CN115261671A - 一种热强性高温钛合金及其热加工方法 - Google Patents
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Abstract
本发明属于钛及钛合金加工领域，涉及一种热强性高温钛合金及其锻坯的热加工方法，按质量百分比计，所述钛合金成分为：Al：6.2％～7.50％，Zr：3.0％～4.0％，Sn：1.50％～3.0％，Mo：3.50％～4.5％，Si：0.15％～0.35％，W：0.9％～2.0％，余量为Ti和不可避免的杂质元素。其中，合金元素W和Mo的含量满足：(W)≥(Mo/4)且2.8％≤(Mo/2)+(W)≤3.2％。合金元素Zr和Si的含量满足反向关系，即增加Si含量的同时需适当降低Zr的含量，且满足：‑(Zr/20)+0.35％≤(Si)≤‑(Zr/20)+0.4％。本发明所述钛合金通过β相区快速变形和α+β两相区的慢速变形实现合金组织的细化和均匀化。热处理后合金在室温至600℃均具有良好的强韧性。该合金适合制备航空、航天高温部件。
Description
技术领域
本发明属于钛及钛合金领域，具体涉及到一种新型热强性高温钛合金及其热加工方法。
背景技术
钛合金因其低密度、高比强度、良好的高温性能以及抗腐蚀性等优点在高性能结构件中得到了广泛的应用。其中近α型钛合金和α+β型钛合金作为传统高温钛合金，常用于航空发动机叶片及机匣等重要部件。α+β型钛合金使用温度在350℃-500℃之间，具有良好的综合力学性能和中等温度的耐热性，是目前实际应用较多的一类钛合金，其合金元素成分中Mo、V等β稳定元素含量较高，较高的β相含量使其大多可进行热处理强化，代表合金有Ti6Al4V、BT25y、Ti6246等。近α型钛合金使用温度可达到600℃，多用于较高温度领域，通过硅化物和α相内部长程有序α2相的析出强化，使其具有较高的高温蠕变抗力和热稳定性，并且该型合金中β相含量很少不易进行热处理强化，代表合金有IMI834、Ti60等。
我国的高温钛合金设计思路主要关注合金的蠕变和持久性能，例如：发明专利《一种新型耐热钛合金及其加工办法和应用》(申请号：201410195990.9)，发明专利《一种高热强性、高热稳定性的高温钛合金》(申请号：200710011771.0)以及发明专利《一种高蠕变抗力和高疲劳强度的高温钛合金》(申请号：200510068116.X)均采用多组元强化，通过α2相和硅化物的析出提高合金的强度和蠕变性能，但由于高温钛合金一般近α型钛合金，组织中β相含量较低，因此合金的组织强化效果较差，使合金的中温和高温强度偏低。
发明内容
本发明的目的在于提供一种热强性高温钛合金及其热加工方法，采用该工艺制备的锻件为双态组织，最高使用温度可达600℃，所述钛合金具有优异的热强性和稳定性，适合制备航空、航天高温部件。
为了达到上述目的，本发明采用以下技术方案予以实现：
一种热强性高温钛合金，其特征在于：按质量百分比计，所述钛合金成分为，Al：6.2％～7.50％，Zr：3.0％～4.0％，Sn：1.50％～3.0％，Mo：3.50％～4.5％，Si：0.15％～0.35％，W：0.9％～2.0％，余量为Ti和不可避免的杂质元素；其中，合金元素W和Mo的含量满足：(W)≥(Mo/4)，且2.8％≤(Mo/2)+(W)≤3.2％。
合金元素Zr和Si的含量满足反向关系，即增加Si含量的同时需适当降低Zr的含量，且满足：-(Zr/20)+0.35％≤Si≤-(Zr/20)+0.4％。
采用本发明所述热强性高温钛合金制备的锻坯，其特征在于，所述锻坯的热加工工艺为：开坯后的铸锭在β相区经过2～5火次镦拔变形后进入α+β两相区进行6～10火次的镦拔变形。
其中：
β相区的变形速率不低于0.1s-1，每火次镦粗时变形量不低于45％，且单火次总锻比不低于3.8，变形后立即回炉保温2～10min后冷却；α+β两相区的变形速率在0.005～0.04s-1，每火次镦粗时变形量控制在35～45％，且单火次总锻比为2.85～3.5。
进一步优选地，β相区的变形速率为0.1～0.2s-1，每火次镦粗时变形量50～55％，且单火次总锻比在4～5，变形后立即回炉保温4～6min后冷却；α+β两相区的变形速率在0.01～0.03s-1，每火次镦粗时变形量控制在38～42％，且单火次总锻比在3～3.5。
所述锻坯的热处理工艺为：固溶温度处理为在Tβ-20～40℃下保温2～4小时，出炉后空冷，时效处理为在500～630℃下保温4～10h，空冷。
为使合金在保持较高强度的同时具备优异持久和蠕变抗力，本发明通过合金成分和工艺设计，制备出一种可在500～600℃长时使用的高温热强性钛合金，与传统高温钛合金设计思路的差异包括：1)通过Mo和W元素的含量设计，结合热处理过程中富钨β相的析出，降低W元素对β相含量提高效应的同时有效增强β相；2)通过Zr和Si元素的反向调控，抑制Si元素的析出，使Si元素有效固溶强化β相，减少蠕变过程中的位错密度，进而抑制以扩散机制主导的蠕变变形。通过以上调整实现控制β相含量控制的同时最大程度地以组织和固溶强化取代高温钛合金α2相和硅化物强度的思路。
此外，由于W和Si元素的拖拽效应，使合金的再结晶过程较传统合金更为困难。由此合金的热加工工艺的设计采用了在β相区快速变形后回炉保温的方式，发挥动态和静态再结晶的协同机制细化和均匀化原始β晶粒，而在α+β相区采用慢速变形的方式降低坯料不同部位变形参数的差异，并促进α相的球化。通过上述“快β慢α”的变形思路实现组织的细化和均匀化。该合金与传统高温钛合金相比在室温至600℃的强度均提升不低于150Mpa。
本发明的有益效果是，合金不含贵金属、成本低；合金经固溶和时效热处理后的室温拉伸室温拉伸强度不低于1150Mpa，屈服不低于1000Mpa，延伸率不低于12％，面缩不低于15％。550℃拉伸强度不低于800Mpa，屈服不低于630Mpa，延伸率不低于15％，面缩不低于35％。600℃拉伸强度不低于730Mpa，屈服不低于550Mpa，延伸率不低于20％，面缩不低于45％。
附图说明
图1为本发明实施例1制备棒材的高倍组织照片。
图2为本发明实施例2制备棒材的高倍组织照片。
图3为本发明实施例3制备棒材的高倍组织照片。
图4为本发明实施例4制备棒材的高倍组织照片。
图5为本发明实施例5制备棒材的高倍组织照片。
图6为本发明实施例6制备棒材的高倍组织照片。
图7为本发明实施例7制备棒材的高倍组织照片。
图8为本发明实施例8制备棒材的高倍组织照片。
图9为本发明实施例9制备棒材的高倍组织照片。
图10为本发明实施例10制备棒材的高倍组织照片。
图11为本发明实施例11制备棒材的高倍组织照片。
具体实施方式
下面结合附图和实施例对本发明作进一步说明。
实施例1～5：
实施例1～5的化学成分列于表1中，该组实施例的成分设计主要是对比分析W元素的含量对合金性能的影响。合金熔炼成Ф710mm铸锭，1#～5#铸锭的相变点分别为993℃，990℃，984℃，979℃，975℃，铸锭的开坯采用相同的工艺，后续变形方式相同，但变形加热温度根据合金的相变点设计，具体制备工艺如下：
1)铸锭开坯：将钛合金铸锭在1150℃，热透时间为8h，热透后继续保温30小时后出炉，进行一镦一拔开坯锻造，锻比为4，空冷后进行修磨；
2)β相区锻造：将开坯后的坯料进行β相区锻造，第1火镦拔锻造，加热温度为Tβ+80℃，镦粗变形量为50％，镦粗速率为0.15s-1，单火次总锻比为4.0，变形后立即回炉保温10min后再出炉冷却；第2火镦拔锻造，加热温度为Tβ+60℃，镦粗变形量为55％，镦粗速率为0.12s-1单火次总锻比为4.8，变形后立即回炉保温5min后再出炉冷却；第3火镦拔锻造，加热温度为Tβ+30℃，镦粗变形量为50％，镦粗速率为0.16s-1，单火次总锻比为4.0，变形后立即回炉保温10min后再出炉冷却。
3)α+β两相区锻造：采用压机进行α+β两相区镦拔锻造，第1火镦拔锻造，加热温度为Tβ-20℃，镦粗变形量为35％，镦粗速率为0.035s-1，单火次总锻比为3.1；第2火镦拔锻造，加热温度为Tβ-30℃，镦粗变形量为38％，镦粗速率为0.02s-1，单火次总锻比为3.3；第3火镦拔锻造，加热温度为Tβ-30℃，镦粗变形量为40％，镦粗速率为0.03s-1，单火次总锻比为3.3；第4火镦拔锻造，加热温度为Tβ-40℃，镦粗变形量为40％，镦粗速率为0.01s-1，单火次总锻比为3.4；第5火镦拔锻造，加热温度为Tβ-40℃，镦粗变形量为38％，镦粗速率为0.035s-1，单火次总锻比为3.3；第6火镦拔锻造，加热温度为Tβ-50℃，镦粗变形量为38％，镦粗速率为0.035s-1，单火次总锻比为3.2；第7火镦拔锻造，加热温度为Tβ-50℃，镦粗变形量为38％，镦粗速率为0.035s-1，单火次总锻比为3.3；第8火镦拔锻造，加热温度为Tβ-50℃，镦粗变形量为40％，镦粗速率为0.035s-1，拔长为Ф650mm棒坯，单火次总锻比为3.4，锯切后进行修磨处理。
4)成品棒材锻造：采用压机进行成品棒材拔长锻造，第1火拔长，Tβ-55℃，Ф650mm→Ф540mm，锯切后进行修磨处理；第2火拔长，Tβ-60℃，Ф540mm→Ф450mm。
表1实施例1～5的化学成分含量
表2实施例1～5的室温力学性能检测数据
表3实施例1～5的550℃力学性能检测数据
表4实施例1～5的600℃力学性能检测数据
由表1～4可以看出，W元素含量较低时，合金的强度较低。随着W元素含量的升高合金的室温拉伸性能提高，但其550℃和600℃高温强度(尤其是屈服强度)却呈现先增加后降低的趋势，而当合金元素W和Mo的含量满足，W≥Mo/4，且2.8％≤(Mo/2)+W≤3.2％关系时(实施例3)，合金的室温至600℃的强塑性匹配较好。
实施例6～10：
实施例6～10的化学成分列于表5中，合金熔炼成Ф680mm铸锭，6#～10#铸锭的相变点均为990℃，因此采用了相同的温度进行热加工和热处理。将铸锭车光且切除冒口后进行锻造加工，具体制备工艺如下：
1)铸锭开坯：将钛合金铸锭在1180℃，热透时间为7h，热透后继续保温24小时后出炉，进行一镦一拔开坯锻造，锻比为4.4，空冷后进行修磨；
2)β相区锻造：将开坯后的坯料进行β相区锻造，第1火镦拔锻造，加热温度为1100℃，镦粗变形量为50％，镦粗速率为0.2s-1，单火次总锻比为4.0，变形后立即回炉保温10min后再出炉冷却；第2火镦拔锻造，加热温度为1080℃，镦粗变形量为55％，镦粗速率为0.11s-1，单火次总锻比为4.8，变形后立即回炉保温10min后再出炉冷却；第3火镦拔锻造，加热温度为1040℃，镦粗变形量为50％，镦粗速率为0.2s-1，单火次总锻比为4.0，变形后立即回炉保温10min后再出炉冷却；第4火镦拔锻造，加热温度为1020℃，镦粗变形量为50％，镦粗速率为0.2s-1，单火次总锻比为4.0，变形后立即回炉保温10min后再出炉冷却。
3)α+β两相区锻造：采用压机进行α+β两相区镦拔锻造，第1火镦拔锻造，加热温度为955℃，镦粗变形量为35％，镦粗速率为0.035s-1，单火次总锻比为3.1；第2火镦拔锻造，加热温度为950℃，镦粗变形量为38％，镦粗速率为0.02s-1，单火次总锻比为3.2；第3火镦拔锻造，加热温度为945℃，镦粗变形量为40％，镦粗速率为0.03s-1，单火次总锻比为3.4；第4火镦拔锻造，加热温度为940℃，镦粗变形量为40％，镦粗速率为0.01s-1，单火次总锻比为3.5；第5火镦拔锻造，加热温度为940℃，镦粗变形量为38％，镦粗速率为0.025s-1，单火次总锻比为3.3；第6火镦拔锻造，加热温度为935℃，镦粗变形量为38％，镦粗速率为0.02s-1，单火次总锻比为3.3；第7火镦拔锻造，加热温度为930℃，镦粗变形量为35％，拔长为～Ф600mm棒坯，单火次总锻比为3.3，锯切后进行修磨处理。
4)成品棒材锻造：采用压机进行成品棒材拔长锻造，第1火拔长，930℃，～Ф600mm→Ф490mm，锯切后进行修磨处理；第2火拔长，925℃，Ф490mm→Ф400mm。
表5实施例6～10的化学成分含量
表6实施例6～10的室温力学性能检测数据
表7实施例6～10的550℃力学性能检测数据
表8实施例6～10的600℃力学性能检测数据
由表5～8中数据可见，提高合金Si的含量均有助于合金强度的提高，但Si元素过高会导致合金室温塑形的降低(实施例6和8)。Si含量过低，将导致合金强度偏低(实施例7)，Zr和Si均对合金有强化效果，但增加Si元素，同时提高Zr元素的含量，合金的高温强化效果却会减弱，导致合金的强度尤其是屈服强度降低较多(实施例6和8)。当合金元素Zr和Si的含量满足反向关系，即增加Si含量的同时需适当降低Zr的含量，且满足：-(Zr/20)+0.35％≤(Si)≤-(Zr/20)+0.4％，有利于合金综合性能的改善(实施例9和10)。
实施例11
实施例11所采取的化学成分与实施例3相同，与实施例3相比，该实施例在β锻造过程中的变形量、变形速度均低于实施例3，并且变形后均直接冷却，无保温过程。并且该实施例在两相区的变形速率在0.05～0.1s-1范围内，其余与实施例3无明显差异。实施例11的β相区锻造和)α+β两相区锻造工艺如下：
1)铸锭开坯：将钛合金铸锭在1150℃，热透时间为8h，热透后继续保温30小时后出炉，进行一镦一拔开坯锻造，锻比为4，空冷后进行修磨；
2)β相区锻造：将开坯后的坯料进行β相区锻造，第1火镦拔锻造，加热温度为Tβ+80℃，镦粗变形量为40％，镦粗速率为0.05s-1，单火次总锻比岳为3.4，变形后空冷；第2火镦拔锻造，加热温度为Tβ+60℃，镦粗变形量为40％，镦粗速率为0.05s-1单火次总锻比为3.4，变形后空冷；第3火镦拔锻造，加热温度为Tβ+30℃，镦粗变形量为40％，镦粗速率为0.05s-1，单火次总锻比约为3.4，变形后空冷。
3)α+β两相区锻造：采用压机进行α+β两相区镦拔锻造，第1火镦拔锻造，加热温度为Tβ-20℃，镦粗变形量为35％，镦粗速率为0.08s-1，单火次总锻比为3.1；第2火镦拔锻造，加热温度为Tβ-30℃，镦粗变形量为38％，镦粗速率为0.08s-1，单火次总锻比为3.3；第3火镦拔锻造，加热温度为Tβ-30℃，镦粗变形量为40％，镦粗速率为0.08s-1，单火次总锻比为3.3；第4火镦拔锻造，加热温度为Tβ-40℃，镦粗变形量为40％，镦粗速率为0.01s-1，单火次总锻比为3.4；第5火镦拔锻造，加热温度为Tβ-40℃，镦粗变形量为38％，镦粗速率为0.08s-1，单火次总锻比为3.3；第6火镦拔锻造，加热温度为Tβ-50℃，镦粗变形量为38％，镦粗速率为0.05s-1，单火次总锻比为3.2；第7火镦拔锻造，加热温度为Tβ-50℃，镦粗变形量为38％，镦粗速率为0.05s-1，单火次总锻比为3.3；第8火镦拔锻造，加热温度为Tβ-50℃，镦粗变形量为40％，镦粗速率为0.1s-1，拔长为Ф650mm棒坯，单火次总锻比为3.4，锯切后进行修磨处理。
4)成品棒材锻造：采用压机进行成品棒材拔长锻造，第1火拔长，Tβ-55℃，Ф650mm→Ф540mm，锯切后进行修磨处理；第2火拔长，Tβ-60℃，Ф540mm→Ф450mm。
表8实施例11的力学性能检测数据
对比实施例3和实施例11的性能可见，实施例11的塑形低于实施例3，并且合金性能的波动较大，不能稳定满足本发明的性能要求。
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 (6)
1.一种热强性高温钛合金，其特征在于：按质量百分比计，所述钛合金成分为，Al：6.2％～7.50％，Zr：3.0％～4.0％，Sn：1.50％～3.0％，Mo：3.50％～4.5％，Si：0.15％～0.35％，W：0.9％～2.0％，余量为Ti和不可避免的杂质元素；其中，合金元素W和Mo的含量满足：W≥Mo/4，且2.8％≤Mo/2+W≤3.2％。
2.按照权利要求1所述热强性高温钛合金，其特征在于：合金元素Zr和Si的含量满足反向关系，即增加Si含量的同时需降低Zr的含量，且满足：-(Zr/20)+0.35％≤Si≤-(Zr/20)+0.4％。
3.一种采用权利要求1所述热强性高温钛合金制备的锻坯，其特征在于，所述锻坯的热加工工艺为：开坯后的铸锭在β相区经过2～5火次镦拔变形后进入α+β两相区进行6～10火次的镦拔变形，最后轧制成形；其中：
β相区的变形速率不低于0.1s-1，每火次镦粗时变形量不低于45％，且单火次总锻比不低于3.8，变形后立即回炉保温2～10min后冷却；
α+β两相区的变形速率在0.005～0.04s-1，每火次镦粗时变形量控制在35～45％，且单火次总锻比为2.85～3.5。
4.按照权利要求3所述锻坯，其特征在于：β相区的变形速率为0.1～0.2s-1，每火次镦粗时变形量50～55％，且单火次总锻比在4～5，变形后立即回炉保温4～6min后冷却；
α+β两相区的变形速率在0.01～0.03s-1，每火次镦粗时变形量控制在38～42％，且单火次总锻比在3～3.5。
5.按照权利要求3所述锻坯，其特征在于，所述锻坯的热处理工艺为：固溶温度处理为在Tβ-20～40℃下保温2～4小时，出炉后空冷，时效处理为在500～630℃下保温4～10h，空冷。
6.按照权利要求3所述锻坯，其特征在于：经固溶和时效处理后的锻坯，其室温拉伸强度不低于1150Mpa，屈服不低于1000Mpa，延伸率不低于12％，面缩不低于15％；550℃拉伸强度不低于800Mpa，屈服不低于630Mpa，延伸率不低于15％，面缩不低于35％；600℃拉伸强度不低于730Mpa，屈服不低于550Mpa，延伸率不低于20％，面缩不低于45％。
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