CN112195363A

CN112195363A - 一种500~600℃用高强钛合金及其加工方法

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Publication number: CN112195363A
Application number: CN202010881960.9A
Authority: CN
Inventors: 赵子博; 王清江; 刘建荣
Original assignee: Institute of Metal Research of CAS
Current assignee: Institute of Metal Research of CAS
Priority date: 2020-08-28
Filing date: 2020-08-28
Publication date: 2021-01-08
Anticipated expiration: 2040-08-28
Also published as: CN112195363B

Abstract

本发明公开了一种500～600℃用高强钛合金及其加工方法，包括合金成分、制备方法、热变形和热处理等要素。所说的合金成分(重量百分比)，Al：5.50％～7.00％，Mo：3.5％～5.00％，Zr：3.00％～8.00％，Sn：1.50％～4.00％，W：0.80％～2.0％，Si：0.2～1％，B：0.5％～1.3％，O：≤0.3％，余量为Ti和不可避免的杂质元素。本发明合金材料可通过熔炼法和粉末冶金烧结法获得，随后通过热变形和热处理工艺组合获得锻件产品，采用上述工艺制备得到的锻件为双态组织、TiB和硅化物均匀分布于基体中，材料在室温至600℃范围内均具有较高的强度和良好的塑性，可用于制作航空航天关键部件在500～600℃长时使用，也可用于航天飞行器等耐温结构件在600～650℃短时使用。

Description

一种500～600℃用高强钛合金及其加工方法

技术领域

本发明属于钛合金加工领域，具体涉及到一种新型500～600℃用高强钛合金及其加工方法。

背景技术

钛合金因其具有低密度、高比强度、良好的抗腐蚀性能和高温性能等特点，在航空、航天等领域得到广泛应用。现代科学技术的快速发展，也对航空、航天用结构材料的高温性能提出了更高的要求。传统可在550～600℃长时使用的高温钛合金一般为近α型，这类合金具有较高的高温蠕变和持久抗力，但其室温和中温段的强度较差，影响了合金的使用。α+β热强性钛合金在室温至中温段的强度较高，但其在550～600℃时的抗氧化性能较差、蠕变和持久性能偏低。传统固溶强化为主的钛合金铸件不能满足现代航空、航天等工业的需要。为了使钛合金在室温温度段保持高强度的同时具有较好的持久和蠕变性能，采用第二相增强钛合金材料成为先进结构材料研究发展的重要方向。

研究表明，在钛合金中TiB和硅化物(主要为Ti₅Si₃)相可以起到分担载荷、阻碍裂纹扩展、细化晶粒以及抑制晶粒的不均匀生长的作用。相比于传统钛合金，采用TiB和硅化物增强的钛合金不仅具有更高的弹性模量，还大幅度提高了其室温与高温强度，并且具有更优异的蠕变及疲劳性能。并且还可以通过后续的热加工对其基体组织形貌以及增强相的尺寸与分布进行调控，经不同的热变形和热处理工艺后，通过组织及增强相的调控、形变及热处理强化、晶粒细化等有效的强化方式，使得第二相增强钛合金的综合力学性能得到进一步的改善。

本发明在传统热强性高温钛合金体系Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si的基础上增加Si元素的含量并引入了B元素，在基体中形成硅化物和TiB短棒状非连续增强相。与传统钛合金相比，利用第二相强化的钛基合金在使用温度段具有更高的强度和更优异的高温力学性能，如更高弹性模量、耐磨性等，可以预见该合金在航空航天等领域具有十分广阔的应用前景。

发明内容

本发明的目的在于提供一种500～600℃用高温、高强钛合金及其加工方法，所得锻件的成分和组织均匀，塑性好，具有较高的高温强度。

本发明的技术方案是：

一种500～600℃用高温、高强钛合金，其特征在于：所述钛合金成分为(重量百分比)，Al：5.50％～7.00％，Mo：3.5％～5.0％，Zr：3.00％～8.00％，Sn：1.50％～4.00％，W：0.80％～2.0％，Si：0.2％～1％，B：0.5％～1.3％，O：≤0.3％，余量为Ti和不可避免的杂质元素。

优选地成分为(重量百分比)，Al：6.00％～7.00％，Mo：4.0％～5.0％，Zr：5.00％～7.00％，Sn：1.50％～4.00％，W：1.00％～1.5％，Si：0.4～0.8％，B：0.8％～1.1％，O：≤0.15％，余量为Ti和不可避免的杂质元素。

本发明所述500～600℃用高温、高强钛合金的加工方法，其特征在于，所述钛合金材料可以通过熔炼获得，也可通过热压烧结获得。

所述熔炼工艺如下：

原材料采用0～1级海绵钛，合金元素Mo、Sn、W、Si和B以中间合金形式加入，Al部分由中间合金带入，不足部分以纯Al加入；Zr以海绵Zr形式加入；上述材料经配料、混料后用压机压制成电极；将电极组焊在一起，在真空自耗炉中熔炼2～3次，制成合金铸锭。

采用熔炼法获得的合金铸锭，其随后热加工工艺如下：

步骤一：将合金铸锭加热至β相变点以上20～250℃，进行2～4火次的镦、拔变形，得到β相区开坯后的坯料，每火次总锻比不小于3.5；

步骤二：在β相变点以下70～10℃进行3～10火次的变形；每火次总锻比不小于3；

步骤三：将锻坯在β相变点以下60～35℃成形，锻后空冷，得到锻造坯料；

步骤四：所得锻造坯料进行固溶和时效双重热处理，得到最终锻件。

所述热压烧结工艺包括如下步骤：

步骤一：原材料采用0～1级海绵钛，合金元素Mo、Sn、W和Si以中间合金形式加入，Al部分由中间合金带入，不足部分以纯Al加入；Zr以海绵Zr形式加入；上述材料经配料、混料后用压机压制成电极；将电极组焊在一起，在真空自耗炉中熔炼2～3次，制成合金铸锭；铸锭锻造成棒材后采用雾化法将铸锭制成合金粉末；

步骤二：将微米级TiB₂颗粒和步骤一所得钛合金粉末进行球磨混粉；

步骤三：将混合好的粉末装入真空密闭容器中进行热压烧结，成型后获得合金材料；其中烧结温度为1150～1300℃，压力为10～100Mpa，烧结时间为60～600min。

采用热压烧结获得的合金材料，其随后热加工工艺如下：

步骤一：将合金铸锭在加热β相变点以上20～50℃，进行1～2火次的镦、拔变形，每火次总锻比不小于3.5。

步骤二：在β相变点以下70℃～20℃进行1～4火次的变形；每火次总锻比不小于3。

步骤三：将锻坯在β相变点以下35℃～60℃成形，锻后空冷，得到锻造坯料。

在两种热加工工艺中，步骤四所述固溶热处理制度为：在β相变点以下60℃～10℃温度范围内进行固溶处理，保温1～4小时，固溶后空冷或油冷；所述的时效热处理为530～650℃保温2～10小时后空冷。

本发明的优点及有益效果是：

1.本发明合金中含有B和Si元素，采用熔炼法制备该合金时，TiB和硅化物均会会促进原始β晶粒的形核，可细化铸锭的β晶粒。采用热压烧结制备合金材料时，TiB和硅化物颗粒会阻碍原始β晶粒的长大。

2.β相区的热加工不仅可以细化原始β晶粒，还可以提高热压烧结合金的致密性和成分均匀性，提高合金的塑性。

3.通过两相区的热变形和热处理获得双态组织的锻件，使合金具有良好的强塑性匹配。

4.本发明所设计的合金中含有较多的Mo和W元素，提高了合金基体中的β相含量，使基体合金的塑性和高温抗氧化性得到提高；合金的强化方式主要为析出相和第二相粒子强化，其中析出相主要为硅化物，第二相粒子主要为TiB。

5.本发明所述合金的室温强度在1200Mpa以上、屈服强度在1100Mpa以上、延伸率在4％以上、断面收缩率在6％以上；其550℃强度在900Mpa以上、屈服强度在750Mpa以上、延伸率在10％以上、断面收缩率在12％以上；其650℃强度在680Mpa以上、屈服强度在530Mpa以上、延伸率在15％以上、断面收缩率在20％以上。该合金可用以制备先进航空发动机高温部位叶片、盘锻件和环件，在500℃～600℃范围内可长时(＞100h)使用；或者用于制作航天飞行器的耐热部件，在600℃～650℃范围内短时(≤50h)使用。

附图说明

图1为本发明实施例1制备材料锻件饼坯在D/4位置的金相组织图片；

图2为本发明实施例2制备材料锻件饼坯在D/4位置的金相组织图片；

图3为本发明实施例3制备材料锻件饼坯在D/4位置的金相组织图片；

图4为本发明实施例4制备材料锻件饼坯在D/4位置的金相组织图片；

图5为本发明实施例5制备材料锻件饼坯在D/4位置的SEM图片。

具体实施方式

表1本发明实施例中采用的原材料

元素	Al	Sn	Zr	Mo
					原材料	高纯Al	Ti-Sn	海绵Zr	Al-Mo
元素	Si	W	B	Ti
					原材料	Al-Si	Al-W	TiB<sub>2</sub>	海绵Ti

本发明实施例1～3中材料经配料、混料后用压机压制成电极；将电极组焊在一起，在真空自耗炉中熔炼2～3次，制成合金铸锭。实施例4、5中采用雾化法将合金铸锭制成合金粉末，将微米级TiB₂颗粒和不含B的钛合金粉末进行球磨混粉，其中钛合金粉末的粒度均在90～230μm，将混合好的粉末装入真空密闭容器中进行热压烧结，成型后获得合金材料。采用金相法获得α+β/β相变点，再按照相关要求进行热加工和热处理，制成最终的成品或半成品，进行各项性能测试。原料配置和铸锭制备的程序大都相同，在各实施例中将不再一一重复叙述。

实施例1

采用熔炼法制备得到直径为400mm的材料铸锭，金相法检测合金铸锭的β转变温度为990℃，铸锭的化学成分为列于表2中。

表2实施例1中合金成分(质量百分数，wt.％)

步骤1)：合金铸锭加热至1150℃，保温24小时后出炉，在水压机上完成1次镦粗和拔长变形，镦粗和拔长的锻比均为2，锻后空冷，完成铸锭的均匀化处理。然后将铸锭加热至1015℃，进行2火次的镦粗和拔长变形，每火次完成一镦一拔，镦粗和拔长的锻比均为2，锻后空冷，得到开坯后的坯料。

步骤2)：将步骤1)所得坯料加热至955℃，在4500吨水压机上进行4火次的镦粗和拔长变形，每火次完成一镦一拔，每火次的锻比均为3.8，锻后空冷；然后将坯料加热至945℃，在水压机上进行3火次的镦粗和拔长变形，每次锻比均为3.5，锻后空冷；最后将坯料加热至955℃，在水压机上进行2火次的镦粗和拔长变形，每火次的锻比均为3.5，锻后空冷。

步骤3)：将步骤2)所得锻坯加热至945℃，进行镦粗和滚圆整形，得到锻坯，其中镦粗变形量为60％。

步骤4)：步骤3)所得锻坯经950℃保温2小时后空冷和570℃保温6h后空冷得到锻坯毛坯，最后经粗加工得到锻坯。

表3实施例1材料的力学性能

实施例2：

采用熔炼法制备得到直径为380mm的材料铸锭，金相法检测合金铸锭的β转变温度为1000℃，铸锭的化学成分为列于表4中。

表4实施例2材料合金成分(质量百分数，wt.％)

步骤1)：合金铸锭加热至1200℃，保温48小时后出炉，在水压机上完成1次镦粗和拔长变形，锻比为4，锻后空冷，完成铸锭的均匀化处理。然后将铸锭先后加热至1045℃和1025℃，分别进行1火次的镦粗和拔长变形，每火次完成一镦一拔，锻比均为3.8，锻后空冷，得到开坯后的坯料。

步骤2)：将步骤1)所得坯料加热至960℃，在水压机上进行2火次的镦粗和拔长变形，每火次完成一镦一拔，每火次的锻比均为3.8，锻后空冷。然后坯料加热至940℃，在水压机上进行2火次的镦粗和拔长变形，每火次完成一镦一拔，每火次的锻比均为3.6，锻后空冷。然后将坯料加热至965℃，在水压机上进行2火次的镦粗和拔长变形，每火次锻比均为3.6，锻后空冷；最后将坯料加热至950℃，在水压机上进行2火次的镦粗和拔长变形，每火次的锻比均为3.6，锻后空冷。

步骤3)：将步骤2)所得锻坯加热至960℃，进行1火次的镦粗和滚圆整形，得到锻坯，其中镦粗变形量为55％。

步骤4)：步骤3)所得锻坯经990℃保温2小时后空冷和540℃保温6h后空冷得到锻坯毛坯，最后经粗加工得到锻件。

表5实施例2材料的力学性能

实施例3：

采用熔炼法制备得到直径为540mm的材料铸锭，金相法检测合金铸锭的β转变温度为1015℃，铸锭的化学成分为列于表6中。

表6实施例3材料合金成分(质量百分数，wt.％)

步骤1)：合金铸锭加热至1200℃，保温20小时后出炉，在水压机上完成1次镦粗和拔长变形，每火次的锻比为4，锻后空冷，完成铸锭的均匀化处理。然后将铸锭加热至1040℃，完成两镦两拔，每火次的总锻比均为3.8，锻后空冷，得到开坯后的坯料。

步骤2)：将步骤1)所得坯料加热至985℃，在水压机上进行3火次的镦粗和拔长变形，每火次完成一镦一拔，每火次的锻比为3.8，锻后空冷。然后将坯料加热至975℃，在水压机上进行2火次的镦粗和拔长变形，每火次的锻比为3.8，锻后空冷；最后将坯料加热至953℃，在水压机上进行2火次的镦粗和拔长变形，每火次的锻比为3.5，锻后空冷。

步骤3)：将步骤2)所得锻坯加热至975℃，进行1火次的镦粗和滚圆整形，得到锻坯，其中镦粗变形量为70％。

步骤4)：步骤3)所得锻坯经990℃保温2小时后油冷和630℃保温6h后空冷得到锻坯。

表7实施例3材料的力学性能

实施例4：

步骤1)：采用热压烧结法制备得到直径为300mm的钛合金材料，烧结温度为1300℃，压力为15Mpa，保温时间为10h。金相法检测合金铸锭的β转变温度为998℃，铸锭的化学成分为列于表8中。

表8实施例4材料合金成分(质量百分数，wt.％)

步骤2)：将材料加热至1018℃，进行2火次的镦粗和拔长变形，每火次完成一镦一拔，每火次的总锻比均为4，锻后空冷，得到开坯后的坯料。

步骤3)：将步骤2)所得坯料加热至968℃，在水压机上进行2火次的镦粗和拔长变形，每火次完成一镦一拔，每火次的锻比均为3.8，锻后空冷。然后坯料加热至953℃，在水压机上进行3火次的镦粗和拔长变形，每火次完成一镦一拔，每火次的锻比均为3.6，锻后空冷。

步骤4)：将步骤3)所得锻坯加热至938℃，进行镦粗和滚圆整形，得到锻坯，其中镦粗变形量为50％。

步骤5：步骤4)所得锻坯经983℃保温2小时后空冷和540℃保温6h后空冷得到锻件。

表9实施例4材料的力学性能

实施例5：

步骤1)：采用热压烧结法制备得到直径为350mm的钛基合金材料，烧结温度为1350℃，压力为10Mpa，保温时间为6h。金相法检测合金铸锭的β转变温度为1005℃，铸锭的化学成分为列于表10中。

表10实施例5材料合金成分(质量百分数，wt.％)

步骤2)：将材料先后加热至1040℃和1015℃，分别进行1火次的镦粗和拔长变形，每火次完成一镦一拔，每火次的锻比均为3.8，锻后空冷，得到开坯后的坯料。

步骤3)：将步骤2)所得坯料加热至975℃，在水压机上进行2火次的镦粗和拔长变形，每火次完成一镦一拔，每火次的锻比为3.8，锻后空冷。然后坯料加热至960℃，在水压机上进行3火次的镦粗和拔长变形，每火次完成一镦一拔，每火次的锻比均为3.8，锻后空冷。

步骤4)：将步骤3)所得锻坯加热至970℃，进行1火次的镦粗整形，得到锻坯，其中镦粗变形量为65％。

步骤5：步骤4)所得锻坯经975℃保温2小时后油冷和560℃保温6h后空冷得到锻件。

表11实施例5材料的力学性能

本发明未尽事宜为公知技术。

上述实施例只为说明本发明的技术构思及特点，其目的在于让熟悉此项技术的人士能够了解本发明的内容并据以实施，并不能以此限制本发明的保护范围。凡根据本发明精神实质所作的等效变化或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种500～600℃用高强钛合金，其特征在于，所述钛合金成分为重量百分比：Al：5.50％～7.00％，Mo：3.5％～5.0％，Zr：3.00％～8.00％，Sn：1.50％～4.00％，W：0.80％～2.0％，Si：0.2％～1％，B：0.5％～1.3％，O：≤0.3％，余量为Ti和不可避免的杂质元素。

2.按照权利要求1所述500～600℃用高强钛合金，其特征在于，所述钛合金成分为重量百分比：Al：6.00％～7.00％，Mo：4.0％～5.0％，Zr：5.00％～7.00％，Sn：1.50％～4.00％，W：1.00％～1.5％，Si：0.4％～0.8％，B：0.8％～1.1％，O：≤0.15％，余量为Ti和不可避免的杂质元素。

3.一种权利要求1所述500～600℃用高强钛合金的加工方法，其特征在于，所述钛合金材料通过熔炼或热压烧结获得。

4.按照权利要求3所述500～600℃用高强钛合金的加工方法，其特征在于，所述熔炼工艺如下：

5.按照权利要求4所述500～600℃用高强钛合金的加工方法，其特征在于，采用熔炼法获得的合金铸锭，其随后热加工工艺如下：

6.按照权利要求3所述500～600℃用高强钛合金的加工方法，其特征在于，所述热压烧结工艺包括如下步骤：

7.按照权利要求6所述500～600℃用高强钛合金的加工方法，其特征在于，采用热压烧结获得的合金材料，其随后热加工工艺如下：

步骤一：将合金铸锭加热至β相变点以上20～50℃，进行1～2火次的镦、拔变形，每火次总锻比不小于3.5；

步骤二：在β相变点以下70～20℃进行1～4火次的变形；每火次总锻比不小于3；

8.按照权利要求5或7所述500～600℃用高强钛合金的加工方法，其特征在于，所述的固溶热处理制度为：在β相变点以下60～10℃进行固溶处理，保温1～4小时，固溶后空冷或油冷；所述的时效热处理制度为：530～650℃保温2～10小时后空冷。

9.一种按照权利要求8所述加工方法制备得到的高强钛合金，其特征在于：所得钛合金室温强度在1200Mpa以上、屈服强度在1100Mpa以上、延伸率在4％以上、断面收缩率在6％以上；其550℃强度在900Mpa以上、屈服强度在750Mpa以上、延伸率在10％以上、断面收缩率在12％以上；其650℃强度在680Mpa以上、屈服强度在530Mpa以上、延伸率在15％以上、断面收缩率在20％以上。

10.一种权利要求8所述高强钛合金的应用，其特征在于：所得钛合金用以制备航空发动机高温部位叶片、盘锻件或环件，在500～600℃范围内长时使用，使用时间＞100h；或者用于制作航天飞行器的耐热部件，在600～650℃范围内短时使用，使用时间≤50h。