CN118406932B - 一种高强韧钛合金及其制备方法和应用 - Google Patents
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Abstract
本发明属于钛合金技术领域，具体涉及一种高强韧钛合金及其制备方法和应用。本发明提供的高强韧钛合金，包括以下质量百分含量的元素组分：6％Al，8.8～12％Nb，0.3～0.4％Si和余量Ti。本发明中Nb作为Ti合金的β稳定元素可以提高合金中β相的含量，使合金在变形过程中产生塑性诱发马氏体效应从而提高合金的塑性；Nb元素还可以提高Si的溶解度和固溶稳定性。本发明在特定含量的Al、Nb、Si和Ti共同作用下提高了钛合金的塑性和加工硬化能力。由检测结果可知本发明的高强韧钛合金在室温(约25℃)下的屈服强度为865～1077MPa，抗拉强度为1210～1321MPa，均匀延伸率可为5.6～6.9％。
Description
技术领域
本发明属于钛合金技术领域，具体涉及一种高强韧钛合金及其制备方法和应用。
背景技术
新兴的增材制造技术与传统的减材加工工艺(如机加工)以及等材加工工艺(如锻造)不同，它的加工方式属于增材制造，其成形过程是将材料逐层叠加最后形成成形件。增材制造技术具有传统工艺所不具备的优势：(1)因为增材制造是采用层层叠加的方式制造产品，所以能生产结构精美、复杂的成形件；(2)材料可利用率可接近100％(除掉支撑)，避免浪费材料和能源，节省成本；(3)一体化打印装配件，有效的避免了样品间的装配误差导致装配件性能变差；(4)产品的研发制造周期短，不需要像传统加工工艺一样，如铸造，首先要求制造出铸模(这极大了延长了产品制造周期)。选区激光熔化(Selective LaserMelting，SLM)技术是增材制造技术的一种，它的主要加工方式就是通过其高能激光束照射样品，使粉末样品逐层熔化凝固成形。正是由于该技术能产生能量很高的激光束，因此它对于一些高熔点、硬度大的金属和陶瓷粉末有良好的加工能力，选区激光熔化技术在制备金属材料、陶瓷材料中已经得到了普遍的应用。
目前能够采用增材制造工艺制备的钛合金种类不超过15种，且绝大部分钛合金粉末都是在原有铸造或锻造钛合金基础上进行开发，这在一定程度上限制了增材制造技术的发展。另外，由于增材制造过程具有的快速熔凝特征，其制备钛合金的塑性往往较低。因此，为了进一步扩大增材制造工艺在制备钛合金构件中的应用亟需研发具有较高塑性和加工硬化性能的钛合金。
发明内容
有鉴于此，本发明提供了一种高强韧钛合金及其制备方法和应用，本发明提供的钛合金具有较高塑性和加工硬化性能能够采用增材制造工艺制备钛合金构件。
为了解决上述技术问题，本发明提供了一种高强韧钛合金，包括以下质量百分含量的元素组分：
优选的，包括以下质量百分含量的元素组分：
优选的，包括以下质量百分含量的元素组分：
本发明还提供了上述技术方案所述高强韧钛合金的制备方法，包括以下步骤：
将钛粉、铌粉、铝粉和硅粉混合，得到混合物料；
将所述混合物料进行3D打印，得到所述高强韧钛合金。
优选的，所述钛粉、铌粉、铝粉和硅粉的平均粒径独立的为15～53μm。
优选的，所述混合在机械搅拌的条件下进行，所述机械搅拌的转速为60～90r/min，所述机械搅拌的时间为1.5～2.5h。
优选的，所述混合后还包括：将混合后体系干燥，得到混合物料；所述干燥的温度为90～110℃，时间为1.8～2.2h。
优选的，所述3D打印包括激光选区熔化打印。
优选的，所述激光选区熔化打印用的设备为BLT-S210时打印参数如下：激光功率155w，扫描速度1200mm/s，层厚0.03mm，扫描间距0.1mm，扫描旋转增量67°。
本发明还提供了上述技术方案所述高强韧钛合金或上述技术方案所述的制备方法制备得到的高强韧钛合金在航空、航天和深海勘探领域中的应用。
本发明提供了一种高强韧钛合金，包括以下质量百分含量的元素组分：6％Al，8.8～12％Nb，0.3～0.4％Si和余量Ti。在本发明中，Al作为Ti合金α稳定金属元素，起固溶强化的作用，提高Ti合金的比强度，低温、高温强度，为了防止α2(Ti3Al)相形成，造成材料脆性，本发明限定Al在钛合金中的质量含量为6wt％。同时，在钛合金中添加适量的Si可以形成弥散强化，提高合金的强度；Nb作为Ti合金的β稳定元素，可以提高合金中β相的含量，使合金在变形过程中诱发TRIP效应(塑性诱导马氏体效应)从而提高合金的塑性；Nb元素还可以提高Si的溶解度和固溶稳定性。本发明在上述特定含量的Al、Nb、Si和Ti共同作用下提高了钛合金的塑性和加工硬化能力。由实施例检测结果可知本发明提供的高强韧钛合金在室温(约25℃)下的屈服强度为865～1077MPa，抗拉强度为1210～1321MPa，均匀延伸率可为5.6～6.9％。
附图说明
图1为实施例1、2和对比例5、6的钛合金在室温下的应力应变曲线；
图2为对比例1～4制备得到的钛合金在室温下的应力应变曲线；
图3为实施例1、2制备得到的高强韧钛合金的金相图；
图4为实施例1、2制备得到的高强韧钛合金的SEM图；
图5为实施例1、2和对比例1～4的钛合金的加工硬化率曲线图。
具体实施方式
本发明提供了一种高强韧钛合金，包括以下质量百分含量的元素组分：
按照质量百分含量计，本发明提供的高强韧钛合金包括6％Al。
按照质量百分含量计，本发明提供的高强韧钛合金包括8.8～12％Nb，优选为9～11％。本发明向钛合金中引入铌提高了钛合金断裂延伸率的同时提高了钛合金的加工硬化能力。
按照质量百分含量计，本发明提供的高强韧钛合金包括0.3～0.4％Si，优选为0.3％或0.4％。
按照质量百分含量计，本发明提供的高强韧钛合金包括余量Ti。
本发明还提供了上述技术方案所述高强韧钛合金的制备方法，包括以下步骤：
将钛粉、铌粉、铝粉和硅粉混合，得到混合物料；
将所述混合物料进行3D打印，得到所述高强韧钛合金。
本发明将钛粉、铌粉、铝粉和硅粉混合，得到混合物料。在本发明中，所述钛粉优选为球形；所述钛粉的平均粒径优选为15～53μm，更优选为20～40μm。在本发明中，所述铌粉优选为球形；所述铌粉的平均粒径优选为15～53μm，更优选为20～45μm。在本发明中，所述铝粉优选为球形；所述铝粉的平均粒径优选为15～53μm，更优选为25～50μm。在本发明中，所述硅粉优选为球形；所述硅粉的平均粒径优选为15～53μm，更优选为23～48μm。
在本发明中，所述混合优选在机械搅拌的条件下进行；所述机械搅拌的转速优选为60～90r/min，更优选为70～80r/min；所述机械搅拌的时间优选为1.5～2.5h，更优选为2h。
在本发明中，所述混合后优选还包括：将混合后体系干燥，得到混合物料。在本发明中，所述干燥的温度优选为90～110℃，更优选为100℃；所述干燥的时间优选为1.8～2.2h，更优选为2h。在本发明中，所述干燥优选在真空烘干机中进行。本发明经过干燥能够提高混合物料的流动性，利于后续3D打印的进行。
得到混合物料后，本发明将所述混合物料进行3D打印，得到所述高强韧钛合金。在本发明中，所述3D打印优选包括激光选区熔化打印(SLM)。本发明对所述激光选区熔化打印的工艺条件无特殊要求，只要能够使高强韧钛合金的致密度达到99.9％以上即可。在本发明的实施例中，所述激光选区熔化打印用的设备为BLT-S210时的打印参数如下：激光功率155w，扫描速度1200mm/s，层厚0.03mm，扫描间距0.1mm，扫描旋转增量67°。
本发明优选根据钛合金所需的结构尺寸一次成型得到对应的钛合金构件。
本发明采用3D打印的方式制备钛合金能够避免采用传统的铸造方法出现的元素宏观偏析，利于合金成分的均匀化。因为3D打印是采用层层叠加的方式制造产品，所以能生产结构精美、复杂的成形件；3D打印对原料的可利用率可接近100％(除掉支撑)，避免浪费材料和能源，节省成本；且3D打印为一体化打印装配件，有效的避免了样品间的装配误差导致装配件性能变差。
本发明采用用SLM增材制造技术原位合金化方法制备钛合金材料存在如下优势：(1)SLM技术能通过控制粉末混合的量在较大范围内调控合金的成分配比，快速实现合金成分设计；(2)SLM技术采用的激光热源输出的能量密度大，可在短时间内迅速熔化难熔金属粉末并快速凝固，大大降低合金元素的宏观偏析，合金成分更为均匀。
本发明还提供了上述技术方案所述高强韧钛合金或上述技术方案所述的制备方法制备得到的高强韧钛合金在航空、航天和深海勘探领域中的应用。
为了进一步说明本发明，下面结合实施例对本发明提供的技术方案进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。
实施例1
将平均粒径为20μm的球形钛粉、平均粒径为20μm的球形铌粉、平均粒径为25μm的球形铝粉和平均粒径为23μm的球形硅粉在转速为80r/min的条件下机械搅拌2h后置于真空烘干机中于100℃下干燥2h，得到混合物料；混合物料中铝的质量百分含量为6％，铌的质量百分含量为8.8％，硅的质量百分含量为0.4％。
以混合物料为原料利用BLT-S210设备进行激光选区熔化打印，得到钛合金；BLT-S210设备的打印参数为：激光功率155w，扫描速度1200mm/s，层厚0.03mm，扫描间距0.1mm，扫描旋转增量67°。
实施例2
按照实施例1的方法制备钛合金，不同之处在于，混合物料中铌的质量百分含量为12％，硅的质量百分含量为0.3％。
对比例1
按照实施例1的方法制备钛合金，不同之处在于，混合物料中铝的质量百分含量为3.5％，硅的质量百分含量为0.5％，铌的质量百分含量为0。
对比例2
按照实施例1的方法制备钛合金，不同之处在于，混合物料中铝的质量百分含量为4.1％，硅的质量百分含量为0.6％，铌的质量百分含量为0。
对比例3
按照实施例1的方法制备钛合金，不同之处在于，混合物料中铝的质量百分含量为5％，硅的质量百分含量为0.7％，铌的质量百分含量为0。
对比例4
按照实施例1的方法制备钛合金，不同之处在于，混合物料中铝的质量百分含量为6.1％，硅的质量百分含量为0.8％，铌的质量百分含量为0。
对比例5
以钛合金TC4为对比例。
对比例6
以纯钛(CP-Ti)为对比例。
在室温(25℃)下按照GB/T228.1-2010对实施例1～2和对比例1～4中钛合金进行力学性能测试，得到应力应变曲线如图1和图2所示，其中图1为实施例1、2和对比例5、6的钛合金的应力应变曲线，图2为对比例1～4制备得到的钛合金的应力应变曲线。根据应力应变曲线计算得到的屈服强度、抗拉强度、均匀延伸率和屈服强度与抗拉强度的比值的结果列于表1中。
表1实施例1～2和对比例1～6中钛合金的力学性能
合金的均匀延伸率较高、屈服强度和抗拉强度的比值较小时其加工硬化能力较强。结合表1和图1～2可以看出在室温(约25℃)下本发明提供的高强韧钛合金表现出良好的力学性能，尽管Ti-Al-Nb-Si合金的室温拉伸强度低于对比例3、4的Ti-Al-Si钛合金，但其均匀延伸率较高，塑性较好，塑性变形阶段的加工硬化能力较为优异。
将实施例1、2制备得到的高强韧钛合金用koll试剂腐蚀2min。利用金相显微镜观察腐蚀后的样品得到金相图，如图3所示。从图3中可以看出，随着Nb元素增加(实施例2的合金中铌含量高于实施例1的合金中铌含量)β相(图中白色发亮部分为β相)含量增多。利用扫描电镜观察实施例1、2制备得到的高强韧钛合金得到SEM图，如图4所示。从图4可以看出存在α′马氏体(暗部针状结构)和β相(亮部)两相。
对图1和图2的应力应变曲线中的数据进行处理(取屈服强度后各合金拉伸数据作图，用曲线拟合后求导取微分)得到加工硬化率曲线，如图5所示。随着拉伸应力增大，合金从屈服强度到极限抗拉强度阶段，拉伸曲线呈上升趋势；从达到抗拉极限至断裂阶段，拉伸曲线下降趋势。这两个阶段反应在加工硬化率曲线上，表现为快速下降阶段和弯折后相对平滑的阶段；加工曲线越早发生弯折，弯折后的相对平滑阶段数值越高代表合金的加工硬化能力越好。由图5可以看出，本申请提供的钛合金较对比例1～6的钛合金具有更好的加工硬化能力。
尽管上述实施例对本发明做出了详尽的描述，但它仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部实施例，人们还可以根据本实施例在不经创造性前提下获得其他实施例，这些实施例都属于本发明保护范围。
Claims (10)
1.一种高强韧钛合金，其特征在于，包括以下质量百分含量的元素组分：
Al 6%；
Nb 8.8~12%；
Si 0.3~0.4%；
Ti 余量；
所述高强韧钛合金的制备方法，包括以下步骤：
将钛粉、铌粉、铝粉和硅粉混合，得到混合物料；
将所述混合物料进行3D打印，得到所述高强韧钛合金；
所述高强韧钛合金在约25℃的室温下的屈服强度为865~1077MPa，抗拉强度为1210~1321MPa，均匀延伸率为5.6~6.9%。
2.根据权利要求1所述高强韧钛合金，其特征在于，包括以下质量百分含量的元素组分：
Al 6%；
Nb 8.8%；
Si 0.4%；
Ti 余量。
3.根据权利要求1所述高强韧钛合金，其特征在于，包括以下质量百分含量的元素组分：
Al 6%；
Nb 12%；
Si 0.3%；
Ti 余量。
4.权利要求1~3任一项所述高强韧钛合金的制备方法，包括以下步骤：
将钛粉、铌粉、铝粉和硅粉混合，得到混合物料；
将所述混合物料进行3D打印，得到所述高强韧钛合金。
5.根据权利要求4所述制备方法，其特征在于，所述钛粉、铌粉、铝粉和硅粉的平均粒径独立的为15~53μm。
6.根据权利要求4或5所述制备方法，其特征在于，所述混合在机械搅拌的条件下进行，所述机械搅拌的转速为60~90r/min，所述机械搅拌的时间为1.5~2.5h。
7.根据权利要求6所述制备方法，其特征在于，所述混合后还包括：将混合后体系干燥，得到混合物料；所述干燥的温度为90~110℃，时间为1.8~2.2h。
8.根据权利要求4所述制备方法，其特征在于，所述3D打印包括激光选区熔化打印。
9.根据权利要求8所述制备方法，其特征在于，所述激光选区熔化打印用的设备为BLT-S210时打印参数如下：激光功率155w，扫描速度1200mm/s，层厚0.03mm，扫描间距0.1mm，扫描旋转增量67°。
10.权利要求1~3任一项所述高强韧钛合金或权利要求4~9任一项所述的制备方法制备得到的高强韧钛合金在航空、航天和深海勘探领域中的应用。
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