一种制备近α型高温钛合金层状组织结构的热加工及热处理工艺的制作方法

本发明属于钛合金制备技术领域(一种形变与相变控制的热机械变形领域)，具体涉及一种制备微纳层状结构的高温钛合金板材及其热加工及热处理工艺，微纳层状组织结构的高温钛合金板材具有优异综合性能，在航空航天领域将有重要的应用。

背景技术：

随着高推重比航空发动机对新型轻质耐高温结构材料的要求越来越高，对耐更高温度的新型高温钛合金的研发及先进的成形工艺的开发提出了迫切要求。高温钛合金的服役温度从300℃提高到650℃，其服役温度和性能的提升多以提高合金化程度为主要手段，这势必会造成服役条件下组织稳定性的降低。因此，进一步提高高温钛合金的使用温度主要受到服役条件下组织稳定性的限制。在以保证合金热稳定性为原则设计高温钛合金的条件下，微观组织调控成为提高其在更高温度下的服役性能的最为有效的手段。

综合α相形貌特征及其与性能的关系，将钛合金典型组织分为魏氏组织、网篮组织、等轴组织及双态组织。其中魏氏组织具有较高的蠕变抗力、持久强度和断裂韧性，但其塑性很差；网篮组织塑性、蠕变抗力及高温特性等综合性能较好，但疲劳性能较差；等轴组织具有较高的塑性，但其蠕变抗力较低；双态组织具有较高的疲劳强度和塑性，但蠕变抗力提高不大。对于典型的600℃高温钛合金而言，以优化合金的疲劳性能为主要目标，设计imi834并建议合金采用双态组织；而以增强高温钛合金高温蠕变性能为主要目标，设计出ti1100并建议合金采用层片组织。然而，兼具室温和高温强韧性、热稳定性、高温蠕变性能及疲劳性能的组织模式尚在研究之中。本发明专利提供一种有潜力的高温钛合金的新型组织结构，即一种αp/αs微纳层状结构，其特点是，结合热变形加工与相变热处理工艺，制备出纳米尺寸的层片状αs相结构与微米尺寸的层片状αp相结构，且αs和αp交替层状排布。

技术实现要素：

本发明的目的在于提供一种制备近α型高温钛合金层状组织结构的热加工及热处理工艺，该高温钛合金组成元素按质量百分比为，al:6.0-6.2％,sn:3.0-3.3％,zr:2.3-2.5％,hf:0.5-0.6％,mo:0.5-0.6％，nb:0.8-1.0％,ta:0.9-1.0％,si:0.4-0.5％,er:0.1-0.3％,剩余为ti。本发明制备的αp/αs层状微纳结构的高温钛合金板材，突破钛合金传统的微观组织模式，具有优异的综合力学性能，从而提高高温钛合金的服役性能。

本发明所提供的一种制备近α型高温钛合金层状组织结构的热加工方法，具体包括以下步骤：

步骤一

采用常规铸造方法获得高温钛合金铸锭，将该铸锭在其β/(α+β)相转变点以上140～155℃的β单相区开坯锻造，随后在其β/(α+β)相转变点以下25～35℃的(α+β)两相区锻造获得棒材，将该棒材进行热处理，热处理温度为该高温钛合金β/(α+β)相转变点以下30～35℃范围内，保温时间为55～65分钟，保温结束后以空冷方式冷却至室温得到等轴组织。

本步骤对经过两相区开坯锻造的高温钛合金进行静态球化处理，防止锻造过程中形成的组织及微取向对后续组织调控造成遗传影响。

步骤二

将步骤一得到的具有等轴组织合金材料进行重复热处理，热处理温度为该高温钛合金β/(α+β)相转变点以下15～20℃范围内，保温时间为55～65分钟，得到初生α相含量为10％～15％的双态组织，不进行冷却处理。

步骤三

将步骤二中得到的具有双态组织的合金材料在低于该高温钛合金β/(α+β)相转变点以下15～20℃范围内进行第一道次热轧，热轧变形量为50％～60％。

本步骤主要调控β相变形，以获得室温条件下细小长条状排列的αs相。

步骤四

将步骤三中经过第一道次热轧的合金材料在低于该高温钛合金β/(α+β)相转变点以下85～90℃范围内保温10～15分钟进行第二道次热轧，热轧变形量为20％～30％，得到具有αp/αs微纳层状结构的板材。

本步骤基于形/相变工艺，主要调控αp相变形，以获得沿轧制方向拉长的αp相。

本发明所述的一种近α型高温钛合金层状组织结构热处理工艺，具体为如下的步骤五：

步骤五

将步骤四得到的具有αp/αs微纳层状结构的板材进行稳定化处理和时效热处理，稳定化工艺为800℃/1h/ac，时效工艺为700℃/3h/ac。获得屈服强度在1000mpa以上，延伸率在10％以上的高性能微纳层状结构高温钛合金板材。

本发明具有以下有益效果：

本发明经过热加工与热处理工艺制备出纳米尺寸的αs排列成长条状，微米级的αp沿热变形方向被拉长、呈长条状，这种αs和αp分层排布的组织形貌，即αp/αs微纳层状结构具有优良的力学性能，其抗拉强度达到1100mp，屈服强度达到1030mp，延伸率达到12％，是一种综合力学性能优良的高温钛合金新型组织结构。

本发明得到的具有αp/αs层状微纳结构的高温钛合金较固溶时效处理得到的具有双态组织高温钛合金，大大提高了合金的综合机械性能，使合金的抗拉强度(σb)和屈服强度(σ0.2)均提高，其延伸率(δ)略有升高。

附图说明

图1：经过形/相变工艺获得的αp/αs微纳层状结构显微组织形貌。

图2：经过形/相变工艺获得的αp/αs微纳层状结构透射微观组织形貌

图3：经过形/相变工艺获得的αp/αs微纳层状结构ebsd微观组织形貌。

图4：经过稳定化和时效处理的微纳层状结构显微组织形貌。

图5：稳定化时效态的应力-应变曲线；其中：1-1为取轧向拉伸样，2-1为取横向拉伸样。

以下结合附图及具体实施方式对本发明作进一步描述。

具体实施方式

实施例1

本实施例的近α型高温钛合金，其组成元素按质量百分比为al:6.2％,sn:3.0％,zr:2.5％,hf:0.5％,mo:0.5％，nb:1.0％,ta:1.0％,si:0.4％,er:0.2％,剩余为ti,采用常规铸造方法获得高温钛合金铸锭，然后利用dsc(差示扫描量热仪)测试获得该合金β/(α+β)相变点为1010℃。第一步，将经过1150℃β单相区开坯锻造，随后在980℃(α+β)两相区锻造的棒材，在热处理炉中进行热处理，热处理工艺为980℃/1h/ac,获得等轴组织。第二步，将第一步获得的具有等轴组织的材料进行第二次热处理，热处理工艺为990℃/1h，不需冷却处理，进行第三步，通过截断实验观察到的经第二步热处理后获得的初生α相含量为12.4％的双态组织。第三步，对第二步处理得到的合金材料进行第一道次热轧，热轧温度为990℃，热轧变形量为54％。第四步，进行第二道次热轧，热轧温度为920℃，热轧变形量为22％，获得如图1所示具有αp/αs层状微纳结构板材，并于图2和图3分别利用透射电镜照片和ebsd的晶界分布图显示了该层状微纳结构板材的更微观组织结构。第五步，对板材进行稳定化和时效处理，稳定化工艺为800℃/1h/ac，时效工艺为700℃/3h/ac,经稳定化和时效处理后的组织形貌如图4所示，具有较好的组织稳定性。

实施例2

本实施例的近α型高温钛合金，其组成元素按质量百分比为al:6.2％,sn:3.0％,zr:2.5％,hf:0.5％,mo:0.5％，nb:1.0％,ta:1.0％,si:0.4％,er:0.2％,剩余为ti,采用常规铸造方法获得高温钛合金铸锭，然后利用dsc(差示扫描量热仪)测试获得该合金β/(α+β)相变点为1010℃。第一步，将经过1150℃β单相区开辟锻造，随后在980℃(α+β)两相区锻造的棒材，在热处理炉中进行热处理，热处理工艺为985℃/1h/ac,获得等轴组织。第二步，将第一步获得的具有等轴组织的材料进行第二次热处理，热处理工艺为995℃/1h，不需冷却处理，进行第三步。第三步，对第二步处理得到的合金材料进行第一道次热轧，热轧温度为990℃，热轧变形量为53％。第四步，进行第二道次热轧，热轧温度为920℃，热轧变形量为24％，获得具有αp/αs层状微纳结构板材。

实施例3

本实施例的近α型高温钛合金，其组成元素按质量百分比为al:6.2％,sn:3.0％,zr:2.5％,hf:0.5％,mo:0.5％，nb:1.0％,ta:1.0％,si:0.4％,er:0.2％,剩余为ti,采用常规铸造方法获得高温钛合金铸锭，然后利用dsc(差示扫描量热仪)测试获得该合金β/(α+β)相变点为1010℃。第一步，将经过1150℃β单相区开辟锻造，随后在980℃(α+β)两相区锻造的棒材，在热处理炉中进行热处理，热工艺为980℃/1h/ac,获得等轴组织。第二步，将第一步获得的具有等轴组织的材料进行第二次热处理，热处理工艺为990℃/1h，不需冷却处理，进行第三步。第三步，对第二步处理得到的合金材料进行第一道次热轧，热轧温度为990℃，热轧变形量为55％。第四步，进行第二道次热轧，热轧温度为920℃，热轧变形量为26％，获得具有αp/αs层状微纳结构板材。

将上述3个实施例中获得的板材进行稳定化和时效处理，稳定化工艺为800℃/1h/ac，时效工艺为700℃/3h/ac,经稳定化和时效处理后的组织形貌如图4所示(即实施例2和实施例3经稳定化和时效处理后的组织形貌基本与实施例1经稳定化和时效处理后的组织形貌一样类似)，具有较好的组织稳定性。将实施例1中经过稳定化和时效处理态板材按gb/t228.1-2010将加工成拉伸试样，在拉伸试验机上测试不同取样方向合金的拉伸力学性能，如表1所示。

从表1中可以看出，经过热加工及热处理工艺获得的具有αp/αs层状微纳结构的本发明高温钛合金，比具有双态组织的相同高温钛合金，提高了其抗拉强度，屈服强度明显增加，并且合金的延伸率没有降低，维持在较高水平。并且通过轧向和横向拉伸试样性能对比，可以看到，材料性能具有很好的均匀性。这种αp/αs层状微纳结构的新型组织模式之所以具有较高的综合力学性能，较好的强度和塑性的匹配，主要是因为其特有的对应力集中的减小和裂纹尖端的应力状态的改变。

表1实施例1具有不同组织形貌的高温钛合金稳定化+时效状态的拉伸性能

性能表格：1-1为轧向性能，2-1为横向性能。