一种高温钛合金及其制备方法

摘要

一种高温钛合金及其制备方法，本发明中未添加任何Sn元素，杜绝了脆性相Ti3Sn易导致的铸造过程中的开裂倾向、焊接过程中裂纹倾向，使本发明具有更好的铸造性能、焊接性能和产品可靠性；Nb和Si元素的同时加入，形成了Nb‑Si高熔点化合物颗粒，提高了材料的高温持久和蠕变性能；另外，一定量的C元素的加入后几乎全部固溶在材料基体中，提高了材料的高温持久和蠕变性能等。

权利要求

1.一种高温钛合金的制备方法，其特征是：高温钛合金成分按质量百分比包括：Al   5.5～7.0 %；

Zr   2.0～5.0 %；

Nb   0.5～2.5%；

Mo   0.2～1.0%；

Si   0.1～0.8 %；

C    0.03～0.15%；

余量为Ti及不可避免的杂质元素；

其制备方法具体包括如下步骤：

一、准备材料：

首先Ti采用0A--1级海绵钛，合金元素Nb、Mo、Si以中间合金形式加入；Zr 和C 分别以海绵Zr 和碳粉形式加入；Al 部分由中间合金带入，不足部分以纯Al 加入；

二、制备高温钛合金：

接上步，中间合金与海绵钛经配料、混料后，用压机压制成电极，然后将电极组焊在一起，在熔炼设备中熔炼2～3 次，制成合金铸锭，将合金铸锭通过真空自耗电弧炉铸造炉或真空感应铸造炉进行真空浇注力学试棒；铸造试棒经过热等静压处理，去除内部缩孔，通过铸造和热等静压处理，获取室温-700℃拉伸强度与塑性、短时持久和蠕变性能均满足航天发动机高温零部件的使用要求，并且具有良好焊接性能的高温钛合金。

2.根据权利要求1所述的高温钛合金的制备方法，其特征是：按成分质量百分比，所述高温钛合金的成分优选为：Al、6.0～6.6 %；Zr、3.5～4.5%；Nb、1.0～2.0%；Mo、0.4～0.8%；

Si、0.2～0.7 %；C、0.06～0.14%；余量为Ti 及不可避免的杂质元素。

3. 根据权利要求1所述的高温钛合金的制备方法，其特征是：按成分质量百分比，所述高温钛合金的成分优选为：Al、6.3%； Zr、4.0%；Nb、1.6%；Mo、0.6%；Si、0.4%；C、0.10%；其余为Ti 及不可避免的杂质元素。

说明书

一种高温钛合金及其制备方法

[0001] 【技术领域】

[0002] 本发明涉及一种钛合金及其制备方法，具体涉及一种高温钛合金及其制备方法。

[0003] 【背景技术】

[0004] 已知的，世界范围内高温钛合金主要是围绕航空发动机的应用背景而进行开发的，主要应用于飞机发动机轮盘、低压涡轮叶片、转子、鼓筒等部位，产品类型主要为锻件和板材，鉴于发动机对材料的要求苛刻，要求其具有良好的室温性能、高温强度、蠕变抗力、热稳定性、疲劳性能和断裂韧性等的匹配；同时考虑到产品主要为锻件和板材，则同时要求材料具有良好的冷、热加工性能。

[0005] 高温钛合金材料主要应用背景为航天结构件，产品的类型上涵盖铸件、锻件和板材；与航空结构件和转动部件不同，高温钛合金材料在材料的技术指标上，除了要求具有良好的室温性能、高温强度、蠕变抗力、持久性能、冷热加工性能外，还要求材料具有良好的铸造性能和焊接性能。

[0006] 针对目前世界范围内航空用高温钛合金材料，从合金元素组成方面分析主要有二大显著区别：一大类是含Sn的高温钛合金材料；另一类是不含Sn的高温钛合金材料。Sn元素在高温钛合金中的优缺点如下：1）优点：Sn在合金中属于中性元素，在a-Ti和β-Ti中均具有较大的固溶度，与其他元素一起加入，可以起到补充强化的作用；Sn元素的加入，不会增加材料中β相含量，因此可以在提高合金材料高温强度的同时，不会降低材料的高温蠕变抗力和持久性能；另外，Sn元素的加入，还可以降低材料对氢脆的敏感性。2）缺点：含Sn的高温钛合金材料经长期使用后热稳定性会有不同程度的下降，原因是：合金中加入较多的Al和Sn，会导致析出大量的Ti3X(X＝Al、Sn) 脆性相，使合金热稳定性下降。热稳定性表征了材料在高温长时间作用下保持塑性和韧性的能力，是高温钛合金的一个重要力学性能指标，对于保证高温钛合金部件的高温长期使用可靠性具有重要的意义。截止目前，关于Sn元素对材料铸造性能和焊接性能的影响，国内外尚无研究报道。

[0007] （一）含Sn的高温钛合金材料

[0008] 目前，世界各国航空发动机用600℃高温钛合金的典型合金是BT18y 、BT36、Ti-1100、IMI834、Ti-60及Ti600，都是在Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系的基础上发展而来的。基本情况如下表 所示。

[0009] 国内外600℃高温钛合金材料

[0010]牌号 国家 名义成分(wt%) 最高使用温度
BT18y 俄罗斯 Ti-6.5Al-2.5Sn-4.0Zr-0.7Mo-1.0Nb-0.25Si 600℃
BT36 俄罗斯 Ti-6.2Al-2.0Sn-3.6Zr-0.7Mo-5.0W-0.1Y-0.15Si 600℃
Ti-1100 美国 Ti-6.0Al-2.75Sn-4.0Zr-0.4Mo-0.45Si 600℃
IMI834 英国 Ti-5.8Al-4.0Sn-3.5Zr-0.5Mo-0.7Nb-0.35Si-0.06C 600℃
Ti60 中国 Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.25Si-1Nd 600℃
Ti6000 中国 Ti-6.0Al-2.8Sn-4.0Zr-0.5Mo-0.4Si-0.1Y 600℃

[0011] 俄罗斯的高温钛合金发展非常完善和成熟，形成了一套完整的钛合金体系，600℃使用的合金有BT18y和BT36。BT36合金中加入了W，W的共析反应温度较高（715℃），含W合金具有更好的热稳定性。但是由于W元素的高熔点，使得常规的真空自耗电弧炉熔炼方法很难将W充分熔化和均匀扩散，容易形成W的金属夹杂和富W的β型偏析。稀土Y元素的加入，是BT36的一个重要特点，微量Y可以明显地细化合金的晶粒，改善合金的塑性和热稳定性。

[0012] 美国高温钛合金的发展也较为成熟，目前在发动机上使用量最大的合金主要是Ti-6242S和Ti1100，但Ti-6242S的使用温度只有540℃。美国专利，公开号为US4738822 是美国TIMET 公司申请的Ti1100 高温钛合金的发明专利，按重量百分比计，合金成分为:Ti-（5.5-6.5）Al-（2.0-4.0）Sn-（3.5-4.5）Zr-（0.3-0.5）Mo-（0.35-0.55）Si，该合金的特点是对合金成分进行了严格控制，如控制杂质元素Fe≤0.03％，O≤0.13％；Mo 和Si 被限制在一个非常窄的范围内，以获得静强度、蠕变强度和蠕变后塑性的良好匹配。Ti1100合金是在Ti-6242S合金成分的基础上，通过调整Al、Sn、Mo和Si元素的含量，使合金的最高使用温度提高到600℃。

[0013] IMI834合金是在IMI685合金的基础上研制而成的，合金中除加入0.5%的Mo外，还加入了0.7%的Nb，在保证热稳定性的同时，最大限度地提高了合金的强度。为了把β热处理组织的耐高温能力同α/β组织、疲劳性能和细晶结合起来，有效控制初生α相的含量，合金中加入了C元素。C的加入可以降低β转化近似曲线的斜率，趋向α/β合金的近似曲线斜率，允许在只有10%-20%的α相的温度范围内对近β相组成的合金进行热处理。IMI834合金采用双态组织1020℃×2h油淬＋700℃×2h空冷的热处理工艺，可得到细小的硅化物粒子和有序的Ti3Al相，含有12μm的初生α相，使合金具有较好的综合高温力学性能。

[0014] 中国的高温钛合金发展路线与国外类似，与国外同类合金相比，Ti-60合金的最大特点是在合金中加人了约1%的稀土元素Nd，细化了合金组织，提高了合金的抗氧化能力。稀土元素在合金中的内氧化，使合金基体中的氧含量降低并促使基体中的Sn原子向稀土氧化物转移，抑止了Ti3X 相的析出。同时，稀土氧化形成的稀土氧化物颗粒作为合金形核的弥散质点及其稀土氧化物颗粒周围所形成的位错亚结构对合金起到强化作用，使Ti-60合金在使用温度下具有良好的热强性和热稳定性的最佳匹配。Ti600合金是在Ti1100的基础上，添加了0.1%的稀土元素。研究表明，稀土Ｙ元素的内氧化作用，可以很好地降低合金对氧的敏感性，同时稀土氧化物可以阻碍晶粒长大，细化晶粒。在相变点以上的固溶＋空冷的热处理工艺，得到具有一定厚度的魏氏体α片层组织，使合金具有良好的热强性和热稳定性。

[0015] 近些年，随着发动机性能提升的强烈需求，要求钛合金的使用温度和性能指标越来越高，因此，国内外针对600℃以上长时间使用的高温钛合金进行了广泛深入研究，并产生了一批其他高温钛合金材料。具体研究成果如下：

[0016] GE 公司的美国专利，公开号为US4906436，其公开了一种新型650℃高温高强抗氧化钛合金，其合金成分中含有Al、Sn、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、Si 和稀土元素(Re)，它所采用的成形工艺为快速凝固方法，所推荐热处理制度则为α+β/β相变点以上热处理，显微组织为全片层组织。该专利指出，Hf 和Ta 的加入可明显提高材料的高温拉伸强度、蠕变强度和抗氧化性，该专利的权利要求中Hf 含量要求控制在0.2%-3.0% ( 原子百分比)之间，Ta 含量要求控制在0.0%- 1.5% ( 原子百分比)之间。但是，这种材料的室温拉伸延伸率仅3.5%左右，材料强韧性匹配较差。Gigliotti M F X 等也采用快速凝固粉末冶金的方法，开展了650℃钛合金的探索性研究(Rapidly solidified titanium alloys containing fine dispersoids《RapidlySolidified Materials》edited by LEE P W,MOLL J H,Metals Park,OH,1987:141-151.)，他们采用的合金体系Ti-Al-Sn-Zr-Nb-Mo-Er-Si，两种优选成分棒材的650℃拉伸强度可达到700MPa，但即使650℃下的拉伸延伸率也仅在4.1%-6.3%之间，断面收缩率在8.6％-12.1%之间，材料强度与塑性的匹配较差。SUZUKI AKIHIRO 等人( 美国专利，公开号为US6284071B1/ 欧洲专利，公开号为EP0851036A1/ 美国专利，公开号为，US5922274A/ 日本专利，公开号为JPH10195563A) 研制了一种耐热钛合金及其制备方法，按重量百分比计，合金成分为Ti-（5.0-7.0）Al-（3.0-5.0）Sn-（2.5-6.0）Zr-（2.0-4.0）Mo-（0.05-0.8） Si-（0.001-0.2）C-（0.05-0.2）O，可选择加入总量为0.3-2.0%的Nb和Ta，其余为Ti和不可避免的杂质元素。

[0017] 中国专利，公开号为CN101050496，公开日为2007年10月10日 ，西北有色金属研究院开发了一种高温固溶强化耐热钛合金，按重量百分比计，合金成分为Al:4.5%～7.5%；Sn:1.0%～5.0%；Zr:2.0%～8.0%；W:0.25%～0.8%；Si:0.2%～0.5%；余量为Ti 和不可避免的杂质元素。材料具有良好的综合性能，抗蠕变性能和热稳定性能具有较好匹配，可以在600℃条件下长期使用。中国专利，公开号为CN101050497，公开日为2007年10月10日，西北有色院在上述专利材料的基础上，通过添加Y:0.05～0.5%，进一步了改善材料的焊接性能。

[0018] 中国专利，公开号为CN1772932，公开日为2006年05月17日，北京航空材料研究院开发了一种高蠕变抗力和高疲劳强度的高温钛合金，按重量百分比计，合金成分为Al:3.0%～7.0%；Sn:1.0%～6.0%；Zr:1.0%～6.0%；Nb:0.1～2.5%；Ta:0.2～4.0%；Mo:0.0～3.0%；Si:0.05%～0.7%；C：0.0～0.1%；余量为Ti 和不可避免的杂质元素。材料在600℃条件下具有良好的抗蠕变性能、疲劳强度和断裂韧性。

[0019] 中国专利，公开号为CN101074464，公开日为2007年11月21日，上海交通大学开发了一种复合强化高温钛合金，按重量百分比计，合金成分为Al:3.0-8.0%；Sn:1.0-6.0%；Zr:1.0-6.0%；Nb:0.5-1.5%； Mo:0.5-2.0%；Si:0.1-0.8%；La:0.3-1.0%；B：0.1-0.5%；余量为Ti 和不可避免的杂质元素。材料在650-700℃条件下仍具有良好的高温强度、抗蠕变性能、热稳定性能。

[0020] 中国专利，公开号为CN101988167A，公开日为2011年03月23日，北京工业大学发明了一种最高使用温度可达600℃的高温钛合金，其特征在于主要合金元素在已有600℃高温钛合金基础上做了含量的调整，同时加入Mo、Nb、和稀土元素Nd。合金成分范围( 重量百分比)为：Al：6.2 - 6.5%，Zr：3.5-4.0%，Sn：2.0-2.5%，Mo：0.1 -0.3%，Nb：0.6-0.9%，Si：0.3-0.4%，Nd：0.4-0.8%，余量为Ti。合金具有较高的热强性和较好的热稳定性。

[0021] 中国专利，公开号为CN102952968A，公开日为2013年03月06日，上海航天精密机械研究所开发了一种颗粒强化耐热钛合金，各组分重量百分比含量为Al:4 -7%；Sn:3-6%；Zr:3-6%；Mo:0.6 -1.5%；Nb: 0.5 -1.5%；Si:0.1 -0.5%；B:0.1-1.1% ；C:0.03-0.3%；Ti 为余量。该材料在600-650℃下仍然保持有良好的高温强度、抗蠕变、热稳定等综合性能，热加工工艺窗口宽，熔体充型流动性良好，可铸造成型，变形件和铸件的热处理工艺窗口宽。

[0022] 中国专利，公开号为CN103014412A，公开日为2013年04月03日，什邡市明日宇航工业股份有限公司发明了一种复合耐热钛合金，各组分重量百分比含量为Al:4-8%；Sn:1- 7%；Zr:2- 8%；W:0.25- 4%；Si:0.1- 0.5%；Nb:0.2- 2.5%，其余为钛和不可避免的杂质。材料在600℃条件下具有良好的综合性能，尤其是抗蠕变性能和热稳定性优异；同时该合金具有良好的可焊性，可采用真空电子束或氩弧焊方法对合金板材进行焊接加工，焊接强度系数大于90%。

[0023] 中国专利，公开号为CN104018027A，公开日为2014年09月03日，中国科学院金属研究所开发了一种新型耐热钛合金及其加工制造方法。合金的成分( 重量百分比) 为Al：5.4-6.3%；Sn:3.0-5.0%；Zr：2.5-6.4%；Mo：0.0-0.96%；Si：0.25-0.5%；Nb：0.2-0.5%；Ta：
0.3-3.4%；W：0.2-1.6%；C：0.0-0.07%；O ≤0.17%；Fe≤0.03%，余量为Ti 和不可避免的杂质元素。合金通过不同的热加工和热处理工艺组合，可获得拉伸强度与塑性、持久和蠕变强度与热稳定性的不同匹配，可用于制作先进航空发动机高温部位零件，在600-650℃范围内长时使用。

[0024] （二）不含Sn的高温钛合金材料

[0025] 中国专利，公开号为CN103409658A，公开日为2013年11月27日，中国船舶重工集团公司第七二五研究所开发了一种不含Sn元素的耐600℃高温高强可焊接钛合金，其化学成分范围是Al：6.5-9.5wt%；Mo：1.0-4.0wt%；Nb：2.5-5.5wt%；Zr：1.5-4.5wt%；Nd：0.05-0.36wt%，余量为Ti。该600℃高温高强可焊接钛合金，突破了目前国内外传统600℃高温钛合金冷加工成型困难及焊接工艺性能差技术瓶颈，填补该领域国内技术空白项。但该材料的主要缺点为：1）该材料的Mo当量（[Mo]当=%Mo+%Nb/3.6）在1.7以上，虽然该材料的室温和高温强度很高，但是该材料的高温蠕变性能、持久性能较差，而非真正意义上的高温钛合金；国内外可成熟应用于温度600℃的高温钛合金Mo当量基本都控制在1.0附近或小于1.0，过高的Mo当量会降低材料的高温蠕变和持久性能。2）该材料的Al含量6.5-9.5wt%，Al含量和Al当量（[AL]当=%Al+%Sn/3+%Zr/6+10%“O”，其中“O”=O+2N+C）均很高，该材料的强化机理主要是通过析出Ti3Al脆性相来强化钛合金基体，与国内外高温钛合金主要通过控制合金元素的Al当量和Mo当量，从而控制组织及相比例的机理不同。

[0026] 【发明内容】

[0027] 为克服背景技术中存在的不足，本发明提供了一种高温钛合金及其制备方法，本发明中未添加任何Sn元素，杜绝了脆性相Ti3Sn 易导致的铸造过程中的开裂倾向、焊接过程中裂纹倾向，使本发明具有更好的铸造性能、焊接性能和产品可靠性；Nb和Si元素的同时加入，形成了Nb-Si高熔点化合物颗粒，提高了材料的高温持久和蠕变性能；另外，一定量的C元素的加入后几乎全部固溶在材料基体中，提高了材料的高温持久和蠕变性能等。

[0028] 为实现如上所述的发明目的，本发明采用如下所述的技术方案：

[0029] 一种高温钛合金，其成分按质量百分比包括：

[0030] Al   5.5～7.0 %；

[0031] Zr   2.0～5.0 %；

[0032] Nb   0.5～2.5%；

[0033] Mo   0.2～1.0%；

[0034] Si   0.1～0.8 %；

[0035] C    0.03～0.15%；

[0036] 余量为Ti及不可避免的杂质元素。

[0037] 所述的高温钛合金，按成分质量百分比，所述高温钛合金的成分优选为：Al、6.0～6.6 %；Zr、3.5～4.5%；Nb、1.0～2.0%；Mo、0.4～0.8%；Si、0.2～0.7 %；C、0.06～0.14%；余量为Ti 及不可避免的杂质元素。

[0038] 所述的高温钛合金，按成分质量百分比，所述高温钛合金的成分优选为：Al、6.3%； Zr、4.0%；Nb、1.6%；Mo、0.6%；Si、0.4%；C、0.10%；其余为Ti 及不可避免的杂质元素。

[0039] 一种高温钛合金的制备方法，制备方法具体包括如下步骤：

[0040] 一、准备材料：

[0041] 首先Ti采用0A--1级海绵钛，合金元素Nb、Mo、Si以中间合金形式加入；Zr 和C 分别以海绵Zr 和碳粉形式加入；Al 部分由中间合金带入，不足部分以纯Al 加入；

[0042] 二、制备高温钛合金：

[0043] 接上步，中间合金与海绵钛经配料、混料后，用压机压制成电极，然后将电极组焊在一起，在熔炼设备中熔炼2～3 次，制成合金铸锭，将合金铸锭通过真空自耗电弧炉铸造炉或真空感应铸造炉进行真空浇注力学试棒；铸造试棒经过热等静压处理，去除内部缩孔，通过铸造和热等静压处理，获取室温-700℃拉伸强度与塑性、短时持久和蠕变性能均满足航天发动机高温零部件的使用要求，并且具有良好焊接性能的高温钛合金。

[0044] 所述的高温钛合金的制备方法，所述熔炼设备为真空自耗电弧炉或真空感应炉。

[0045] 采用如上所述的技术方案，本发明具有如下所述的优越性：

[0046] 本发明所述的一种高温钛合金及其制备方法，具有1、本发明高温钛合金材料的合金体系为Ti-Al-Zr-Nb-Mo-Si-C系合金材料体系，明显区别于目前国内外的Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si合金材料体系，本材料中未添加任何Sn元素，杜绝了脆性相Ti3Sn 易导致的铸造过程中的开裂倾向、焊接过程中裂纹倾向，使本材料具有更好的铸造性能、焊接性能和产品可靠性；Nb和Si元素的同时加入，形成了Nb-Si高熔点化合物颗粒，提高了材料的高温持久和蠕变性能；另外，一定量的C元素的加入后几乎全部固溶在材料基体中，提高了材料的高温持久和蠕变性能；2、本发明高温钛合金材料，仅需对铸造出来的材料采用热等静压处理就可以获得优良的室温和600～700℃的高温拉伸性能、蠕变和持久性能，而无需国内外专利材料通常采用的“固溶时效”处理。因此，本发明材料较其他专利材料的制备工序简单、制备流程短、成本最低；同时，由于无需经过固溶时效处理，使本材料的焊接性能好、不易出现焊接裂纹；3、本发明材料的高温强化原理机理主要是靠控制Al当量、Mo当量、元素Si与Nb的相互作用、元素Si与Zr的相互作用，以及C元素对高温合金基体的固溶强化等以上这些方面的综合作用来实现的；而国内外大多数高温钛合金的强化机理主要是通过固溶时效热处理析出Ti3Al相来实现的；4、本发明的合金采用铸造+热等静压处理后金相组织为：片状α+晶间β+晶界α，晶粒尺寸≤0.506µm，同时该材料具有良好的室温强度和塑性、600～700℃高温强度和塑性、600-700℃高温蠕变性能和持久性能，以及良好的焊接性能。

[0047] 【具体实施方式】

[0048] 通过下面的实施例可以更详细的解释本发明，本发明并不局限于下面的实施例；

[0049] 本发明所述的一种高温钛合金，其成分按质量百分比包括：

[0050] Al   5.5～7.0 %；          Zr   2.0～5.0 %；

[0051] Nb   0.5～2.5%；           Mo   0.2～1.0%；

[0052] Si   0.1～0.8 %；          C    0.03～0.15%；

[0053] 余量为Ti及不可避免的杂质元素。

[0054] 其中本发明按成分质量百分比，所述高温钛合金的成分优选为：Al、6.0～6.6 %；Zr、3.5～4.5%；Nb、1.0～2.0%；Mo、0.4～0.8%；Si、0.2～0.7 %；C、0.06～0.14%；余量为Ti 及不可避免的杂质元素。

[0055] 其中本发明按成分质量百分比，所述高温钛合金的成分优选为：Al、6.3%； Zr、4.0%；Nb、1.6%；Mo、0.6%；Si、0.4%；C、0.10%；其余为Ti 及不可避免的杂质元素。

[0056] 一种高温钛合金的制备方法，制备方法具体包括如下步骤：

[0057] 一、准备材料：

[0058] 首先Ti采用0A--1级海绵钛，合金元素Nb、Mo、Si以中间合金形式加入；Zr 和C 分别以海绵Zr 和碳粉形式加入；Al 部分由中间合金带入，不足部分以纯Al 加入；

[0059] 二、制备高温钛合金：

[0060] 接上步，中间合金与海绵钛经配料、混料后，用压机压制成电极，然后将电极组焊在一起，在熔炼设备中熔炼2～3 次，所述熔炼设备为真空自耗电弧炉或真空感应炉；制成合金铸锭，将合金铸锭通过真空自耗电弧炉铸造炉或真空感应铸造炉进行真空浇注力学试棒；铸造试棒经过热等静压处理，去除内部缩孔，通过铸造和热等静压处理，获取室温-700℃拉伸强度与塑性、短时持久和蠕变性能均满足航天发动机高温零部件的使用要求，并且具有良好焊接性能的高温钛合金。

[0061] 本发明所述的耐热钛合金合金体系、合金元素种类及其成分范围的选择，是经过多年的深入研究和反复实验而得出的，其设计思想分别说明如下：

[0062] 1）本发明不含Sn的高温钛合金材料的合金体系设计为：Ti-Al-Zr-Nb-Mo-Si-C系合金材料体系，材料中未添加任何Sn元素，并添加了一定量的Nb元素和C元素，这也是本发明材料合金体系区别于以往含Sn的高温钛合金材料体系（Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系）的最大特点。如前面背景技术中所述，世界各国针对航空发动机应用背景开发的600℃高温钛合金（如BT18y 、BT36、Ti-1100、IMI834和Ti-60及Ti600）以及600℃以上的国内外专利高温钛合金材料（如中国专利、公开号为CN101050496，公开日为2007.10.10；中国专利、公开号为CN101074464，公开日为2007.11.21；中国专利、公开号为CN104018027A，公开日为2014.09.03等等）都是在Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系的基础上发展而来的高温钛合金材料，均添加了2.0%以上的Sn元素，另外其他元素成分也与本发明材料有明显区别。

[0063] 本发明未添加任何Sn元素，主要基于不同的应用背景和最新的研究结果：本发明材料要求实现优良的室温和600～700℃的高温拉伸性能，优良的短时蠕变和持久性能，以及良好的铸造和焊接性能。Sn 在高温钛合金中属于弱α 稳定元素，在较高Al含量的高温钛合金中添加Sn会形成脆性相Ti3Sn。通过我们近年来的研究发现：脆性相Ti3Sn 会显著提高高温钛合金铸造过程中的开裂倾向，冷却过程中极易出现裂纹；同时，脆性相Ti3Sn的出现，会使高温钛合金产品在焊接过程中极易出现裂纹倾向，导致零件需要在国标规定的补焊技术要求外进行多次补焊，这也降低了产品的可靠性。

[0064] 本发明材料中Nb和Si元素的同时加入，形成了Nb-Si高熔点化合物颗粒，提高了材料的高温持久和蠕变性能；另外，一定量的C元素的加入后几乎全部固溶在材料基体中，也大幅提高了材料的高温持久和蠕变性能。

[0065] 因此，本发明材料较背景技术中报道的高温钛合金材料而言，除了同样具有良好的室温和高温性能外，另外还具有更加优良的铸造性能、焊接性能和产品可靠性。

[0066] 2）本发明高温钛合金材料，仅需对铸造出来的材料采用热等静压处理就可以获得优良的室温和600～700℃高温拉伸性能、蠕变和持久性能，同时材料具有较好的焊接性能，而无需国内外专利材料通常采用的“固溶时效”处理工艺。如：GE 公司的美国专利、公开号为US4906436，所推荐热处理制度则为α+β/β 相变点以上热处理；中科院金属所的中国专利、公开号为CN104018027A，公开日为2014.09.03，采用铸造成形+热等静压处理+固溶时效热处理(工艺为α+β/β相变点以上10-30℃固溶、空冷或风冷或油淬，然后在700 - 750℃时效2-8h，空冷或炉冷)；上海交通大学的中国专利、公开号为CN101074464，公开日为2007.11.21，热处理工艺为1100℃固溶1小时、空冷，然后在650℃时效2h、空冷。因此，本发明材料较其他专利材料的制备工序简单、制备流程短、成本最低化；同时，由于本发明材料无需经过固溶时效处理，所以本材料的焊接性能好、不易出现焊接裂纹。

[0067] 3) 本发明不含Sn的高温钛合金材料合金元素设计准则与国内外其他不含Sn的高温钛合金材料合金元素设计准则具有显著区别。本发明材料中的元素及含量设计如下：

[0068] 铝(Al)：5.5～7.0wt%。Al 是耐热钛合金最常用的一种强化元素，具有稳定α相和提高相转变温度的作用。Al 含量可明显提高钛合金的室温、高温、蠕变和持久强度，但对钛合金塑性和热稳定性有不利影响。 本发明材料设计的Al当量（[AL]当=%Al+%Sn/3+%Zr/6+10%“O”，其中“O”=O+2N+C）区间范围为8-9，使材料具有优良的室温、高温、蠕变和持久强度的同时，兼顾材料的塑性。当Al当量大于9时会导致Ti3Al 脆性有序相析出，材料塑性、韧性尤其是热稳定性会显著降低，最后导致材料无法满足航空、航天发动机结构件的使用要求。
本发明钛合金成分体系内，将Al元素含量严格控制在5.5-7.0wt%之间，可获得本发明所主张的高耐热性，同时保证具有较高的塑性。

[0069] 本发明Al含量的设计与中国船舶重工集团公司第七二五研究所申报的中国专利、公开号为CN103409658A，公开日为2013.11.27，具有明显不同：对比专利材料的Al含量为6.5～9.5wt%，Al含量和Al当量（[AL]当=%Al+%Sn/3+%Zr/6+10%“O”，其中“O”=O+2N+C）均很高，材料的强化机理主要是通过析出Ti3Al脆性相来强化钛合金基体；而本发明Al含量为
5.5-7.0wt%,无Ti3Al脆性相的析出，强化机理明显不同。

[0070] 锆(Zr)：2.0～5.0wt%。Zr 在高温钛合金中属于中性元素，在α相和β相中均有较高的固溶度，与Al、Si 等元素一起加入可以起到补充强化的作用；在添加Si元素的钛合金中加入Zr还有利于促进硅化物的均匀析出，形成(Ti,Zr)5Si或(Ti,Zr)6Si弥散析出相，提高材料的高温蠕变和持久性能。虽然Zr的强化作用比较明显，但Zr含量在5wt%以上时，会显著降低合金的抗氧化性能。因此Zr加入量受钛合金抗氧化性限制，本发明材料设计在5.0wt%之内。同时，本发明材料在实际应用时，Zr含量需要与Al、O、N、C元素含量进行匹配，符合本发明材料设计的Al当量区间范围为8-9的要求，从而保证高温蠕变和持久性能要求。

[0071] 钼(Mo)：0.2～1.0wt%。Mo 是钛合金中最常用的强β稳定元素，也是有效的强化元素。耐热钛合金中加入少量Mo可使其在具有α+β钛合金高强度的同时，还具有α型合金的高蠕变和持久性能。Mo元素与合金中的空位相互吸引、对位错运动起阻碍作用，因此理论上对蠕变和持久性能是有利的。本发明材料设计的Mo当量（[Mo]当=%Mo+%Nb/3.6）区间范围为0.3-1.2，使材料具有优良的高温蠕变和持久强度；当Mo当量大于1.2时会导致高温蠕变和持久强度性能显著降低。本发明钛合金成分体系内，将Mo元素含量严格控制在0.2～1.0wt%之间，可获得本发明所主张的高耐热性，同时保证具有较高的塑性。

[0072] 本发明Mo含量的设计与中国船舶重工集团公司第七二五研究所申报的中国专利、公开号为CN103409658A，公开日为2013.11.27有明显区别：对比专利材料的Mo含量为1.0～4.0wt%，Mo当量（[Mo]当=%Mo+%Nb/3.6）在1.7以上，而本发明材料设计的Mo含量为0.2～
1.0wt%，Mo当量区间范围为0.3～1.2。

[0073] 铌(Nb)：0.5～2.5wt%。Nb 是一种弱β稳定元素，对α和β均有一定强化作用；另外，本发明材料中Nb和Si元素的同时加入，形成了Nb-Si高熔点化合物颗粒，提高了材料的高温持久和蠕变性能。同时，本发明材料在实际应用时，Nb含量需要与Mo元素含量进行匹配，符合本发明材料设计的Mo当量区间范围为0.3～1.2的要求，从而保证高温蠕变和持久性能要求。

[0074] 本发明Nb含量的设计与中国船舶重工集团公司第七二五研究所申报的中国专利、公开号为CN103409658A，公开日为2013.11.27有明显不同：对比专利材料的Nb含量为2.5～5.5wt%，而本发明材料设计的Nb含量为0.5～2.5wt%。

[0075] 硅(Si)：0.1～0.8wt%。Si 在高温钛合金中是十分重要的微量合金化元素，目前国内外500℃以上高温钛合金都添加0.1～ 0.5wt%的硅元素，以保证合金的蠕变和持久性能。Si 元素与合金中的空位有强烈的相互吸引，形成溶质原子-空位气团，阻碍位错运动，提高合金的高温拉伸强度和蠕变性能。本发明研究发现：Zr、Si元素的同时加入有利于促进硅化物的均匀析出，添加一定量的Si含量会形成(Ti,Zr)5Si或(Ti,Zr)6Si弥散析出相，提高材料的高温蠕变和持久性能； 另外，Nb和Si元素的同时加入，形成了Nb-Si高熔点化合物颗粒，提高了材料的高温持久和蠕变性能。Si元素含量严格控制在0.1～0.8wt%，过高的Si含量，会导致合金塑性、韧性降低；而Si 含量低于0.1wt%，合金则得不到有效强化。

[0076] 碳(C)：0.03～0.15wt%。本发明研究发现：0.03～0.15wt%C可全部固溶在材料基体中，可以显著提高材料的高温持久和蠕变性能，同时0.03～0.15wt%C对材料塑性、韧性不利影响保持在可接受的水平。

[0077] 本发明通过研究发现：脆性相Ti3Sn 会显著提高高温钛合金铸造过程中的开裂倾向，冷却过程中极易出现裂纹；同时，脆性相Ti3Sn的出现，会使高温钛合金产品在焊接过程中极易出现裂纹倾向，导致零件需要在国标规定的补焊技术要求外进行多次补焊，这也降低了产品的可靠性。

[0078] 本发明的具体实施例如下：

[0079] 以下实施例1#～7#高温钛合金材料的制备工艺为：原材料采用0A--1级海绵钛，合金元素Nb、Mo、Si分别以AlNb、AlMo,AlSi中间合金形式加入；Zr和C分别以海绵Zr和碳粉形式加入；Al部分由中间合金带入，不足部分以纯Al加入；中间合金与海绵钛经配料、混料后，用压机压制成电极；将电极在真空感应炉中熔炼2次，制成合金铸锭；将合金铸锭通过真空感应铸造炉浇注熔模精密铸造壳模，最终得到附铸力学试棒；铸造试棒经过热等静压处理（温度920℃、氩气压力120MPa、保温时间2.5小时、随炉冷却至300℃出炉），去除内部缩孔。

[0080] 实施例1#～7#高温钛合金材料的化学含量（wt%），见下表所示。

[0081] 实施例1#～7#高温钛合金材料的化学含量（wt%）

[0082]  Al Zr Nb Mo Si C
实施例1 6.3 4.0 1.6 0.6 0.4 0.10
实施例2 6.2 4.0 1.6 0.6 0.3 0.06
实施例3 6.6 3.9 1.7 0.6 0.3 0.08
实施例4 6.0 4.5 1.0 0.8 0.2 0.14
实施例5 6.6 3.5 2.0 0.4 0.7 0.06
实施例6 5.5 5.0 0.5 1.0 0.1 0.15
实施例7 7.0 2.0 2.5 0.2 0.8 0.03

[0083] 实施例1#～7#高温钛合金材料的室温拉伸性能，见下表所示。

[0084] 实施例1#～7#室温拉伸性能

[0085]  RP0.（2 MPa） R（m MPa） A（%）
实施例1 905 990 9.0
实施例2 900 980 12.0
实施例3 930 995 10.5
实施例4 900 970 8.5
实施例5 910 980 10.0
实施例6 905 985 8.0
实施例7 910 990 9.5

[0086] 实施例1#～7#高温钛合金材料的600℃拉伸性能，见下表所示。

[0087] 实施例1#～7# 600℃拉伸性能

[0088]

[0089] 实施例1#～7#高温钛合金材料的650℃拉伸性能，见下表所示。

[0090] 实施例1#～7# 650℃拉伸性能

[0091]

[0092] 实施例1#～7#高温钛合金材料的700℃拉伸性能，见下表所示。

[0093] 实施例1#～7# 700℃拉伸性能

[0094]

[0095] 实施例1#～7#高温钛合金材料的600℃、650℃、700℃高温持久性能，见下表所示。

[0096] 实施例1#～7# 600℃、650℃、700℃高温持久性能

[0097]  600℃持久 650℃持久 700℃持久
实施例1 >1.5h >1.5h 59分钟
实施例2 >1.5h >1.5h 53分钟
实施例3 >1.5h >1.5h >1.0h
实施例4 >1.5h >1.5h >1.0h
实施例5 >1.5h >1.5h >1.0h
实施例6 >1.5h >1.5h >1.0h
实施例7 >1.5h >1.5h >1.0h

[0098] 备注：600℃持久技术要求：600℃*400Mpa下持久≥1小时；

[0099] 650℃持久技术要求：650℃*340Mpa下持久≥1小时；

[0100] 700℃持久技术要求：700℃*290Mpa下持久≥50分钟。

[0101] 实施例1#～7#高温钛合金材料的600℃、650℃、700℃高温蠕变性能，见下表所示。

[0102] 实施例1#～7# 600℃、650℃、700℃高温蠕变性能

[0103]  600℃蠕变残余伸长率（%） 650℃蠕变残余伸长率（%） 700℃蠕变残余伸长率（%）实施例1 0.40 0.72 4.96
实施例2 0.72 0.96 5.68
实施例3 0.60 0.85 5.26
实施例4 0.32 0.45 1.90
实施例5 0.35 0.51 1.86
实施例6 0.38 0.49 1.73
实施例7 0.43 0.62 2.68

[0104] 备注：600℃蠕变条件：600℃/400Mpa/0.5h；

[0105] 650℃蠕变条件：650℃/340Mpa/0.5h；

[0106] 700℃蠕变条件：700℃/290Mpa/0.5h。

[0107] 通过以上实施例1#～7#可见：本发明具有良好的室温强度和塑性、600-700℃高温强度和塑性、600～700℃高温蠕变性能和持久性能，满足航天结构件的使用要求，并可以作为航空结构件的备选材料。