CN102586647B - 一种含铒高温钛合金及其制备工艺 - Google Patents

Abstract

一种含铒高温钛合金及其制备工艺，属于合金技术领域。该合金包括质量分数为6.0％Al、2.5％Sn、4％Zr、0.3％Mo、1％Nb、0.35％Si、0.1％-0.3％Er、余量为Ti，杂质元素O为0.088％-0.090％。采用分段加热法把铸锭在(α+β)/β相变点以上100℃-200℃锻造，变形量50％～60％，空气中冷却。再采用分段加热法把锻件在(α+β)/β相变点以下50℃～150℃锻造，变形量为50％～60％，空气中冷却。锻件在低于(α+β)/β相变点30℃～50℃下保温1小时并空冷至室温，然后在700℃～750℃下保温2小时并空冷至室温。该钛合金具有优良蠕变性能和热稳定性。

Description

一种含铒高温钛合金及其制备工艺

技术领域

本发明涉及一种含有稀土元素的高温钛合金及其制备工艺，属于合金技术领域。

背景技术

发展大推重比和长寿命的航空发动机是航空工业的重要目标之一。钛及钛合金因密度小、比强度高等优点，被广泛应用于航空等部门，如F100发动机的钛合金用量占发动机总重量的25％，V2500发动机为31％，F119发动机为39％。高温钛合金主要应用于制造飞机发动机的压气盘、叶片和机匣等，所以高温钛合金必须具有良好的室温性能、高温强度、热稳定性、疲劳性能、断裂性能和蠕变性能。蠕变通常是指在高温持久载荷作用下材料所发生的一种缓慢的塑性变形。位错的滑移和攀移、晶界滑动以及空位扩散都能导致蠕变变形。蠕变伸长量达到一定值时可引起材料的蠕变断裂。材料长期在高温下服役时强度和塑性都会有不同程度的下降，其原因在于：第一，合金长时间在高温下工作时有序相Ti3Al析出，降低合金塑性；第二，高温下，合金表面形成一个富氧层，从而降低合金的力学性能。所以高温钛合金在服役条件下的蠕变性能和热稳定性决定了它的使用寿命和发动机的安全可靠。

高温钛合金的使用温度由早期的400℃上升到如今的600℃经历了40多年的时间。600℃高温钛合金是当今钛合金研究领域的重点。600℃已经是常规钛合金的极限使用温度。

因此，提供一种应用于航空发动机等有耐高温、长寿命要求的，并且具有优良蠕变性能和热稳定性的高温钛合金对该技术领域非常有意义。

随着使用温度的不断升高，高温钛合金朝着合金多元化发展。目前600℃高温钛合金的主要元素有Al、Sn、Zr、Mo和Si。600℃高温钛合金的四类典型高温钛合金IMI834、Ti1100、BT36和Ti60都是在Al-Sn-Zr-Mo-Si系的基础上发展的，见表1(表中名义成分中的数字为质量百分比)。

表1典型600℃高温钛合金的成分及性能特点

Al是高温钛合金中最为重要的元素，为了最大限度地发挥Al的固溶强化作用且避免过量的Al导致脆性相的析出，Al的加入质量分数控制在6％(质量分数，下同)左右。Sn和Zr同属于在α-Ti和β-Ti中均有较大固溶度的中性元素，它们与其他元素一起加入可以进一步提高合金的耐热性。经验证明当所加入的合金元素满足铝当量公式：[Al_eq]＝％Al+1/3％Sn+1/6Zr+10％O≤9％(10％O可认为等于1)时较为合适，此时不会导致脆性α₂相的大量析出。根据此经验公式来调整Sn和Zr的添加量。Mo是弱的β稳定化元素，能有效提高钛合金的室温和高温强度，是多数钛合金的一种主要组元，其质量分数一般小于1％。Nb也是弱的β稳定化元素，与Mo共同起固溶强化作用。Si在高温钛合金中是一种非常重要的元素，几乎所有的高温钛合金中都含有0.1％-0.5％的Si，Si的加入可以明显改善合金的蠕变性能。

高温钛合金发展的一个重要趋势是稀土元素的应用。我国在这方面做出了巨大贡献，已经研制出的含有稀土元素的高温钛合金有Ti-55、Ti633G、Ti-60和Ti600，它们分别含有0.66％的Nd、0.62％的Nd、0.2％的Gd和0.1％的Y。稀土元素是一种强烈的脱氧剂，能有效夺取合金中的氧，通过内氧化形成稀土氧化物，如RE2O3、RExMy，从而净化基体，稀土元素能抑制Ti3Al的析出与长大，提高热稳定性；稀土元素还能使硅化物细小均匀析出，提高蠕变性能。所以本发明也添加了稀土元素。

在钛合金的加工中，为了能够生产出性能和组织都符合设计要求的产品，我们需要考虑到变形工艺、组织特点和机械性能这些重要的冶金因素。由于各冶金因素之间存在着一定的关系，工艺研究就显得十分必要了。由于钛合金冷加工非常困难，锻造是生产钛合金零件的重要途径。

锻造温度对钛合金高温和室温性能的影响不一样。在高于β转变温度锻造时，合金的持久性能、抗蠕变性能和断裂性能好；而低于β转变温度锻造时，上述性能则较差。钛合金在不同温度下锻造的性能相差较大，原因在于不同温度下锻造后的组织不一样。

发明内容

本发明的目的是提供一种应用于航空发动机等有耐高温、长寿命要求的，并且具有优良蠕变性能和热稳定性的高温钛合金及其制备方法。

本发明的上述目的是通过以下技术方案达到的。

一种高温钛合金，包括6.0wt％的Al；2.5wt％的Sn；4wt％的Zr；0.3wt％Mo；1％的Nb；0.35wt％的Si；0.1wt％-0.3wt％的Er；杂质元素O的含量控制在0.088wt％-0.090wt％之间，余量为Ti。

一种高温钛合金的制备工艺，其特征在于，包括以下步骤：

1)、把在真空自耗电弧炉中经两次熔炼得到的铸锭加热到(α+β)/β相变点以上100℃-200℃下锻造，加热制度为分段加热法：先在起始的装炉温度下进行保温，然后随炉升温至最终的锻造温度，并在此最终的锻造温度下保温，加热过程中所用的总时间τ按下式计算：

式中D为锭坯直径或厚度，单位为mm，为实际的数值，没有具体的限定，一般的情况下不小于20mm，当直径较大时，式中修正时间取上限，反之取下限，优选的加热温度及时间依据锭坯直径或厚度参照表2确定。若锭坯直径或厚度在所给表中相邻两数值之间，则在对应的加热时间数据之间选择。表2及加热总时间的公式引自《钛》(莫畏主编，冶金工业出版社)。加热完成后锻件出炉进行开坯锻造，变形量达到50％～60％，在空气中冷却。

表2钛及钛合金锭坯加热时间

①预热时间为在装炉温度下保温的时间，在直径或厚度为20-300mm时的加热温度为任意温度，此时的预热时间可根据总的时间进行调整；②加热时间为预热结束，开始加热到锻造温度的时间；③均热时间为在锻造温度下保温的时间。

2)、将步骤1)得到的锻件加热到(α+β)/β相变点以下50℃～150℃下锻造，加热制度为分段加热法：先在起始的装炉温度下进行保温，然后随炉升温至最终的锻造温度，并在此最终的锻造温度下保温，加热过程中所用的总时间τ按下式计算：式中D为锭坯直径或厚度，单位为mm，为实际的数值，没有具体的限定，一般的情况下不小于20mm，当直径较大时，式中修正时间取上限，反之取下限，优选的加热温度及时间依据锭坯直径或厚度参照表2确定。若锭坯直径或厚度在所给表中相邻两数值之间，则在对应的加热时间数据之间选择。表2及加热总时间的公式引自《钛》(莫畏主编，冶金工业出版社)。锻件的变形量为50％～60％，在空气中冷却。

3)、步骤2)得到的锻件在低于(α+β)/β相变点30℃～50℃下保温1小时并空冷至室温，然后在700℃～750℃下保温2小时并空冷至室温。

铸锭和变形坯料的加热应选择合适的加热制度，才能保证产品质量。

A加热温度

一般来说，钛及钛合金铸锭开坯加热是在(α+β)/β相变点以上100℃-200℃(β钛合金除外)范围内。经过锻造变形的坯料，粗大的组织已得到一定程度的破碎，内部组织得到改善，塑性提高了，再锻造加热温度可随火次增加而逐渐低些。

B加热速度和加热时间

钛在室温下的导热系数低，约为中碳钢的20％，在高温时二者却又相近。因此大截面的钛及其合金在较低的温度加热时应采用慢速。根据钛合金导热性的特点，一般直径或厚度等于或大于300mm者应采用分段加热法，如图1锭坯分段加热所示。

为了保证锻件质量，减轻气体污染，在烧透的原则下，加热时间应尽量短。实践证明总的加热时间τ按下式计算，基本上是正确可行的。

$\mathrm{\τ}=\frac{D}{2}+(20~40)\left(\min \right)$

式中D-锭坯直径或厚度，mm。当直径较大时，式中修正时间取上限，反之取下限。

钛合金棒材锻造温度从开坯到成品，必须逐渐由高到低，特别是成品锻造前的两次加热更应严格控制其加热温度和加热时间，同时也要控制好终锻温度，变形要均匀，速度要适中。

从铸锭到成品棒材，其锻造过程通常分为两个阶段完成。

第一阶段：开坯。它的开坯温度在β转变点以上100℃-200℃，这时，铸造组织的塑性最好。开始时应轻击、快击使锭料变形，直到打碎初生粗晶粒组织为止。变形程度必须大于60％。

第二阶段：精锻。它是在低于β相变点50℃-150℃的α+β区域进行精锻。由于钛在大气中高温锻造时易发生氧化，因此在保证不发生锻造裂纹的前提下应尽量降低锻造温度。为了得到高的强度和塑性，在(α+β)/β区域精锻时，应该控制锻造温度，减少加热次数，增加锻造比。

在得到锻造成品后还需对成品进行热处理。固溶和时效处理是近α钛合金的常用热处理方法。固溶的目的就是为了获得并保留马氏体α’、α”或少量β’相。固溶处理的温度通常选择低于(α+β)/β相变点40℃-100℃。当冷却速度变化时其获得的组织形态不同，加热后空冷时α相呈针状，炉冷时α相呈片状；相反，当加热的钛合金快冷(即淬火)时，据合金成分的不同，β相可以分别转变成α’(或α”)马氏体、ω相或β亚稳定相(即β’)。钛合金固溶所得到的α’、α”、ω和β’相都是亚稳定相，一旦加热(时效)，这些相即发生分解，析出新相。进行时效的目的就是促进固溶处理的亚稳定相按一定方式发生分解，达到强化作用。

附图说明

图1锭坯分段加热示意图；

图2对比例1、实施例1和2的合金热暴露前后强度的对比柱状图；

图3对比例1、实施例1和2的合金热暴露前后塑性的对比柱状图；

图4对比例1、实施例1和2的合金600℃下强度和塑性的对比柱状图；

图5对比例1、实施例1和2的合金的蠕变变形曲线。

具体实施方式

对比例1

将市售的海绵钛、高纯Al、高纯Zr颗粒、TiSn中间合金、AlMo中间合金、AlNb中间合金以及AlSi中间合金按表3的成分配比混料压制成自耗电极，自耗电极在真空自耗电弧炉中进行两次熔炼，最终得到重量为5kg、直径100mm、高135mm的铸锭。

表3合金成分

化学成分

Ti

Al

Sn

Zr

Mo

Nb

Si

O

含量

余量

6

2.5

4

0.3

1

0.35

0.088

铸锭在900℃下装炉，保温20min，用40min升温到1150℃，在此温度下保温20min，然后出炉进行开坯锻造，反复镦粗和拔长，使铸锭的变形量达到50％，得到截面为边长50mm正方形的方棒。待方棒冷却后在850℃下装炉，保温15min，用20min升温到980℃，在此温度下保温20min，然后出炉锻造，把方棒锻成直径25mm的圆棒，冷却。棒材在1020℃下保温1小时后空冷至室温，然后在750℃下保温2小时后空冷至室温。然后对产品进行室温拉伸、600℃瞬时拉伸以及600℃/100h/150MPa的蠕变测试。经固溶时效处理后的棒材进行600℃/100h/空冷的热暴露，然后对热暴露后的合金进行室温拉伸测试。合金的拉伸测试数据见表4。

表4合金在室温下的拉伸数据

实施例1

将市售的海绵钛、高纯Al、高纯Zr颗粒、TiSn中间合金、AlMo中间合金、AlNb中间合金以及AlSi中间合金按表5的成分配比混料压制成自耗电极，自耗电极在真空自耗电弧炉中进行两次熔炼，最终得到重量为5kg、直径100mm、高135mm的铸锭。

表5合金成分

化学成分	Ti	Al	Sn	Zr	Mo	Nb	Si	O	Er
										含量	余量	6	2.5	4	0.3	1	0.35	0.09	0.1

铸锭在900℃下装炉，保温20min，用40min升温到1150℃，在此温度下保温20min，然后出炉进行开坯锻造，反复镦粗和拔长，使铸锭的变形量达到50％，得到截面为边长50mm正方形的方棒。待方棒冷却后在850℃下装炉，保温15min，用20min升温到980℃，在此温度下保温20min，然后出炉锻造，把方棒锻成直径25mm的圆棒，冷却。棒材在1020℃下保温1小时后空冷至室温，然后在750℃下保温2小时后空冷至室温。然后进行室温拉伸、600℃瞬时拉伸以及600℃/100h/150MPa的蠕变测试。经固溶时效处理后的棒材进行600℃/100h/空冷的热暴露，然后对热暴露后的合金进行室温拉伸测试。合金的拉伸测试数据见表6。

表6合金在室温下的拉伸数据

实施例2

将市售的海绵钛、高纯Al、高纯Zr颗粒、TiSn中间合金、AlMo中间合金、AlNb中间合金以及AlSi中间合金按表7的成分配比混料压制成自耗电极，自耗电极在真空自耗电弧炉中进行两次熔炼，最终得到重量为5kg、直径100mm、高135mm的铸锭。

表7合金成分

化学成分	Ti	Al	Sn	Zr	Mo	Nb	Si	O	Er
										含量	余量	6	2.5	4	0.3	1	0.35	0.088	0.1

铸锭在900℃下装炉，保温20min，用40min升温到1150℃，在此温度下保温20min，然后出炉进行开坯锻造，反复镦粗和拔长，使铸锭的变形量达到50％，得到截面为边长50mm正方形的方棒。待方棒冷却后在850℃下装炉，保温15min，用20min升温到980℃，在此温度下保温20min，然后出炉锻造，把方棒锻成直径25mm的圆棒，冷却。棒材在1020℃下保温1小时后空冷至室温，然后在750℃下保温2小时后空冷至室温。然后进行室温拉伸、600℃瞬时拉伸以及600℃/100h/150MPa的蠕变测试。经固溶时效处理后的棒材进行600℃/100h/空冷的热暴露，然后对热暴露后的合金进行室温拉伸测试。合金的拉伸测试数据见表8。

表8合金的拉伸数据

对比例1、实施例1和2中合金的蠕变测试数据见表9.

表9对比例1、实施例1和2合金的蠕变测试数据

对比例1、实施例1和2的合金热暴露前后强度的对比柱状图见图2；图3对比例1、实施例1和2的合金热暴露前后塑性的对比柱状图见图3；图4对比例1、实施例1和2的合金600℃下强度和塑性的对比柱状图见图4；图5对比例1、实施例1和2的合金的蠕变变形曲线见图5。从以上数据中我们看到，本发明合金具有优良蠕变性能和热稳定性。尤其是蠕变性能，本发明实施例的合金的蠕变总伸长率和塑性伸长率优于同类合金。可见本发明在改善高温钛合金蠕变性能上效果显著。

Claims (3)

1.一种含铒高温钛合金，其特征在于，其元素成分包括6.0wt％的Al；2.5wt％的Sn；4wt％的Zr；0.3wt％Mo；1％的Nb；0.35wt％的Si；0.1wt％-0.3wt％的Er；杂质元素O的含量控制在0.088wt％-0.090wt％之间，余量为Ti。

2.权利要求1的一种含铒高温钛合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

1)、把在真空自耗电弧炉中经两次熔炼得到的铸锭加热到(α+β)/β相变点以上100℃-200℃下锻造，加热制度为分段加热法：先在起始的装炉温度下进行保温，然后随炉升温至最终的锻造温度，并在此最终的锻造温度下保温，在此锻造过程中所用的总时间τ按下式计算：式中D为锭坯直径或厚度，单位为mm，出炉进行开坯锻造，铸锭的变形量达到50％～60％，在空气中冷却；

2)、再用分段加热法将步骤1)得到的锻件加热到(α+β)/β相变点以下50℃～150℃下锻造，加热制度为分段加热法：先在起始的装炉温度下进行保温，然后随炉升温至最终的锻造温度，并在此温度下保温，在此锻造过程中所用的总时间τ按下式计算：

式中D为锭坯直径或厚度，单位为mm，出炉进行锻造，变形量为50％～60％，在空气中冷却；

3)、步骤2)得到的锻件在低于(α+β)/β相变点30℃～50℃下保温1小时并空冷至室温，然后在700℃～750℃下保温2小时并空冷至室温。

3.按照权利要求2的方法，其特征在于，步骤1)和2)中的分段加热法：加热温度及时间依据锭坯直径或厚度参照下表确定：

①预热时间为在装炉温度下保温的时间，在直径或厚度为20-300mm时的加热温度为任意温度，此时的预热时间可根据总的时间进行调整；②加热时间为预热结束，开始加热到锻造温度的时间；③均热时间为在锻造温度下保温的时间。

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