的直接影響。通過(guò)合理設(shè)計(jì)亞穩(wěn)β鈦合金的化學(xué)成分，例如使用v元素作為主合金元素并將其含量控制在特定范圍內(nèi)，可以使β基體在變形過(guò)程中產(chǎn)生應(yīng)力誘發(fā)ω相板條和/或{332}<113>變形孿晶，而在此基礎(chǔ)上添加fe元素可以進(jìn)一步調(diào)控ω相板條以及孿晶的界面組織，使界面處產(chǎn)生薄層ω相。界面附著有薄層ω相的應(yīng)力誘發(fā)ω相板條或{332}<113>變形孿晶的大量形成可以有效地降低位錯(cuò)平均自由程，并促進(jìn)位錯(cuò)的積累，從而提高相應(yīng)合金的加工硬化能力和塑性，顯著降低合金的屈強(qiáng)比。

3、基于以上考慮，本發(fā)明針對(duì)現(xiàn)有亞穩(wěn)β鈦合金屈強(qiáng)比偏高的問(wèn)題，提供一種屈強(qiáng)比低于0.6的亞穩(wěn)β鈦合金及其制備方法。

4、具體的，本發(fā)明第一方面提供了一種屈強(qiáng)比低于0.6的亞穩(wěn)β鈦合金，所述鈦合金的組成元素及質(zhì)量百分比為：78%~82%ti，18%~20%v，0.5%~1%fe，0.03%~0.08%o，余量為不可避免的雜質(zhì)元素。

5、作為本發(fā)明的進(jìn)一步說(shuō)明，所述鈦合金由100%的β相組成，并且在塑性變形階段產(chǎn)生邊界附著有非同一變體ω相薄層的應(yīng)力誘發(fā)ω相板條和/或?qū)\晶界附著有一薄層ω相的{332}<113>變形孿晶。

6、作為本發(fā)明的進(jìn)一步說(shuō)明，所述鈦合金中ti元素和v元素的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)之比在4~4.5范圍內(nèi)，且v元素質(zhì)量百分?jǐn)?shù)的0.67倍與fe元素質(zhì)量百分?jǐn)?shù)的2.9倍之和在13.6%~16.3%范圍內(nèi)，以保證該鈦合金在固溶淬火后能獲得100%的穩(wěn)定性較低的β相，且β相特定方向上的剪切模量處于合適的范圍，使得該鈦合金在塑性變形過(guò)程中可以產(chǎn)生大量應(yīng)力誘發(fā)ω相板條和/或{332}<113>變形孿晶。

7、作為本發(fā)明的進(jìn)一步說(shuō)明，所述鈦合金中v元素和fe元素的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)之比在18~35范圍內(nèi)，以保證該鈦合金在塑性變形過(guò)程中產(chǎn)生的應(yīng)力誘發(fā)ω相板條或{332}<113>變形孿晶的邊界上會(huì)形成薄層ω相，從而產(chǎn)生非常強(qiáng)的阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的能力，進(jìn)而使該鈦合金呈現(xiàn)出非常強(qiáng)的加工硬化能力。

8、作為本發(fā)明的進(jìn)一步說(shuō)明，所述鈦合金中fe元素和o元素的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)之和不高于1.05%，以保證該鈦合金呈現(xiàn)足夠低的屈服強(qiáng)度，從而易于冷變形和獲得低屈強(qiáng)比。

9、作為本發(fā)明的進(jìn)一步說(shuō)明，所述鈦合金中間隙型雜質(zhì)元素h、n、c的質(zhì)量百分比分別低于0.004%、0.015%、0.02%，以保證該鈦合金在發(fā)生應(yīng)力誘發(fā)β→ω相變或{332}<113>孿生時(shí)所涉及的原子運(yùn)動(dòng)不被間隙雜質(zhì)原子完全阻礙住。

10、本發(fā)明第二方面提供一種上述的屈強(qiáng)比低于0.6的亞穩(wěn)β鈦合金的制備方法，包括如下步驟：

11、s1、按照權(quán)利要求1-4中任一項(xiàng)所述的鈦合金的組成元素及質(zhì)量百分比稱取純ti、純v和純fe原料，通過(guò)真空電弧熔煉得到鈦合金鑄錠；

12、s2、對(duì)所述鈦合金鑄錠進(jìn)行真空均勻化退火處理；

13、s3、將真空均勻化退火處理后的鈦合金鑄錠通過(guò)熱軋?zhí)幚碇瞥蔁彳埌宀模瑹彳埻瓿珊笏浯慊鹬潦覝?，再將所述熱軋板材通過(guò)多道次冷軋?zhí)幚碇瞥衫滠埌宀模?/p>

14、s4、對(duì)所述冷軋板材進(jìn)行真空固溶熱處理，固溶完成后水冷淬火至室溫，完成鈦合金的制備。

15、作為本發(fā)明的進(jìn)一步說(shuō)明，在s1中，原料為純度高于99.95%的純ti、純v和純fe，并根據(jù)各個(gè)元素的質(zhì)量百分比進(jìn)行配料。

16、作為本發(fā)明的進(jìn)一步說(shuō)明，在s1中，真空電弧熔煉重復(fù)進(jìn)行3~5次，每一次熔煉完成后翻轉(zhuǎn)鈦合金鑄錠進(jìn)行下一次熔煉。

17、作為本發(fā)明的進(jìn)一步說(shuō)明，在s2中，將鈦合金鑄錠置于真空度高于3×10-4pa的真空環(huán)境中隨爐升溫，經(jīng)1050℃保溫10h以上，然后隨爐冷卻至室溫。

18、作為本發(fā)明的進(jìn)一步說(shuō)明，在s3中，將真空均勻化退火處理后的鈦合金鑄錠置于真空度高于3×10-4pa的真空環(huán)境中隨爐升溫，經(jīng)900℃保溫30min以上，隨后立即使用雙輥板帶軋機(jī)對(duì)其進(jìn)行一道次熱軋，變形量為30%~60%，熱軋完成后水冷淬火至室溫。

19、作為本發(fā)明的進(jìn)一步說(shuō)明，在s3中，在室溫下使用雙輥板帶軋機(jī)對(duì)所述熱軋板材進(jìn)行多道次冷軋，每道次的軋輥下壓量不超過(guò)0.3mm，總變形量為30%~70%。

20、作為本發(fā)明的進(jìn)一步說(shuō)明，在s4中，將所述冷軋板材置于真空度高于1×10-3pa的真空環(huán)境中經(jīng)800℃~900℃保溫30min，然后水冷淬火至室溫。

21、作為本發(fā)明的進(jìn)一步說(shuō)明，經(jīng)過(guò)步驟s4所述的真空固溶熱處理后，鈦合金材料的微觀組織為平均晶粒尺寸在80μm~150μm范圍內(nèi)的等軸β晶粒組織。

22、與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明具有以下有益的技術(shù)效果：

23、本發(fā)明通過(guò)合理的成分設(shè)計(jì)以及制備流程的精細(xì)控制，制備得到了屈強(qiáng)比低于0.6的亞穩(wěn)β鈦合金。該鈦合金在塑性變形過(guò)程中可以產(chǎn)生邊界附著有非同一變體ω相薄層的應(yīng)力誘發(fā)ω相板條和/或?qū)\晶界附著有一薄層ω相的{332}<113>變形孿晶。這種界面附著有薄層ω相的應(yīng)力誘發(fā)ω相板條或{332}<113>變形孿晶具有非常強(qiáng)的阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的能力，可以大幅提高相應(yīng)合金的加工硬化能力和塑性，顯著降低合金的屈強(qiáng)比。所提供的鈦合金在屈服強(qiáng)度不超過(guò)460mpa的情況下，抗拉強(qiáng)度達(dá)到690mpa以上，斷裂延伸率達(dá)到36%以上，屈強(qiáng)比低于0.6，并且在最佳成分配比條件下可將其屈強(qiáng)比進(jìn)一步降低至0.51，適用于制造新型航空飛行器用冷成形高強(qiáng)度部件。