CN112195364A

CN112195364A - 一种高温、高强钛合金及其加工方法

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Publication number: CN112195364A
Application number: CN202010882026.9A
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

Abstract

本发明公开了一种高温、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，所述合金成分为(重量百分比)，Al：5.00％～6.70％，Sn：3.00％～5.00％，Zr：2.5％～7.50％，Mo：0.3～2.0％，Si：0.25％～1.5％，Nb：0.30％～1.00％，Ta：0.50％～2.00％，W：0.20％～1.60％，C：0.02～0.1％，B：0.1％～1.5％，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，材料在室温至700℃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600～700℃长时使用，也可用于航天飞行器等耐温结构件在700～750℃短时使用。

Description

一种高温、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高温、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。目前高温钛合金的长时最高使用温度为600℃，更高温条件下合金的强度和持久、蠕变性能会显著降低，限制了传统钛合金的使用。不能满足现代航空、航天等工业日益提高的需求。

根据强化方式及相组成的变化，传统高温钛合金可分为三种类型：1)：以无序固溶强化为主的高温钛合金，合金相组成为α和β相，其使用温度一般低于500℃；2)通过加入少量Si元素显著改善了合金蠕变性能，使高温钛合金使用温度突破500℃、达到550℃，该类合金仍以无序固溶强化为主，合金相组成为α、β和微量硅化物；3)通过α稳定元素的添加使合金组织中析出少量的Ti₃X相(α₂相)，使钛合金的最高使用温度达到了600℃，此类合金相组成为α、β、硅化物和α₂相，代表性合金为IMI834和Ti60合金。600℃用高温钛合金中α₂析出相强化基本已达极限，否则难以保证合金长时使用对热稳定性的要求。此外600℃以上的氧化已经远超出传统钛合金的抗氧化极限，表面氧化导致的疲劳性能的降低会给材料应用带来极大风险，因此600℃是传统高温钛合金最高长时使用温度。

热强性和热稳定性之间的矛盾是制约高温钛合金使用性能的关键因素。加入较多的α稳定元素，可提高合金的热强性，但同时增加了有序相(α₂)析出的倾向，降低合金的热稳定性。增加β稳定元素的含量，合金的中、低温强度和塑性提高，但抗氧化性和高温性能会大幅度降低。航空和航天飞行器的快速发展，迫切需要更高温度使用的钛合金材料。因此需要通过成分和制备工艺的设计，获得使用温度在600～700℃长时使用的钛合金材料，扩大钛合金的使用范围，满足航空航天领域对轻质耐温材料的需求。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高温、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，在具有优异的抗氧化性能的同时，还具有较高的高温强度和持久蠕变抗力。

本发明的技术方案是：

一种高温、高强钛合金，其特征在于，所述合金成分为(重量百分比)：Al：5.00％～6.70％，Sn：3.00％～5.00％，Zr：2.5％～7.50％，Mo：0.3～2.0％，Si：0.25％～1.5％，Nb：0.30％～1.00％，Ta：0.50％～2.00％，W：0.20％～1.60％，C：0.02～0.1％，B：0.1％～1.5％，余量为Ti和不可避免的杂质元素。

优选地，所述合金成分为重量百分比：Al：5.40％～5.90％，Sn：3.50％～4.50％，Zr：4.0％～7.50％，Mo：0.5～1.5％，Si：0.3％～0.8％，Nb：0.30％～1.00％，Ta：0.50％～1.50％，W：0.80％～1.5％，C：0.04～0.08％，B：0.5％～1.0％，余量为Ti和不可避免的杂质元素。

本发明还提供了所述高温、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。

本发明所述熔炼工艺如下：

原材料采用0～1级海绵钛，合金元素Sn、Mo、Si、W、Nb、Ta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和C分别以海绵Zr和碳粉的形式加入；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；

步骤二：在β相变点以下70～20℃进行3～10火次的变形，每火次总锻比不小于2.5；

步骤三：将锻坯在β相变点以下60～35℃、1～2火次成形，总锻比不低于1.67，锻后空冷，得到锻造坯料，所述坯料的直径300～800mm，高度在35～200mm之间；

步骤四：步骤三中得到的锻造坯料进行固溶和时效双重热处理，得到最终锻件。

本发明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Sn、Mo、Si、W、Nb和Ta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和C分别以海绵Zr和碳粉的形式加入；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颗粒和步骤一所得合金粉末进行球磨混粉；

步骤三：将混合好的复合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1100～1500℃，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：将合金加热至β相变点以上10～50℃，进行1～3火次的镦、拔变形，每火次总锻比不小于3；

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2.5；

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，其中坯料的直径300～800mm，高度在35～120mm之间；

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：700～800℃保温2～10小时后空冷。

本发明的优点及有益效果是：

1.本发明的合金所采用的强化方式为固溶强化和析出相强化，其中析出相为硅化物、TiB和α₂相。研究发现，在700～800℃可以有效调节硅化物和α₂相的析出含量和形态，确保合金组织和性能的稳定，因此合金的时效温度确定在700～800℃。

2.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，使合金的塑性得到增强；合金中含量较多的Zr元素，不仅可以起到固溶强化的效果还能促进硅化物的析出，使基体中Si元素含量降低，这不仅提高合金热稳定性还增强硅化物的增强效果。

3.本发明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韧性。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600℃～700℃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700℃～750℃范围内短时(≤50h)使用。

4.本发明所述合金的室温强度在1200Mpa以上、屈服强度在1070Mpa以上、延伸率在5％以上、断面收缩率在7％以上；其650℃强度在650Mpa以上、屈服强度在530Mpa以上、延伸率在12％以上、断面收缩率在20％以上；其700℃强度在530Mpa以上、屈服强度在365Mpa以上、延伸率在25％以上、断面收缩率在30％以上。

附图说明

图1为本发明实施例1制备的TiB增强钛基合金锻件饼坯在D/4位置的金相组织图片；

图2为本发明实施例2制备的TiB增强钛基合金锻件饼坯在D/4位置的金相组织图片；

图3为本发明实施例3制备的TiB增强钛基合金锻件饼坯在D/4位置的金相组织图片；

图4为本发明实施例4制备的TiB增强钛基合金锻件饼坯在D/4位置的金相组织图片。

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	Nb	Ta	W
					原材料	Al-Si	Al-Nb	Al-Ta-Ti	Al-W
元素	C	B	Ti
					原材料	纯碳粉	TiB<sub>2</sub>	海绵Ti

本发明实施例1和2的钛基合金经配料、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3和4采用雾化法将不含B的钛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80～250μm，将混合好的复合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。在铸锭头部和底部取样进行化学分析和相变点测试，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380mm的TiB增强钛基合金铸锭，金相法检测合金铸锭的β转变温度为1050℃，铸锭的化学成分列于表2中。

表2实施例1中TiB增强钛基合金合金成分(质量百分数，wt.％)

步骤1)：合金铸锭加热至1200℃，保温24小时后出炉，在水压机上完成1次镦粗和拔长变形，每次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1090℃，进行1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1030℃，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，每次镦粗和拔长的锻比均为1.7，锻后空冷；然后将坯料加热至1020℃，在水压机上进行3火次的镦粗和拔长变形，每次镦粗和拔长的锻比均为1.7，锻后空冷；最后将坯料加热至1030℃，在水压机上进行2火次的镦粗和拔长变形，每次镦粗和拔长的锻比均为1.7，锻后空冷。

步骤3)：将步骤2)所得锻坯加热至1005℃，进行2火次的镦粗和滚圆整形，得到锻坯，其中镦粗锻比为2.5，锻坯的尺寸为直径620mm，高60mm。

步骤4)：将步骤3)所得锻坯经1030℃保温2小时后空冷，700℃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中TiB增强钛基合金的力学性能

实施例2：

采用熔炼法制备得到直径为380mm的TiB增强钛基合金铸锭，金相法检测合金铸锭的β转变温度为1035℃，铸锭的化学成分列于表4中。

表4实施例2中TiB增强钛基合金合金成分(质量百分数，wt.％)

步骤1)：合金铸锭加热至1150℃，保温20小时后出炉，在水压机上完成1次镦粗和拔长变形，每次镦粗和拔长的锻比均为2.0，锻后空冷，完成铸锭的均匀化处理。然后将铸锭加热至1080℃，两火次完成三镦三拔，镦粗和拔长的锻比均为1.8，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1000℃，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，每次镦粗和拔长的锻比均为1.8，锻后空冷。加热至990℃，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，每次镦粗和拔长的锻比均为1.8，锻后空冷。

步骤3)：将步骤2)所得锻坯加热至990℃，进行1火次的镦粗和滚圆整形，得到锻坯，其中镦粗锻比为2.0，锻坯的尺寸为直径680mm，高55mm。

步骤4)：步骤3)所得锻坯经995℃保温2小时后空冷，750℃保温6h后空冷得到锻件。

表5实施例2中TiB增强钛基合金的力学性能

实施例3：

步骤1)：采用热压烧结法制备得到直径为300mm的TiB增强钛基合金，烧结温度为1300℃，压力为10Mpa，保温时间为3h。金相法检测合金铸锭的β转变温度为1040℃，铸锭的化学成分列于表6中。

表6实施例3中TiB增强钛基合金合金成分(质量百分数，wt.％)

步骤2)：将材料先后加热至1085℃，完成两镦两拔，镦粗和拔长的锻比均为2，锻后空冷。

步骤3)：将步骤2)所得坯料加热至1015℃，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，每次镦粗和拔长的锻比均为2，锻后空冷。然后坯料加热至1000℃，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，每次镦粗和拔长的锻比均为1.8，锻后空冷。

步骤4)：将步骤3)所得锻坯加热至1000℃，进行1火次的镦粗整形，得到锻坯，其中镦粗锻比为2.0，锻坯的尺寸为直径400mm，高80mm。

步骤5)：步骤4)所得锻坯经1010℃保温2小时后油冷，760℃保温6h后空冷得到锻件。

表7实施例3中TiB增强钛基合金的力学性能

实施例4：

步骤1)：采用热压烧结法制备得到直径为250mm的钛合金材料，烧结温度为1300℃，压力为15Mpa，保温时间为3h。金相法检测合金铸锭的β转变温度为1025℃，铸锭的化学成分列于表8中。

表8实施例4中TiB增强钛基合金合金成分(质量百分数，wt.％)

步骤2)：将材料加热至1075℃，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3)：将步骤2)所得坯料加热至995℃，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，每次镦粗和拔长的锻比均为1.5，锻后空冷。然后坯料加热至980℃，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，每次镦粗和拔长的锻比均为1.7，锻后空冷。

步骤4)：将步骤3)所得锻坯加热至990℃，进行镦粗和滚圆整形，得到锻坯，其中镦粗锻比为2.0，锻坯的尺寸为直径780mm，高110mm。

步骤5)：步骤4)所得锻坯经1000℃保温2小时后油冷和780℃保温6h后空冷得到锻件。

表9实施例4中TiB增强钛基合金的力学性能

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

1.一种高温、高强钛合金，其特征在于，所述合金成分为重量百分比：Al：5.00％～6.70％，Sn：3.00％～5.00％，Zr：2.5％～7.50％，Mo：0.3～2.0％，Si：0.25％～1.5％，Nb：0.30％～1.00％，Ta：0.50％～2.00％，W：0.20％～1.60％，C：0.02～0.1％，B：0.1％～1.5％，余量为Ti和不可避免的杂质元素。

2.按照权利要求1所述高温、高强钛合金，其特征在于，所述合金成分为重量百分比：Al：5.40％～5.90％，Sn：3.50％～4.50％，Zr：4.0％～7.50％，Mo：0.5～1.5％，Si：0.3％～0.8％，Nb：0.30％～1.00％，Ta：0.50％～1.50％，W：0.80％～1.5％，C：0.04～0.08％，B：0.5％～1.0％，余量为Ti和不可避免的杂质元素。

3.一种权利要求1所述高温、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所述高温、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所述高温、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：

步骤三：将锻坯在β相变点以下60℃～35℃、1～2火次成形，总锻比不低于1.67，锻后空冷，得到锻造坯料，所述坯料的直径300～800mm，高度在35～200mm之间；

6.按照权利要求3所述高温、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所述高温、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10～50℃，进行1～3火次的镦、拔变形，每火次总锻比不小于3；

8.按照权利要求5或7所述高温、高强钛合金的加工方法，其特征在于，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：700～800℃保温2～10小时后空冷。

9.一种按照权利要求3～7任一所述方法加工制造的高温、高强钛合金，其特征在于：所得合金的室温强度在1200Mpa以上、屈服强度在1070Mpa以上、延伸率在5％以上、断面收缩率在7％以上；其650℃强度在650Mpa以上、屈服强度在530Mpa以上、延伸率在12％以上、断面收缩率在20％以上；其700℃强度在530Mpa以上、屈服强度在365Mpa以上、延伸率在25％以上、断面收缩率在30％以上。

10.一种权利要求9所述高温、高强钛合金的应用，其特征在于：所得合金用以制备先进航空发动机高温部位叶片、盘锻件和环件，在650℃～700℃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700℃～750℃范围内短时使用，使用时间≤50h。