近α高温钛合金中α2相和硅化物的协调控制方法

摘要

一种近α高温钛合金中α2相和硅化物的协调控制方法，包括：1.合金体系的确定；2.Al、Si元素含量的变化范围的确定；3.冶炼工艺的确定；4.轧制变形工艺的确定；5.固溶组织的确定；6.时效热处理工艺的选择。本发明确定了近α高温钛合金中Al、Si元素的成分变化范围，确定了相应的热处理工艺制度，使α2相和硅化物得到协调控制，可同时保证较高的热强性能和较高的热稳定性。

说明书

技术领域

本发明涉及一种近α高温钛合金中α₂相和硅化物的协调控制方法，特别是含Si的近α高温钛合金中α₂相和硅化物的协调控制方法，比如Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si合金系中α₂相和硅化物的协调控制方法。

背景技术

近α钛合金是600℃以上温度使用的首选高温钛合金，而在显微组织、添加元素得到充分保证的情况下，提高其高温使用性能的根本途径在于弥散相的析出强化。尽管α₂相和硅化物作为弥散析出相容易引起合金热稳定性的降低，但也确实能够起到强化作用。比如，在IMI550，IMI679，IMI685，IMI829，IMI834和Ti-55，Ti-600，Ti-60合金中，α₂相和硅化物有效地提高了合金的蠕变性能，然而，导致合金的热稳定性明显下降。

近α钛合金中的α₂相以Ti₃Al为主体的、具有DO₁₉结构的、一般在时效过程或热暴露过程析出的有序相。当合金的电子浓度超过特征电子浓度(N_C＝∑N_if_i＝2.12)时，在合适的时效条件下α₂相(Ti₃X)就将会析出，α₂相是时效及热暴露过程的产物。其析出长大与Ti-Al二元系中α₂相(Ti₃Al)的析出长大具有相同的特征。随时效温度的降低，α₂相的析出依次表现为仅在位错附近析出、位错和晶界优先析出以及在合金中均匀析出三种特征。

对α₂相的脆化作用的认识由来已久，几乎在可能析出α₂相的所有近α型高温钛合金中，均发现α₂相的析出导致合金的脆化倾向，降低室温塑性。相关的研究指出，α₂相的脆化作用程度与α₂相的含量，尺寸，形状，分布有关。而且α₂相的高温强度远高于α相，这就使得利用α₂相强化成为可能。

由于α₂相的析出长大与合金成分、固溶组织、时效温度和时间等多方面因素有关，同时其影响作用还与硅元素的含量及硅化物的析出有关，从而α₂相的析出与生长控制仍是尚未解决的困难。

Si作为一种重要的高温钛合金的添加元素，已经被证明是有效的强化元素。IMI550，IMI679，IMI685，IMI829，IMI834和Ti-55，Ti-600，Ti-60都是含Si的高温钛合金。在近α高温钛合金中，Si的含量一般在0.1～0.5(wt％)之间。Si以两种状态存在，即Si固溶于基体中和以硅化物的形态析出。这两种存在形态对合金性能的影响就是Si固溶强化和硅化物的沉淀强化。

Si能有效地强化固溶体，它在β钛中的溶解度远大于在α钛中的溶解度，Si在α钛中的溶解度随温度的提高而加大。因此，采用在β区或β+α相区上部的处理使Si固溶，然后在较低温度(比如650℃)下时效，可获得细小的、弥散分布的硅化物。

硅化物的析出受时效温度及时间的影响，提高时效温度及时间导致硅化物的增大；硅化物的析出分布、形貌、颗粒尺寸可以在较大范围内变化。硅化物主要在单相α′片层组织或α-β界面处析出，也常发现在组织内部析出；其形状可以是等轴的、椭球的，有时呈现为块状的；其尺寸可以在几十纳米到几百纳米变化。

Si元素添加的主要作用在于固溶强化，这一点已经得到普遍接受。

对硅化物的析出强化则有两种明显不同的认识。一些研究表明，细小的、弥散分布的硅化物有利于强化晶界和相界，当Si与Zr、Mo综合作用时，强化效果最好；另一些研究则表明，硅化物析出会引起蠕变阻力的降低以及疲劳裂纹生长速率的增大。实际上可以认为，硅化物的强化作用与硅化物的析出、长大过程及分布状态密切相关。与α₂相的脆化作用相似，随Si含量的增加及硅化物析出，高温钛合金的拉伸塑性明显降低。

由于硅化物的析出长大与合金成分、固溶组织、时效温度和时间等多方面因素有关，同时其影响作用还与α₂相的析出有关，从而硅化物的析出与生长控制仍是尚未解决的困难。

由于追求高温钛合金的热强性，同时又要保证其热稳定性，因此，就必须有效控制α₂相和硅化物的联合析出生长过程，协调二者的作用效果。如前所述，由于α₂相和硅化物的析出过程的复杂性，目前，α₂相和硅化物的协调控制仍是一个尚未解决的困难。

综上所述，现有的技术方法存在下列缺陷，即，提高近α高温钛合金的热强性能经常要以降低热稳定性(常以拉伸塑性指标来表示)为代价；而要保证较高的热稳定性，又难以同时达到较高的热强性能。

发明内容

本发明是提供一种近α高温钛合金中α₂相和硅化物的协调控制方法。该方法确定了近α高温钛合金中Al、Si元素的成分变化范围，确定了相应的热处理工艺制度，使α₂相和硅化物得到协调控制，可同时保证较高的热强性能和较高的热稳定性。

本发明的技术方案是：本发明提供的近α高温钛合金中α₂相和硅化物的协调控制方法依次包括：

1、合金体系的确定：确定的近α高温钛合金为Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金，其中Sn、Zr、Mo的含量分别为：Sn重量百分比为4.8、Zr重量百分比为2.0，Mo重量百分比为1.0；Ti重量百分比为85.95-86.25，其余为Al、Si的含量。

2、Al、Si元素含量的变化范围的确定：确定Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金中Al、Si元素含量的变化范围，其中Al的重量百分比的变化范围为5.6-6.0、Si的重量百分比的变化范围为0.25-0.35；并且当Al元素含量取下限时，Si元素的含量取上限；Al元素含量取上限时，Si元素的含量取下限。

3、冶炼工艺的确定：确定了使用0级海绵钛(Ti)、海绵锆(Zr)和纯铝(Al)以及中间合金Ti-Sn合金、Al-Si合金、Al-Mo合金等原料，经液压机压制成电极，采用真空自耗电极电弧炉，经三次熔炼，制备成铸锭，切除冒口，以便进一步轧制成型。

4、轧制变形工艺的确定：将钛合金铸锭在β相区经水压机开坯锻造、精锻、棒材轧制、切割等加工过程，最后在α+β两相区轧制成所需棒材。

5、固溶组织的确定：对钛合金棒材进行固溶热处理，温度选在α+β/β转变温度以下10-12℃，经2小时等温处理并在空气中自然冷却，所得的固溶组织为双态组织，即，20％的初生等轴α组织和80％的β转变片层组织的双态混合组织。

6、时效热处理工艺的选择：指时效温度和时效时间的选择，既要保证α₂相和硅化物的充分析出长大，又要避免由此引起的塑性降低；对于Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金，当Al含量取下限、Si含量取上限时，选择较低温度(比如，700℃)、较长时间(比如，10-15小时)进行时效；当Al含量取上限、Si含量取下限时，选择较高温度(比如，760℃)、较短时间(比如，5-10小时)进行时效。

通过上述成分确定、热处理工艺确定等α₂相和硅化物的协调控制方法，得到Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金试样。采用透射电子显微镜对试样进行观察，发现α₂相在初生等轴α组织中均匀析出长大，尺寸在5-10nm，而在β转变片层组织中几乎不析出或较少析出；同时控制硅化物的析出长大沿残余β相(初生等轴α组织和β转变片层组织的界面相)分布比较均匀，不产生明显团聚现象，尺寸在150-220nm范围。

同现有技术相比，本发明通过三个方面来达到本发明的目的：(1)确定了近α高温钛合金为Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金各元素的含量及变化范围，特别是确定了Al元素含量及变化范围，确定了双态组织为固溶组织，确定了时效温度和时效时间，从而确定了α₂相的析出与生长的分布及尺寸，也就实现了α₂相的析出与生长控制；(2)确定了近α高温钛合金为Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金各元素的含量及变化范围，特别是确定了Si元素含量及变化范围，确定了双态组织为固溶组织，确定了时效温度和时效时间，从而确定了硅化物的析出与生长的分布及尺寸，也就实现了硅化物的析出与生长控制；(3)确定了Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金中Al、Si元素含量的变化范围及具体取值方法，并且确定了相应的时效热处理温度及时间，这样就从合金成分、固溶组织、时效温度和时间等方面实现全过程控制，从而实现α₂相和硅化物的协调控制，在保证热稳定性的前提下，达到高温钛合金的高热强性。

按照本发明所提出的近α高温钛合金中α₂相和硅化物的控制方法，在采用国家制定的标准实验条件和标准实验样品条件下，可以获得上述Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金试样的热强性能和热稳定性能的良好匹配。具体性能指标如下：

拉伸性能：试样经过固溶、时效热处理以及600℃/100h毛坯热暴露后的拉伸性能，用屈服强度σ_0.2、抗拉强度σ_b、断后伸长率δ和断面收缩率Ψ所表示，分别为980-1010MPa、1060-1100MPa、14.5-16.5％、26.0-30.0％；

持久性能：试样经过固溶、时效热处理后的持久性能，由温度600℃、载荷310MPa实验条件下样品的断裂时间来表示，可达到150-200小时；

蠕变性能：试样经过固溶、时效热处理后的蠕变性能，由温度600℃、载荷160MPa、时间100h实验条件下试样的蠕变伸长率(塑性伸长率)来表示，可达到0.15％-0.30％。

具体实施方式：

实施例1：近α高温钛合金86.25Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.35Si中α₂相和硅化物的协调控制方法，其步骤为：1、合金体系的确定：采用近α高温钛合金86.25Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.35Si。2、Al、Si元素含量的确定：Al的重量百分比为5.6、Si的重量百分比为0.35。3、冶炼工艺的确定：使用0级海绵钛(Ti)、海绵锆(Zr)和纯铝(Al)以及中间合金Ti-Sn合金、Al-Si合金、Al-Mo合金等原料，经液压机压制成电极，采用真空自耗电极电弧炉，经三次熔炼，制备成铸锭，切除冒口，以便进一步轧制成型。4、轧制变形工艺的确定：将钛合金铸锭在β相区经水压机开坯锻造、精锻、棒材轧制、切割等加工过程，最后在α+β两相区轧制成所需棒材。5、固溶组织的确定：采用三段管式炉对钛合金棒材进行固溶热处理，温度选在α+β/β转变温度(1015℃)以下10℃，即1005℃；经2小时等温处理并在空气中自然冷却，所得的固溶组织为双态组织，即，20％的初生等轴α组织和80％的β转变片层组织的双态混合组织。6、时效热处理工艺的选择：为保证α₂相和硅化物的充分析出长大，又避免由此引起的塑性降低，对于合金86.25Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.35Si，选择较低温度(700℃)、较长时间(15小时)进行时效。

经过上述成分确定、热处理工艺确定等α₂相和硅化物的协调控制，得到86.25Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.35Si合金试样。采用透射电子显微镜对试样进行观察，发现α₂相在初生等轴α组织中均匀析出长大，尺寸在5-10nm，而在β转变片层组织中几乎不析出或较少析出；同时控制硅化物的析出长大沿残余β相(初生等轴α组织和β转变片层组织的界面相)分布比较均匀，不产生明显团聚现象，尺寸在150-220nm范围。

在采用国家制定的标准实验条件和标准实验样品条件下，对86.25Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.35Si合金试样进行性能测试，结果如下：

拉伸性能：试样经过固溶、时效热处理以及600℃/100h毛坯热暴露后的拉伸性能为屈服强度(σ_0.2)985MPa、抗拉强度(σ_b)1060MPa、断后伸长率(δ)15.0％和断面收缩率(Ψ)26.0％；

持久性能：试样经过固溶、时效热处理后的持久性能，由温度600℃、载荷310MPa实验条件下样品的断裂时间来表示，持久实验在中国制造的RCL-3蠕变设备上进行，断裂时间为195小时；

蠕变性能：试样经过固溶、时效热处理后的蠕变性能，由温度600℃、载荷160MPa、时间100h实验条件下试样的蠕变伸长率(塑性伸长率)来表示，蠕变实验也在国产RCL-3蠕变设备上进行，达到的蠕变性能结果为塑性伸长率0.16％。

实施例2：近α高温钛合金85.95Ti-6.0Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.25Si中α₂相和硅化物的析出控制。其方法是：1、合金体系的确定：采用近α高温钛合金85.95Ti-6.0Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.25Si。2、Al、Si元素含量的确定：Al的重量百分比为6.0、Si的重量百分比为0.25。3、冶炼工艺的确定：使用0级海绵钛(Ti)、海绵锆(Zr)和纯铝(Al)以及中间合金Ti-Sn合金、Al-Si合金、Al-Mo合金等原料，经液压机压制成电极，采用真空自耗电极电弧炉，经三次熔炼，制备成铸锭，切除冒口，以便进一步轧制成型。4、轧制变形工艺的确定：将钛合金铸锭在β相区经水压机开坯锻造、精锻、棒材轧制、切割等加工过程，最后在α+β两相区轧制成所需棒材。5、固溶组织的确定：采用三段管式炉对钛合金棒材进行固溶热处理，温度选在α+β/β转变温度(1027℃)以下12℃，即，1015℃；经2小时等温处理并在空气中自然冷却，所得的固溶组织为双态组织，即，约20％的初生等轴α组织和约80％的β转变片层组织的双态混合组织。6、时效热处理工艺的选择：为保证α₂相和硅化物的充分析出长大，又避免由此引起的塑性降低，对于合金85.95Ti-6.0Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.25Si，选择较高温度(760℃)、较短时间(10小时)进行时效。

经过上述成分确定、热处理工艺确定等α₂相和硅化物的协调控制方法，得到85.95Ti-6.0Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.25Si合金试样。采用透射电子显微镜对试样进行观察，发现α₂相在初生等轴α组织中均匀析出长大，尺寸在5-10nm，而在β转变片层组织中有较少析出；同时控制硅化物的析出长大沿残余β相(初生等轴α组织和β转变片层组织的界面相)分布比较均匀，无团聚现象，尺寸在180-220nm范围。

在采用国家制定的标准实验条件和标准实验样品条件下，对85.95Ti-6.0Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.25Si合金试样进行性能测试，结果如下：

拉伸性能：试样经过固溶、时效热处理以及600℃/100h毛坯热暴露后的拉伸性能为屈服强度(σ_0.2)1000MPa、抗拉强度(σ_b)1060MPa、断后伸长率(δ)16.5％和断面收缩率(Ψ)28.0％；

持久性能：试样经过固溶、时效热处理后的持久性能，由温度600℃、载荷310MPa实验条件下样品的断裂时间来表示，持久实验在中国制造的RCL-3蠕变设备上进行，断裂时间为150小时；

蠕变性能：试样经过固溶、时效热处理后的蠕变性能，由温度600℃、载荷160MPa、时间100h实验条件下试样的蠕变伸长率(塑性伸长率)来表示，蠕变实验也在国产RCL-3蠕变设备上进行，达到的蠕变性能结果为塑性伸长率0.28％。