本發明屬于鈦合金技術領域，具體涉及到一種560～650℃短時服役的鑄造高溫鈦合金。

背景技術：

鈦合金由于具有密度小、強度高、耐腐蝕、耐高溫等優點，已經在航空航天領域得到廣泛的應用，尤其是作為航空發動機材料。高溫鈦合金是為提高航空發動機推重比而開發的，包括以固溶強化為主要強化方式的傳統高溫鈦合金和以有序強化為主的ti-al系金屬間化合物，前者可分為兩類：α+β型和近α型。α+β型高溫鈦合金使用溫度最高可達500℃左右，其特點是β穩定元素含量較高，室溫下β相含量較多，絕大多數可采用熱處理強化。而近α型鈦合金中僅含少量β相(體積分數3％～10％)，β穩定元素含量接近其在α相中的固溶度，兼顧了α型鈦合金的高蠕變強度和α+β型鈦合金的高靜強度，使用溫度最高可達到600℃。

目前，高溫變形鈦合金主要應用于飛機發動機鼓筒、高壓壓氣機輪盤和低壓渦輪葉片等，高溫鑄造鈦合金已用于導彈的沖壓式噴氣發動機“頜式”進氣道、導彈艙體、陀螺殼體、麻雀導彈的彈翼等。隨著使用溫度的提高，對鈦合金性能的要求更為苛刻，不僅需要良好的疲勞韌性、斷裂強度，較強的抗熱腐蝕性能，較強的抗氧化性能和較高的強度，而且需要良好的氧化性和組織穩定性以及可靠的使用性能。

目前國內外成熟的高溫鈦合金主要有美國的ti-6242s、ti-1100，英國的imi829、imi834，俄羅斯的bt18y和bt36，以及中國的ta12、ti60等，其使用溫度及名義成分如表1所示。

表1各國典型高溫鈦合金

其中，imi829、imi834、bt18y、bt36、ti60是變形合金，ti-6242s和ti-1100是鑄造合金，在國外ti-6242s合金的應用僅次于ti-64合金，麥道公司在ma飛行速度戰略導彈研制中，將其沖壓發動機頜下進氣道設計為分段鑄模的ti6242s鈦合金鑄件。鑄造鈦合金具有成本低、生產周期短等特點，但是鑄造過程中縮松、縮孔等缺陷多，應力大，鑄件易變形開裂。

ge公司研制出的一種650℃高溫高強抗氧化鈦合金，其專利公開號為us4906436，通過添加hf和ta等合金元素，能顯著提高合金的高溫抗拉強度、蠕變強度和抗氧化性。缺點是塑性偏低，沒有熱穩定性數據，對熱穩定性考慮較少。

在公開號為cn104018027的發明創造中，中國科學院金屬研究所研發的一種新型耐熱鈦合金，其合金成分(質量分數)范圍為：al5.4％～6.3％、sn3.0％～5.0％、zr2.5～6.4％、mo≤0.96％、si0.25％～0.5％、nb0.2％～0.5％、ta0.3％～3.4％、w0.2％～1.6％、c≤0.07％、o≤0.17％、fe≤0.03％，余量為ti和不可避免的雜質元素。該合金通過不同的熱加工和熱處理工藝相結合，能夠獲得拉伸強度與塑性、持久和蠕變強度與熱穩定性的不同匹配，用于制作航空發動機葉片、盤件等零件時，在600-650℃可長期使用；用于制作航天飛行器蒙皮等耐高溫結構件，在700℃左右短時使用。但是，由于sn元素含量高，其鑄造性能較差，并且由于w等高熔點元素的添加，對合金的后續影響尚不明確。

在公開號為cn102978440的發明創造中，西北有色金屬研究院研發的一種短時高溫高強鈦合金，該合金由以下重量百分比的成分組成：al5.8％～7.0％、sn2％～4％、zr2％～4％、w+mo+cr5.0％～7.0％、c≤0.15％，余量為ti和不可避免的雜質；其中，mo≤3.0％，cr≤1.0％。該合金具有良好的短時高溫高強鈦合金熱工藝性能，通過熱處理后可獲得高的強塑性配合，600℃其抗拉強度達到810mpa，500℃抗拉強度達到900mpa，適于短時高溫高承力零部件應用。缺點是合金疲勞性能較差，合金使用壽命短。

在公開號為cn102839297的發明創造中，哈爾濱工業大學公開了一種高溫鈦合金，該合金按質量百分比成分范圍為：al5.5％～7％、sn2％～4％、zr8％～11％、mo0.4％～1.2％、nb0.4％～1.5％、w0.5％～1.5％、si0.15％～0.3％，余量為ti。該合金在700℃條件下抗拉強度為585.4mpa，延伸率為32.4％。缺點是該合金中添加了較多的al元素，會導致ti3al脆性相析出，從而降低合金的塑性。

技術實現要素：

為克服現有技術中存在的鑄造性能差、強度塑性不匹配的步驟，本發明提出了一種適用于560～650℃的鑄造鈦合金。

本發明包括86～86.5％的ti、5.7～5.9％的al、1.8～2.3％的sn、3.4～3.9％的zr、0.46～0.9％的mo、0.5～0.9％的nb、0.12～0.18％的si、0.3～0.7％的ta和0～0.06的c，余量為雜質；所述的百分比為質量百分比。

本發明針對上述背景中存在的鑄造性能差、強度塑性不匹配等問題，提供一種鑄造性能優良，開裂傾向小，能夠在550℃長期使用,600～650℃短時服役，在高溫下其蠕變抗力和熱穩定性能夠滿足使用要求的鑄造高溫鈦合金。

為了實現以上目的，本發明產品合金的成分設計基于ti-al-sn-zr-mo-si系的基礎上，嚴格控制降低鑄造性能的sn元素含量，同時調整各元素的含量，并適當添加少量的nb、ta、c元素。

本發明的合金為近α型鈦合金，其中al是典型的α穩定元素，但是當al的含量超過α相的溶解極限后，會析出以ti3al為基的有序α2固溶體，合金變脆，塑性顯著下降，熱穩定性降低。其中al含量以不超過6％、鋁當量不超過9％為宜，本文中al當量為6.9～7.6。

sn和zr為典型的中性元素，對α相起固溶強化作用，同時也能提高其熱強度，有利于壓力加工及焊接性能。其中sn元素加入量過多會降低材料的氫脆敏感性和鑄造性能，還會析出ti3sn硬脆相，降低熱穩定性能。

mo、nb、ta都是β穩定元素，其中mo能改善合金的加工性能，提升合金的熱暴露性，但是添加量以不小于1％為宜。適當添加nb元素能夠起到提高合金高溫強度的效果，和mo同時作用還能起到保證熱穩定性和持久性的作用。ta元素最顯著的作用就是能夠提升合金的抗氧化性，但是由于ta元素熔點高，密度大，添加過多會導致ta分布不均勻，從而對合金的整體性能產生較大的危害，故ta的成分范圍應控制在1％以下。

si在高溫下能形成(sn、zr)6si3硅化物，硅化物的形貌和分布對合金高溫下的蠕變性能和拉伸性能有較大的影響。美國的ti-6242s通過添加0.1wt％的si能顯著提高合金的蠕變強度和高溫性能，添加過量的si則會導致合金塑性、韌性降低，因此，si含量一般控制在0.1％-0.5％。

c元素的作用是提高合金的拉伸強度。

與現有高溫鈦合金合金相比，本發明具有以下優點：

一、發明中的合金采用的合金體系是ti-al-sn-zr-mo-nb-si-ta-c系，其主要元素在已有的600℃高溫鈦合金基礎上做了微量的調整，其中al含量為5.7％～5.9％，al當量為6.9～7.6，al含量超過6％會導致脆性相ti3al的析出，極大地降低合金塑性；sn元素是中性元素，對α相起固溶強化作用，并提高熱強度，但是添加過量的sn會導致合金的鑄造性能變差，流動性差，出現鑄件澆不足的情況，本發明主要是提供一種適用于560℃～650℃的鑄造鈦合金，因此通過將sn元素含量控制在2％左右，不僅保證了合金的熱強度，而且提高了合金的鑄造性能，顯著降低裂紋開裂傾向，從本發明的實施例3、4、5可以看出，降低sn含量能夠改善合金的流動性及鑄造性能，并顯著減少鑄件裂紋數量和尺寸。

二、添加了少量的si、c元素，少量si的添加對合金高溫蠕變性能的改善作用十分明顯，si在高溫下形成(sn、zr)6si3硅化物，能提高合金高溫強度和高溫蠕變性能，當si的含量超過0.3％，會導致硅化物析出，因此本發明中si元素的含量控制在0.12％～0.18％，避免因硅化物的析出導致塑性、韌性降低。在合金中加入c元素，能夠改善合金的高溫蠕變和持久性能，實施例1、2中，微量c元素的添加提高合金室溫拉伸強度，缺點是塑性下降了。

三、ti元素作為合金的基體元素，控制在86％～86.5％，其優勢在于能夠充分保證合金的比強度，由于ti親和力好，在空氣中鈦和氧接觸反應，在表面生成致密的、吸附力強的、惰性大的氧化膜，保護基體不受腐蝕。同時嚴格控制重金屬ta的含量，減輕合金質量。鑄件經過熱等靜壓和適當的熱處理后，能實現高溫強度和塑性的良好匹配，室溫下抗拉強度達到1050mpa，550℃下抗拉強度達到620mpa，延伸率不低于10％，600℃下抗拉強度達到600mpa，延伸率不低于10％。

附圖說明

圖1為實施例3開裂杯著色后裂紋示意圖；

圖2為實施例4開裂杯著色后裂紋示意圖；

圖3為實施例5開裂杯著色后裂紋示意圖。

具體實施方式

實施例1

本實施例是一種鑄造高溫鈦合金，包括86.5％的ti、5.81％的al、2.15％的sn、3.46％的zr、0.46％的mo、0.65％的nb、0.18％的si和0.53％的ta，余量為雜質，所述的百分比為質量百分比。

使用冷坩堝懸浮熔煉爐澆注試棒試樣，所得鑄造圓柱試棒直徑為14.5mm，長為180mm。鑄造試棒經過920℃/130mpa/2h熱等靜壓處理，以去除鑄件內部缺陷。

將熱等靜壓后的試棒進行固溶+時效處理，熱處理工藝為1030℃/2h/ac+700/2h/ac，拉伸標準試樣尺寸和試樣拉伸試驗方法按照gb/t228-2010進行實施。試棒不同溫度拉伸性能見表2，其中σb為抗拉強度，σ0.2為屈服強度，δ為延伸率。

實施例2

本實施例是一種鑄造高溫鈦合金，包括86.3％的ti、5.89％的al、1.8％的sn、3.47％的zr、0.81％的mo、0.63％的nb、0.16％的si、0.48％的ta和0.06％的c，余量為雜質，所述的百分比為質量百分比。

本實施例試棒制備方法、熱等靜壓和熱處理工藝與實施例1中公開的相同，表2給出了不同溫度下試棒拉伸性能。

實施例3

本實施例是一種鑄造高溫鈦合金，包括86.1％的ti、5.7％的al、2.3％的sn、3.4％的zr、0.9％的mo、0.5％的nb、0.12％的si、0.7％的ta，余量為雜質，所述的百分比為質量百分比。使用冷坩堝懸浮熔煉爐澆注開裂杯試樣，將澆注好的裂紋試樣進行滲透檢驗分析，比較其產生的裂紋數量及尺寸，結果如表2所示，圖1給出了開裂杯著色后裂紋示意圖。

實施例4

本實施例是一種鑄造高溫鈦合金，包括86％的ti、5.81％的al、2.15％的sn、3.9％的zr、0.74％的mo、0.65％的nb、0.16％的si、0.3％的ta，余量為雜質，所述的百分比為質量百分比。使用冷坩堝懸浮熔煉爐澆注開裂杯試樣，將澆注好的裂紋試樣進行滲透檢驗分析，外表面沒有觀察到裂紋，內表面裂紋數量及尺寸如表2所示，圖2為開裂杯著色后裂紋示意圖。

實施例5

本實施例是一種鑄造高溫鈦合金，包括86.2％的ti、5.9％的al、1.8％的sn、3.47％的zr、0.82％的mo、0.9％的nb、0.12％的si、0.48％的ta和0.04的c，余量為雜質，所述的百分比為質量百分比。使用冷坩堝懸浮熔煉爐澆注開裂杯試樣，將澆注好的裂紋試樣進行滲透檢驗分析，外表面沒有觀察到裂紋，內表面裂紋數量及尺寸如表2所示，圖3為開裂杯著色后裂紋示意圖。

表2

從表中可以看出，隨著溫度的升高，試棒的抗拉強度呈現下降趨勢，且當拉伸溫度由550℃增加到600℃時，其抗拉強度下降20～30mpa，實施例2相比實施例1由于添加少量的c元素，其室溫拉伸強度提高，但是塑性降低。本發明的鑄造高溫鈦合金由于降低sn元素含量，使得裂紋數量少，裂紋尺寸小，具有較小的開裂傾向。