【技术实现步骤摘要】
本专利技术属于钛合金加工，具体涉及一种提高ti-al-b系钛合金锻件强韧匹配的方法。
技术介绍
1、随着近年国家海洋资源开发及对外贸易的日趋高涨，急需抗海水腐蚀性能优异的机械装置、舰船用材料，尤其面临深海海水的强大压力，要求较高强度的设备结构材料。ti-al-b系钛合金以其优异的耐蚀性能、适中的强度、良好的塑韧性、以及优异的可焊接性能，是一种较为理想的海水环境下的结构材料，已被广泛应用于船舶制造业的各类机械部件。
2、一般而言，随着fe、o等杂质元素含量的增加，钛合金的强度和硬度提高，塑性和韧性显著降低。现有技术中，专利cn117245043a公开了提高tc21钛合金强韧度匹配的锻造方法，其在准β锻造获得中间坯料后再进行两相区锻造，并控制修整变形量为准β锻造变形量的1/4，具有修复锻件表面缺陷的能力，从而提高了锻件表面质量，然而，其提升强韧匹配性的手段主要依赖于锻造工艺，调整范围相对有限。公开号cn115927909a的专利《一种利用β稳定元素调控铸态高强韧钛合金的方法》，其通过对β稳定元素含量的调控，结合固溶时效热处理，合金显微组织中出现生长纳米孪晶，并且调整了αs和αp的相比例，达到了协调合金强韧匹配的目的。尽管如此，该专利主要聚焦于铸态钛合金的β稳定元素含量和热处理制度的调控，未明确阐述铸态性能对钛合金成品锻件、板材、棒材等实际使用性能的影响，因此，在后续应用中的指导性略显不足。ti-al-b系钛合金锻件通常面临着强度和韧性匹配不佳的挑战，通常伴随着强度和硬度的提升，合金的塑性和韧性显著降低。总之，现有的ti-
技术实现思路
1、为了克服上述现有技术存在的缺陷，本专利技术通过增加β稳定元素fe元素的含量，并辅以精细控制的锻造工艺和热处理工艺，成功制备出了具有生长孪晶的ti-al-b系钛合金。这种孪晶界有效阻碍了裂纹的扩展，从而显著提升了合金的强度和韧性，实现了合金强韧性的良好匹配。
2、针对ti-al-b系钛合金锻件强度和韧性匹配差的问题，本专利技术采用增加β稳定元素fe元素微合金化设计，提高了材料的强韧性匹配；采用三次真空自耗熔炼方法，保证钛合金铸锭成分均匀性；通过β和α+β相区锻造四火次三镦三拔换向锻造，制备出厚度为120～150mm的锻件，保证了铸锭晶粒的充分破碎和锻件组织的均匀性；采用三重退火热处理工艺，保证了合金的组织均匀性和性能良好的强韧匹配性。
3、为了实现上述专利技术目的，本专利技术提供了一种提高ti-al-b系钛合金锻件强韧匹配的方法，所述方法包括如下工艺方案：
4、①成分设计：采用fe元素微合金化，提高ti-al-b系钛合金强韧匹配性，元素添加量为(质量百分比)：3.3％≤[al]％≤4.8％，0.3％≤[fe]％≤0.5％，0.005％≤[b]％≤0.007％，余量为钛元素以及不可避免的杂质。
5、不同杂质元素对ti-al-b系钛合金强塑韧性的影响程度有较大的差异，因此，可以通过对合金中杂质元素的含量进行合理的调控，达到实现提高合金综合力学性能的目的。
6、针对ti-al-b系钛合金强韧匹配性差的问题，采用增加β稳定元素fe元素的方法，降低合金的层错能，从而出现生长孪晶，孪晶界对裂纹扩展起到了阻碍作用，从而提高了合金的强度和韧性，达到了协调合金强韧匹配的目的。
7、②真空自耗炉熔炼：采用0a级海绵钛、铝豆(纯度≥99.7％)、二硼化钛、ti-32fe(纯度≥99.8％)、钛白粉(≥99.5％)为原料，按照步骤①中的质量百分比要求进行配料，再进行三次真空自耗熔炼，熔炼过程中真空自耗炉内真空度≤3.0pa，稳弧电流5～12a，熔炼阶段熔炼电压20～40v，熔炼电流3～10ka；获得ф250*300mm的铸锭，进行扒皮和平头，去除表面氧化物和杂质，表面车光后进行热加工。
8、采用了真空自耗炉熔炼方法，真空自耗熔炼具有良好的非金属杂质去除能力，能够保障钛合金铸锭的纯净度和成分均匀性。
9、进一步的，所述0a级海绵钛，其杂质元素质量含量[c]％≤0.01％、[n]％≤0.01％、[o]％≤0.04％、[h]％≤0.001％、[fe]％≤0.02％；所述ti-32fe，其杂质元素质量含量[c]％≤0.2％、[n]％≤0.1％、[o]％≤0.2％、[si]％≤0.1％。
10、③锻造加工：采用差热分析法测出ti-al-b系合金的相变点温度tβ，将步骤②获得的铸锭进行四火次三镦三拔换向锻造。其中，一火次锻造加热温度为tβ+200℃，保温时间为150～200min；二火次锻造加热温度为tβ+100℃，保温时间为150～200min；三火次锻造加热温度为tβ(合金的相变点温度)，保温时间为150～200min；四火次锻造加热温度为tβ，保温时间为150～200min，锻造成厚度为120～150mm的锻件。
11、在步骤③的锻造加工过程中，一火次锻造的加热温度为β转变温度以上200℃，始锻温度为β转变温度以上100～150℃，终锻温度为β转变温度以下0～100℃，轴向下压量(单次变形量)为40～60％，下压速度为3～10mm/min，锻造变形后空冷至室温；二火次锻造，加热温度为β转变温度以上100℃，始锻温度为β转变温度以上50～100℃，终锻温度为β转变温度以下0～100℃，轴向下压量为40～60％，下压速度为3～10mm/min，锻造变形后空冷至室温；三火次锻造，加热温度为β转变温度，始锻温度为β转变温度以下0～30℃，终锻温度为β转变温度以下30～150℃，轴向下压量为35～55％，下压速度为3～10mm/min，锻造变形后空冷至室温；四火次锻造，加热温度为β转变温度，始锻温度为β转变温度以下0～30℃，终锻温度为β转变温度以下30～150℃，轴向下压量为35～55％，下压速度为3～10mm/min，锻造变形后空冷至室温。每火次锻造，保证xyz换向三镦三拔锻造，保证铸锭粗晶充分破碎，锻件组织均匀细小。
12、④热处理：将锻坯(锻件)加热到tβ温度保温60～90min然后水冷，然后再将锻坯加热到(tβ-100)℃保温60～90min后空冷至室温，最后将锻坯加热到(tβ-200)℃保温60～90min后空冷至室温。
13、进一步的，步骤④热处理的加热速度为20℃/s，随炉升温。采用三重热处理工艺，第一重热处理工艺保证了β相全部保留到室温，由于快速冷却，晶粒来不及长大，从而获得均匀细小的晶粒；第二重热处理工艺，使得固溶后的初生α晶粒缓慢长大为目标晶粒尺寸30～50μm，该晶粒尺寸大小适中，既可以提高晶粒的强塑性、也可以更好的阻止裂纹的扩展，增加了合金的冲击韧性；第三重热处理可以保证被保留下来的β相分解为次生α相，从而对合金有强化作用，提高了合金的强度。
14、与现有技术相比，本专利技术的有益效果：
15、本专利技术针对ti-al-b系钛合金锻件强度和韧性匹本文档来自技高网...
【技术保护点】
1.一种提高Ti-Al-B系钛合金锻件强韧匹配的方法，其特征在于，所述方法包括如下工艺方案：
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，步骤②所述0A级海绵钛，其杂质元素质量百分比为：[C]％≤0.01％、[N]％≤0.01％、[O]％≤0.04％、[H]％≤0.001％、[Fe]％≤0.02％。
3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，步骤②所述Ti-32Fe纯度≥99.8％，其杂质元素质量百分比为：[C]％≤0.2％、[N]％≤0.1％、[O]％≤0.2％、[Si]％≤0.1％。
4.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，步骤②所述铝豆的纯度≥99.7％，钛白粉的纯度≥99.5％。
5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，步骤②所述熔炼过程中真空自耗炉内真空度≤3.0Pa，稳弧电流5～12A，熔炼阶段熔炼电压20～40V，熔炼电流3～10kA。
6.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，步骤③所述四火次三镦三拔换向锻造的一火锻造加热温度Tβ+200℃，保温时间为150～200min；二火锻造加热温度为Tβ+100
7.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，步骤③所述四火次三镦三拔换向锻造的一火次锻造的单次变形量为40～60％，下压速度为3～10mm/min；二火次锻造的单次变形量为40～60％，下压速度为3～10mm/min；三火次锻造的单次变形量为35～55％，下压速度为3～10mm/min；四火次锻造的单次变形量为35～55％，下压速度为3～10mm/min。
8.根据权利要求7所述的方法，其特征在于，步骤④所述热处理的加热速度为20℃/s，随炉升温。
...【技术特征摘要】
1.一种提高ti-al-b系钛合金锻件强韧匹配的方法，其特征在于，所述方法包括如下工艺方案：
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，步骤②所述0a级海绵钛，其杂质元素质量百分比为：[c]％≤0.01％、[n]％≤0.01％、[o]％≤0.04％、[h]％≤0.001％、[fe]％≤0.02％。
3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，步骤②所述ti-32fe纯度≥99.8％，其杂质元素质量百分比为：[c]％≤0.2％、[n]％≤0.1％、[o]％≤0.2％、[si]％≤0.1％。
4.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，步骤②所述铝豆的纯度≥99.7％，钛白粉的纯度≥99.5％。
5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，步骤②所述熔炼过程中真空自耗炉内真空度≤3.0pa，稳弧电流5～12a，熔炼阶段熔炼电压20～40v，熔炼电流3～10ka。...
【专利技术属性】
技术研发人员：王立亚，郑友平，李京懋，杨柳，
申请(专利权)人：成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司，
类型：发明
国别省市：
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