专利摘要

本发明提供一种高强钛合金及其制备方法，该高强钛合金，包括Mo0.2～0.4％、Ni0.6～0.9％、Zr(0,50％]和余量的Ti。本发明通过合金化，在基体钛中添加了元素Mo、元素Ni、元素Zr，在本发明中，由于Zr元素的添加会引起晶格畸变，这些缺陷会导致在形核过程中，形核点增多，形核的密度增加，起到晶粒细化到作用，进行实现细晶强化。实验结果表明，本发明提供的高强钛合金，屈服强度：621～816MPa，抗拉强度：712～920MPa，并且延伸率保持相当水平。

权利要求

1.一种高强钛合金，按质量含量计，包括Mo 0.2～0.4％、Ni 0.6～0.9％、Zr(0,50％]和余量的Ti。

2.根据权利要求1所述的高强钛合金，其特征在于，所述高强钛合金包括包括Mo0.3％、Ni 0.8％、Zr 30～50％和余量的Ti。

3.根据权利要求1或2所述的高强钛合金，其特征在于，所述高强钛合金由大幅变形扭折的板条α相组成；所述板条α相的平均宽度为0.8～11.6μm。

4.权利要求1～3任意一项所述的高强钛合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

(1)将合金原料熔炼后得到铸态合金坯；

(2)将所述步骤(1)得到的铸态合金坯进行保温处理后变形，得到致密化合金坯；

(3)将所述步骤(2)得到的致密化合金坯进行固溶处理，得到高强钛合金。

5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(1)中熔炼为真空电弧熔炼，所述真空电弧熔炼的温度为1900～2100℃。

6.根据权利要求4或5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(1)中熔炼次数在5次以上，每次熔炼时间为3～5min。

7.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中保温处理包括依次进行的第一保温和第二保温；所述第一保温的温度为1000～1100℃，第一保温的时间为20～50min；所述第二保温的温度为650～750℃，第二保温的时间为20～50min。

8.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中变形方式为轧制变形；所述轧制变形的总变形量为65～70％，轧制变形的温度为650～750℃。

9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，所述轧制变形为多道次轧制，每道次的变形量为10～15％；

采用多道次轧制时，每道次轧制后，将轧制后合金坯在轧制变形的温度下保温5～10min。

10.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中固溶处理的保温温度为650～750℃，固溶处理的保温时间为3～5min，固溶处理的冷却方式为水淬。

说明书

技术领域

本发明涉及钛合金技术领域，特别涉及一种高强钛合金及其制备方法。

背景技术

钛及钛合金的应用范围广泛，遍及海洋工程、航空航天、生物医学工程、冶金、化工、轻工等诸多领域。随着钛及钛合金被广发应用，如今工业的发展和服役的环境对钛合金性能提出了更苛刻的要求，传统钛合金在强度、抗腐蚀性能方面已经很难达到当下在工程应用的标准，而高强度钛耐蚀合金是目前研究开发和应用的重点方向之一。

例如，中国专利CN01140046.3公开一种采用熔炼和粉末冶金技术制备的钛铝合金，其主要组成为钛、铝和铌。该合金中铝含量的范围为45.5至49原子％。但该专利同时采用熔炼和粉末冶金技术，工序复杂，成本高。再如，中国专利CN97119996.5属于金属热处理的技术领域，通过将钛铝合金铸件首先经热等静压在α相区高温处理，其次进行循环热处理和共析温度等温处理，最后是进行临界温度处理；但该方案需要同时采用熔炼、热等静压和循环热处理技术，工序复杂，成本高。不仅现有钛合金制备方法工艺繁琐，并且以此得到的钛合金强度性能仍难以满足日益苛刻的工业服役标准，限制广泛应用。

发明内容

有鉴于此，本发明的目的在于提供一种高强钛合金及其制备方法。本发明提供的钛合金强度力学性能优异，满足工业服役要求。

本发明提供了一种高强钛合金，按质量含量计，包括Mo 0.2～0.4％、Ni 0.6～0.9％、Zr(0,50％]和余量的Ti。

优选的，所述高强钛合金包括包括Mo 0.3％、Ni 0.8％、Zr 30～50％和余量的Ti。

优选的，所述高强钛合金由大幅变形扭折的板条α相组成；所述板条α相的平均宽度为0.8～11.6μm。

本发明还提供了上述技术方案所述的高强钛合金的制备方法，包括以下步骤：

(1)将合金原料熔炼后得到铸态合金坯；

(2)将所述步骤(1)得到的铸态合金坯进行保温处理后变形，得到致密化合金坯；

(3)将所述步骤(2)得到的致密化合金坯进行固溶处理，得到高强钛合金。

优选的，所述步骤(1)中熔炼为真空电弧熔炼，所述真空电弧熔炼的温度为1900～2100℃。

优选的，所述步骤(1)中熔炼次数在5次以上，每次熔炼时间为3～5min。

优选的，所述步骤(2)中保温处理包括依次进行的第一保温和第二保温；所述第一保温的温度为1000～1100℃，第一保温的时间为20～50min；所述第二保温的温度为650～750℃，第二保温的时间为20～50min。

优选的，所述步骤(2)中变形方式为轧制变形；所述轧制变形的总变形量为65～70％，轧制变形的温度为650～750℃。

优选的，所述轧制变形为多道次轧制，每道次的变形量为10～15％；

采用多道次轧制时，每道次轧制后，将轧制后合金坯在轧制变形的温度下保温5～10min。

优选的，所述步骤(3)中固溶处理的保温温度为650～750℃，固溶处理的保温时间为3～5min，固溶处理的冷却方式为水淬。

本发明提供了一种高强钛合金，按质量含量计，包括Mo 0.2～0.4％、Ni 0.6～0.9％、Zr(0,50％]和余量的Ti。

本发明通过合金化，在基体钛中添加了元素Mo、元素Ni、元素Zr，在本发明中，由于Zr元素的添加会引起晶格畸变，这些缺陷会导致在形核过程中，形核点增多，形核的密度增加，起到晶粒细化到作用，进行实现细晶强化。实验结果表明，本发明提供的高强钛合金，屈服强度：621～816MPa，抗拉强度：712～920MPa，并且延伸率保持相当水平。

附图说明

图1为对比例1制得的钛合金的金相光学显微图；

图2为实施例1制得的钛合金的金相光学显微图；

图3为实施例2制得的钛合金的金相光学显微图；

图4为实施例3制得的钛合金的金相光学显微图；

图5为本发明拉伸性能测试用拉伸试样尺寸图。

具体实施方式

本发明提供了本发明提供了一种高强钛合金，按质量含量计，包括Mo 0.2～0.4％、Ni 0.6～0.9％、Zr(0,50％]和余量的Ti。

本发明提供的高强钛合金，按质量含量计，包括Mo 0.2～0.4％，优选为0.3～0.35％。在本发明中，所述Mo元素作为一种合金化元素，是典型的β相稳定元素，对降低β相转变温度有一定的作用。

本发明提供的高强钛合金，按质量含量计，包括Ni 0.6～0.9％，优选为0.75～0.8％。在本发明中，所述Ni元素对于提高钛合金的强度以及高温性能有一定的帮助。

本发明提供的高强钛合金，按质量含量计，包括Zr(0,50％]，优选为10～50％，进一步优选为2.5～50％，更优选为2.5～30％，再优选为8～15％。在本发明中，由于Zr元素的添加会引起晶格畸变，这些缺陷会导致在形核过程中，形核点增多，形核的密度增加，起到晶粒细化到作用，进行实现细晶强化；在基体钛中添加了元素Zr，对相变温度影响不大的中性元素Zr与Ti形成无限固溶体，从而实现固溶强化，且Zr的致钝电位较Ti更负，即使在弱氧化条件环境中依然可以发生钝化，提高了表面生成致密氧化膜的能力，提升了其耐腐蚀性能。

本发明提供的高强钛合金，按质量含量计，除上述各元素外，包括余量的Ti。

本发明中，在合金元素Mo、Ni及Zr共同作用下，使得本发明的α型钛合金相转变温度降低，同时保证了合金由α单相组成，提高了合金热加工性能。

在本发明中，所述高强钛合金的组织优选由大幅变形扭折的板条α相组成。

在本发明中，所述板条α相的平均宽度(即晶粒尺寸/粒径)优选为0.8～11.6μm，进一步优选为1.5～5μm。

本发明还提供了上述技术方案所述的高强钛合金的制备方法，包括以下步骤：

(1)将合金原料熔炼后得到铸态合金坯；

(2)将所述步骤(1)得到的铸态合金坯进行保温处理后变形，得到致密化合金坯；

(3)将所述步骤(2)得到的致密化合金坯进行固溶处理，得到高强钛合金。

本发明将合金原料熔炼后得到铸态合金坯。本发明对所述合金原料的种类没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的合金原料以能得到目标组分的钛合金为准。在本发明中，所述合金原料优选包括海绵锆、钛丝(99.9wt.％)、钼丝(99.7wt.％)和纯镍。本发明对各种合金原料的比例没有特殊的限定，能够使最终合金成分满足要求即可。

在本发明中，所述熔炼优选为真空电弧熔炼，所述真空电弧熔炼的温度优选为1900～2100℃，进一步优选为2000～2050℃。在本发明中，所述真空电弧熔炼的真空度优选为0.04～0.05MPa，在氩气条件下进行。当采用真空电弧熔炼时，本发明优选先将炉腔内真空度抽至8×10-3Pa以下，再通入氩气气体；所述氩气的通入量以满足电弧熔炼用电离气体的量即可。在本发明中，所述真空电弧熔炼的电流优选为400～450A，进一步优选为420～435A。本发明对所述真空电弧熔炼的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的即可。本发明采用先抽真空再通入氩气的方式首先能够避免Ti与Zr在高温的情况下，大量吸氢吸氧吸氮，发生氧化，还能为电弧熔炼提供电离气体。在本发明中，所述熔炼的次数优选在5次以上，进一步优选为6～10次，熔炼后得到铸态合金坯；每次熔炼的时间优选为3～5min。在本发明中，当反复进行熔炼时，所述熔炼优选在真空电弧熔炼炉中的进行；具体的：将金属原料在电弧熔炼炉中进行熔炼，得到熔炼液；随后冷却得到铸坯，再翻转铸坯后进行熔炼，再次得到熔炼液，再次冷却熔炼液，得到铸坯，以此反复5次以上，确保得到的铸态坯成分均匀。

本发明在熔炼时，熔炼液向固态转变的过程中β相优先形核长大，得到β相坯体，随炉冷却后转变为α相坯体，为后续轧制变形及固溶处理以获得大幅形变扭折的板条α提供基础；并且所述熔炼过程能够使得铸态坯成分均匀，有效消除气孔和缺陷。

所述熔炼前，本发明优选将所述合金原料进行超声清洗；本发明对所述超声清洗的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的即可。

得到铸态合金坯后，本发明将所述铸态合金坯进行保温处理后变形，得到致密化合金坯。本发明先将铸态合金坯进行保温处理后再进行变形处理，使得变形过程中钛合金锭能够保持较高温度，实现热变形。本发明采用热变形能够优选消除铸造缺陷，密实组织，细化晶粒，改善显微组织，并且可以产生大量位错，可以提高合金在轧制方向上的力学性能。

在本发明中，所述保温处理优选包括依次进行的第一保温和第二保温。在本发明中，所述第一保温的温度优选为1000～1100℃，进一步优选为1050～1080℃，所述第一保温的时间优选为20～50min，进一步优选为30～40min。在本发明中，所述第二保温的温度优选为650～750℃，进一步优选为680～720℃；所述第二保温的时间优选为20～50min，进一步优选为25～45min。本发明采用两阶段保温的方式，在第一阶段使得合金坯在β区域充分进行组织均匀化，以使合金元素充分扩散，提高组织均匀性；再结合第二阶段的保温过程，在两相区温度区间进行保温，使得合金在两相区下限轧制变形时对原始板条α相进行扭折变形，同时能够产生大量位错进一步优化合金力学性能，为后续热处理提供组织基础。

所述保温处理后，本发明将所述保温后钛合金锭进行变形，得的致密化合金坯。在本发明中，所述变形方式优选为轧制变形，所述轧制变形的总变形量优选为65～70％，进一步优选为67～68％；所述轧制变形的温度优选为650～750℃，进一步优选为665～730℃，更优选为680～710℃，与保温处理过程中第二保温的温度保持一致。在本发明中，所述变形处理使得原始板条α相晶粒细化，并且生成大量位错，有助于提高合金强度。

在本发明中，所述轧制变形进一步优选为多道次轧制，每道次的变形量优选为15％；本发明对所述多道次轧制的轧制次数没有特殊要求，以能完成目标变形量即可。本发明进行多道次轧制时，每次轧制后，本发明优选将所述轧制后合金坯在轧制变形的温度下保温5～10min，进一步优选为6～7min。本发明对所述轧制变形的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的即可。本发明采用多道次轧制变形的方式，控制单道次变形量，克服α钛合金的热加工阻力，并且实现了晶粒的尽可能细化。

得到致密化合金坯后，本发明将所述致密化合金坯进行固溶处理，得到高强钛合金。在本发明中，所述固溶处理的保温温度优选为650～750℃，进一步优选为665～730℃，更优选为680～710℃；所述固溶处理的保温时间优选为3～5min，进一步优选为3.5～4min。在本发明中，所述固溶处理的冷却方式优选为水淬，进一步优选在室温水中进行水淬。本发明对所述固溶处理的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的实施方式即可。在本发明中，所述固溶处理的保温过程优选在保护气氛下进行，所述保护气氛具体为氩气保护气氛。在本发明中，所述固溶处理能够尽可能保留合金轧制变形后的微观组织状态，晶界密度增加，提高强塑性，由于变形阶段温度降低，轧制温度在α转变温度附近，晶粒细化效果更加明显，期间极少量α相向β相转变，可为轧制变形减少应力，从而保证在提高一定强度的同时具有一定的塑性，更好的调控合金的性能。

本发明中，所述固溶处理的冷却方式优选为水淬。本发明对所述固溶处理的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的实施方式即可。在本发明中，所述固溶处理的保温过程优选在保护气氛下进行，所述保护气氛具体为氩气保护气氛。本发明采用所述固溶处理，在固溶时间段内固溶温度低，在所述固溶处理即可使Zr固溶在合金基体内，保温阶段极少量(可忽略不计)的α→β相变发生，在淬火阶段生成的极少量β相全部转变为α相，该阶段主要截留了轧制变形状态的显微组织，从而改善合金的力学性能，提高钛合金的抗拉强度。

本发明仅需在熔炼后进行热变形，再进行简单的固溶处理即可得到强度性能优异的钛合金，不需要再进行退火等热处理手段进行后期处理，方法简单易行。

固溶处理后，本发明优选将固溶态合金去除表面氧化皮，得到高强耐腐蚀钛合金。本发明优选采用打磨的方式去除表面氧化皮。

本发明结合元素间的共同作用，实现固溶强化，在一定程度上还能够细化晶粒，然后进行热变形，有利于破碎晶粒，使组织晶粒得到进一步细化，还可以消除组织缺陷，使合金强度提高。

为了进一步说明本发明，下面结合实施例对本发明提供的高强钛合金及其制备方法进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。

实施例1

按合金成分Ti-10Zr-0.3Mo-0.8Ni(质量百分比)配料，称取工业级海绵锆、钛丝(99.9wt.％)、钼丝(99.7wt.％)、纯镍(99.8wt.％)浸于无水乙醇中，超声波清洗后，进行风干，置入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，铜坩埚内壁要预先做清洁处理并擦拭干净，避免带入其他杂质，炉腔内的真空度要抽到8×10-3Pa以下，电弧熔炼前充入高纯氩气作为保护气(真空度在0.04～0.05MPa)后，每次熔炼时电弧温度大约为2000℃左右，每次熔炼时间约为4分钟左右，每次熔炼完毕后冷却得到铸锭，再对铸锭进行翻转处理进行熔炼，以此熔炼-浇铸铸锭反复熔炼及翻转铸锭5次以保证最终获取的铸锭成分均匀。

将合金铸锭放入马弗炉中加热到1050℃β相区进行均匀化处理30分钟，然后降低温度到750℃并保温30分钟，在此温度下迅速取出在双辊轧机上进行轧制变形，轧制工艺采用多道次轧制变形，每道次的压下量为2mm，每次的轧制变形量为10％，保证总轧制量为65％；其间，每道次轧制后，将其放入马弗炉中加热至相应的轧制温度750℃，并保温5分钟。

经最后一道次轧制后再次将合金锭放入马弗炉中加热至750℃，并保温五分钟，然后迅速放入室温水中进行淬火处理，待合金板完全冷却后取出，将制备出的合金板材表面的氧化皮打磨干净，并将其洗净，最终制得钛合金。

用荧光测取该合金试样成分为Ti-10.1Zr-0.3Mo-0.8Ni。

实施例2

按合金成分Ti-30Zr-0.3Mo-0.8Ni(质量百分比)配料，称取工业级海绵锆、钛丝(99.9wt.％)、钼丝(99.7wt.％)、纯镍(99.8wt.％)浸于无水乙醇中，超声波清洗后，进行风干，置入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，铜坩埚内壁要预先做清洁处理并擦拭干净，避免带入其他杂质，炉腔内的真空度要抽到8×10-3Pa以下，电弧熔炼前充入高纯氩气作为保护气(真空度在0.04～0.05MPa)后，每次熔炼时电弧温度大约为2000℃左右，每次熔炼时间约为4分钟左右，每次熔炼完毕后冷却得到铸锭，再对铸锭进行翻转处理进行熔炼，以此熔炼-浇铸铸锭反复熔炼及翻转铸锭5次以保证最终获取的铸锭成分均匀。

将合金铸锭放入马弗炉中加热到1050℃β相区进行均匀化处理30分钟，然后降低温度到700℃并保温30分钟，在此温度下迅速取出在双辊轧机上进行轧制变形，轧制工艺采用多道次轧制变形，每道次的压下量为2mm，每次的轧制变形量为13％，保证总轧制量为65％；其间，每道次轧制后，将其放入马弗炉中加热至相应的轧制温度700℃，并保温5分钟。

经最后一道次轧制后再次将合金锭放入马弗炉中加热至700℃，并保温五分钟，然后迅速放入室温水中进行淬火处理，待合金板完全冷却后取出，将制备出的合金板材表面的氧化皮打磨干净，并将其洗净，最终制得钛合金。

用荧光测取该合金试样成分为Ti-29.8Zr-0.3Mo-0.7Ni。

实施例3

按合金成分Ti-50Zr-0.3Mo-0.8Ni(质量百分比)配料，称取工业级海绵锆、钛丝(99.9wt.％)、钼丝(99.7wt.％)、纯镍(99.8wt.％)浸于无水乙醇中，超声波清洗后，进行风干，置入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，铜坩埚内壁要预先做清洁处理并擦拭干净，避免带入其他杂质，炉腔内的真空度要抽到8×10-3Pa以下，电弧熔炼前充入高纯氩气作为保护气(真空度在0.04～0.05MPa)后，每次熔炼时电弧温度大约为2000℃左右，每次熔炼时间约为4分钟左右，每次熔炼完毕后冷却得到铸锭，再对铸锭进行翻转处理进行熔炼，以此熔炼-浇铸铸锭反复熔炼及翻转铸锭5次以保证最终获取的铸锭成分均匀。

将合金铸锭放入马弗炉中加热到1100℃β相区进行均匀化处理40分钟，然后降低温度到650℃并保温40分钟，在此温度下迅速取出在双辊轧机上进行轧制变形，轧制工艺采用多道次轧制变形，每道次的压下量为2mm，每次的轧制变形量为15％，保证总轧制量为65％；其间，每道次轧制后，将其放入马弗炉中加热至相应的轧制温度650℃，并保温5分钟。

经最后一道次轧制后再次将合金锭放入马弗炉中加热至650℃，并保温五分钟，然后迅速放入室温水中进行淬火处理，待合金板完全冷却后取出，将制备出的合金板材表面的氧化皮打磨干净，并将其洗净，最终制得钛合金。

用荧光测取该合金试样成分为Ti-50.1Zr-0.4Mo-0.6Ni。

对比例1

按合金成分Ti-0.3Mo-0.8Ni(质量百分比)配料，称取工业级海绵锆、钛丝(99.9wt.％)、钼丝(99.7wt.％)、纯镍(99.8wt.％)浸于无水乙醇中，超声波清洗后，进行风干，置入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，铜坩埚内壁要预先做清洁处理并擦拭干净，避免带入其他杂质，炉腔内的真空度要抽到8×10-3Pa以下，电弧熔炼前充入高纯氩气作为保护气(真空度在0.04～0.05MPa)后，每次熔炼时电弧温度大约为1900℃左右，每次熔炼时间约为3分钟左右，每次熔炼完毕后冷却得到铸锭，再对铸锭进行翻转处理进行熔炼，以此熔炼-浇铸铸锭反复熔炼及翻转铸锭5次以保证最终获取的铸锭成分均匀。

将合金铸锭放入马弗炉中加热到1000℃β相区进行均匀化处理20分钟，然后降低温度到750℃并保温20分钟，在此温度下迅速取出在双辊轧机上进行轧制变形，轧制工艺采用多道次轧制变形，每道次的压下量为1.8mm，每次的轧制变形量为15％，保证总轧制量为65％；其间，每道次轧制后，将其放入马弗炉中加热至相应的轧制温度750℃，并保温5分钟。

经最后一道次轧制后再次将合金锭放入马弗炉中加热至750℃，并保温五分钟，然后迅速放入室温水中进行淬火处理，待合金板完全冷却后取出，将制备出的合金板材表面的氧化皮打磨干净，并将其洗净，最终制得钛合金。

用荧光测取该合金试样成分为Ti-0.2Mo-0.9Ni。

利用线切割将对实施例1～3和对比例1的钛合金切出拉伸试样(国家标准：GBT228-2002)，如图5所示的拉伸试样。每个样品至少切出5个拉伸样，确保数据的可重复性，采用室温单轴拉伸实验进行测量，测试仪器型号为Instron5982的万能材料试验机(生产商：英斯特朗，美国)，全程用引伸计监测试样的拉伸位移，拉伸速率设定为5×10-3s-1，进行拉伸试验，由此获得其力学性能相关数据，测试结果如表1所示。

表1实施例1～3和对比例1得到的钛合金的力学性能测试

由表1可知，本发明得到的钛合金中与实测的对比钛合金相比较，实施例1～3得到的钛合金的力学性能测试结果为：屈服强度：621～816MPa，抗拉强度：712～920MPa，并且延伸率保持相当水平。屈服及抗拉强度均得到提升，且塑性下降幅度较小，强韧性得到提升；并且弹性模量得到提高。

分别对对比例1和实施例1～3得到的钛合金进行金相组织观察，结果分别如图1～4所示。

由图1～4可知，本发明不同实施例所制得的钛合金的组织由大幅变形扭折的板条α相组成，增加了晶界密度，使得合金的位错运动收到阻碍，提升了合金强度，同时在双相区下限轧制变形后，晶粒内部产生大量位错，使合金强度进一步提升。

由以上实施例可以看出，本发明通过合金化，对相变温度影响不大的中性元素Zr与Ti形成无限固溶体，从而实现固溶强化，且Zr的致钝电位较Ti更负，即使在弱氧化条件环境中依然可以发生钝化，提高了表面生成致密氧化膜的能力，提升了其耐腐蚀性能。

并且，本发明钛合金制备工艺简便，生产成本低，非常便于工业化生产，成本低，操作过程简单；通过控制各元素的含量，提升钛合金的力学性能，显著提高钛合金的强度，使其满足航空构件的的要求。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，并非对本发明作任何形式上的限制。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。

一种高强钛合金及其制备方法专利购买费用说明

Q：办理专利转让的流程及所需资料

A：专利权人变更需要办理著录项目变更手续，有代理机构的，变更手续应当由代理机构办理。

1：专利变更应当使用专利局统一制作的“著录项目变更申报书”提出。

2：按规定缴纳著录项目变更手续费。

3：同时提交相关证明文件原件。

4：专利权转移的，变更后的专利权人委托新专利代理机构的，应当提交变更后的全体专利申请人签字或者盖章的委托书。

Q:专利著录项目变更费用如何缴交

A：（1）直接到国家知识产权局受理大厅收费窗口缴纳,（2）通过代办处缴纳，（3）通过邮局或者银行汇款,更多缴纳方式

Q：专利转让变更，多久能出结果

A：著录项目变更请求书递交后，一般1-2个月左右就会收到通知，国家知识产权局会下达《转让手续合格通知书》。