CN115488277A - 一种高均匀性650℃用高温钛合金大尺寸细晶整体叶盘的制备工艺 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高均匀性650℃用高温钛合金大尺寸细晶整体叶盘的制备工艺，包括将合金铸锭在1150～1250℃完成开坯锻造，然后所得坯料在β相变点以上10～30℃进行镦、拔变形，锻后水冷，再将坯料加热至850～870℃保温12～20h后随炉升温至990～1000℃进行镦拔变形，再将坯料加热至相变点以上10～30℃进行镦、拔变形，锻后水冷，然后坯料再热至850～870℃保温12～20h后随炉升温至990～1000℃进行镦拔变形，之后将坯料在β相变点以下50～35℃进行镦拔变形，最后坯料在β相变点以下50～40℃成型，得到锻坯；将得到的锻坯进行固溶+时效热处理，最终获得整体叶盘锻件毛坯。该工艺适用于制备600mm至1000mm，高度在60mm至100mm的整体叶盘锻件，锻件的组织均匀性和性能优于传统工艺。

Description

一种高均匀性650℃用高温钛合金大尺寸细晶整体叶盘的制 备工艺

技术领域

本发明属于新材料加工领域，具体涉及到一种高均匀性650℃用高温钛合金大尺寸细晶整体叶盘的制备工艺。

背景技术

高温钛合金是航空发动机用关键材料。航空发动机钛合金用量是其先进性的重要标志之一。航空发动机需求牵引了高温钛合金的发展，而钛合金材料技术发展推动了发动机的升级换代。现有成熟高温钛合金的最高使用温度为600℃。为满足更高推重比设计需求，下一代发动机压气机盘的级数继续减少，转速继续增加，高温段前移，对中低温钛合金需求减弱，对耐更高温度钛合金提出了迫切需求。

为降低压气机结构重量，亟需采用高温、高强的650℃高温钛合金替代高温合金用于高速涡轮发动机压气机整体叶盘，以降低压气机的部件重量，提高发动机效率和推重比。高温钛合金发展到600℃以后，要求的成分设计以及热加工技术都已接近当前工艺技术水平的极限。高温钛合金从 550℃发展到600℃，热稳定性降低了一倍以上，已经接近设计底线，突破这一底线将无法保证零件寿命及安全可靠性设计。另一个问题是由保载疲劳敏感性暴露出来的材料显微组织均匀性控制技术问题。采用同样的锻造和热处理工艺得到相近的显微组织，α+β型钛合金保载疲劳敏感性低，而近α型钛合金保载疲劳敏感性高，必须获得更均匀的显微组织以满足更苛刻的性能控制要求。随设计使用温度升高，对锻造工艺技术的要求也相应提高。为此，必须从成分设计和热加工工艺基础研究出发，从根本上解决制约600℃以上高温钛合金技术发展的成分优化设计和显微组织控制基础问题，进而突破650℃高温钛合金研制和应用的技术瓶颈，对我国未来先进发动机的研制具有重要的材料保障作用和意义。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高均匀性650℃用高温钛合金大尺寸细晶整体叶盘的制备工艺。相比传统工艺，该工艺适合制备大尺寸整体叶盘锻件，锻件的组织均匀性和冶金质量稳定性较传统工艺显著提高。本发明操作简单、流程短、稳定性高，适用于工业化生产。

本发明提供一种高均匀性650℃用高温钛合金大尺寸细晶整体叶盘的制备工艺，具体步骤如下：

步骤1)首先将650℃用高温钛合金的铸锭加热至1150℃～1250℃，保温10h～30h后出炉锻造，完成1次镦、拔变形；然后回炉保温1h～2h后再完成1次镦、拔变形，得到坯料，每次镦粗下压变形速率在0.2s^-1～0.08s^-1，单次镦粗变形量不小于50％，锻后空冷，得到坯料；

步骤2)将步骤1)中所得坯料在β相变点以上20℃～50℃进行1火次镦、拔变形，镦粗下压变形速率在0.2s^-1～0.08s^-1之间，镦粗变形量≥50％，锻后水冷；

步骤3)将坯料加热至850℃～870℃保温12h～20h后随炉升温至990℃～1000℃进行1火次的镦、拔变形，镦粗下压速率在0.05s^-1～0.04s^-1之间，镦粗变形量在35％～45％之间；

步骤4)重复步骤2)一次；

步骤5)重复步骤3)一次；

步骤6)将坯料在β相变点以下50℃～35℃进行6～8火次的镦、拔变形，要求每火次镦粗速率在0.05s^-1～0.04s^-1之间，下压量在30％～50％之间，累计锻比≥3.3，终锻温度不低于900℃；

步骤7)将坯料在T_β以下50℃～40℃进行成形，要求锻坯每火次变形速率在0.05s^-1～0.04s^-1之间，下压量在30％～45％之间，得到锻坯；

步骤8)将步骤7)得到的锻坯进行固溶+时效热处理，其中固溶热处理制度为：T_β以下15℃～25℃之间，保温1h～3h，出炉后水冷或油冷；时效热处理为：680℃～720℃保温4h～6h后空冷。

所述一种高均匀性650℃用高温钛合金大尺寸细晶整体叶盘制备工艺，其优选方案为，650℃用高温钛合金铸锭的成分质量百分比为，Al： 5.0％～6.3％，Sn：3.0％～5.0％，Zr：2.5％～4.0％，Mo：0.2％～0.7％，Si： 0.25％～0.7％，Nb：0.1％～0.6％，Ta：0.5％～2.6％，W：0.3％～2.0％，C： 0.02％～0.10％，余量为Ti和其他不可避免的杂质元素。

所述一种高均匀性650℃用高温钛合金大尺寸细晶整体叶盘制备工艺，其优选方案为，步骤3中为防止开裂，锻坯经过镦粗后需回炉保温2h后再进行拔长。

所述一种高均匀性650℃用高温钛合金大尺寸细晶整体叶盘制备工艺，其优选方案为，步骤6)中所采用的成形方式为等温或近等温成形工艺；采用等温或近等温模锻成形工艺时，模具需加热至坯料加热温度以下0℃～60 ℃，变形速率为0.005s^-1～0.05s^-1。

本发明的有益效果：

1)本发明制备的整体叶盘锻件的直径在600mm至1100mm，高度在 60mm至130mm，锻件各部位的组织均匀，性能稳定；

2)本发明所述锻件任意部位的室温拉伸抗拉强度不低于1070Mpa，屈服强度不低于在940Mpa，延伸率不低于10.0％，面缩不低于15％。试样经 650℃热暴露100h后的延伸率不低于3.0％，面缩不低于6％。650℃拉伸抗拉强度不低于830Mpa，屈服不低于750Mpa，延伸率不低于20.0％，面缩不低于40％；

3)本发明是在前期专利技术《一种新型耐热钛合金及其加工制造方法和应用》(公开号：CN104018027A)的基础上，通过工艺的优化解决650℃高温钛合金大尺寸整体叶盘锻件的强韧性匹配、组织均匀性、力学性能一致性及稳定性控制等关键技术，掌握大尺寸整体叶盘锻件强度控制、取向均匀性控制及高温长时组织稳定性控制方法；本发明研制的650℃高温钛合金及整体叶盘锻件制备技术也可推广应用于其它发动机的改进型，替代部分高温合金，减轻发动机结构重量，提高发动机燃油经济性和推重比。

附图说明

图1为实施例1制备的锻坯表面附近的高倍组织图片；

图2为实施例1制备的锻坯中心的高倍组织照片；

图3为实施例2制备的锻坯表面附近的高倍组织照片；

图4为实施例2制备的锻坯中心的高倍组织照片；

图5为实施例3和实施例4模锻件示意图；

图6为实施例3制备的模锻件轮缘高倍组织图片；

图7为实施例3制备的模锻件辐板高倍组织图片；

图8为实施例3制备的模锻件轮毂高倍组织图片；

图9为实施例3制备的模锻件轮缘高倍组织图片；

图10为实施例3制备的模锻件辐板高倍组织图片；

图11为实施例3制备的模锻件轮毂高倍组织图片。

具体实施方式

实施例1：

本实施例所用650℃用高温钛合金铸锭尺寸为直径为600mm，长度 1200mm，化学成分为：5.71Al-0.60Mo-3.26Zr-3.81Sn-0.92W-0.44Si-1.00Ta- 0.41Nb-0.03C，β转变温度为1035℃。

步骤1)首先将铸锭加热至1150℃，保温24h后出炉锻造，完成1次镦、拔变形；然后回炉保温2h后再完成1次镦、拔变形，每次镦粗下压变形速率在0.1s^-1，单次镦粗变形量为50％，锻后空冷，得到坯料；

步骤2)将步骤1中所得坯料在1060℃进行1火次的镦、拔变形，镦粗下压速率为0.1s^-1，变形量为52％，锻比为3.8，锻后水冷；

步骤3)将坯料加热至860℃保温15h后随炉升温至990℃进行镦粗，随后坯料回炉补温2h后，继续进行拔长，镦粗下压速率为0.05s^-1，变形量为38％，锻后空冷；

步骤4)对坯料重复步骤2)工艺一次；

步骤5)对坯料重复步骤3)工艺一次；

步骤6)将坯料加热至995℃进行7火次镦、拔变形，每火次的镦粗变形速率为0.04s^-1，下压量在37％～40％之间，累计锻比在3.3～3.7之间；

步骤7)根据最后锻件的设计尺寸，采用锯床下料，将坯料在970℃进行成形，变形速率为0.04s^-1，成形下压变形量为40％，得到锻坯；

步骤8)最后锻坯进行固溶+时效热处理，其中固溶热处理制度为： 1023℃，保温3h，出炉后水冷；时效热处理为：700℃保温6h后空冷。最后表面车光，得到直径800mm，高度100mm的锻件。

实施例2

本实施例为实施例1的对比例，选用的铸锭尺寸、化学成分、β转变温度同实施例1完全相同。

本实施例在步骤3和步骤5中将锻坯直接升温至990℃进行镦、拔变形，其他步骤同实施例1完全相同，最终得到直径800mm，高度100mm的锻件。

对实施例1和实施例2的锻件进行组织和力学性能分析对比：实施例1 锻件的高倍组织为双态组织，初生α含量约为12％，锻件各个位置初生α及原始β晶粒尺寸相近且分布均匀，一致性较好(图1、图2)。锻件的室温拉伸性能不低于1070MPa，650℃拉伸性能不低于835MPa；锻件经 650℃/100h/热暴露后，室温拉伸强度可达1080MPa，120℃拉伸强度可达1060MPa以上，不同部位的力学性能差异相对较小。实施例2锻件高倍组织同样为双态组织，初生α含量约为14％，锻件近表面出生α尺寸较小，而中心位置的则相对粗大，且原始β晶粒尺寸分布不均，不同位置显现出不同的组织特点(图3、图4)。锻件不同位置拉伸性能具有较大差异，同实施例1相比，其整体力学性能相对较差。

表1实施例1中锻件的拉伸及KIC性能

表2实施例1中热稳定性

表3实施例2中锻件的拉伸及KIC性能

表4实施例2中锻件热稳定性

实施例3：

本实施例所用650℃高温钛合金铸锭的尺寸为直径600mm，长度 1200mm，化学成分为：5.68Al-0.57Mo-3.31Zr-3.76Sn-0.89W-0.46Si-0.98Ta- 0.45Nb-0.06C，β转变温度为1038℃。

步骤1)首先将铸锭加热至1150℃，保温24h后出炉锻造，完成1次镦、拔变形；然后回炉保温1.5h后再完成1次镦、拔变形，每次镦粗下压变形速率,为0.1s^-1，单次镦粗变形量为52％。锻后空冷，得到坯料；

步骤2)将步骤1)中所得坯料在1073℃进行1火次的镦、拔变形，镦粗下压速率为0.1s^-1，变形量为51％，锻比为3.6，锻后水冷；

步骤3)将坯料加热至865℃保温15h后随炉升温至1000℃进行镦粗，随后将坯料回炉保温2h后进行拔长，镦粗下压速率约为0.05s^-1，变形量为 55％。锻后空冷；

步骤4)对坯料重复步骤2)的工艺；

步骤5)对坯料重复步骤3)的工艺；

步骤6)将坯料加热至998℃，然后进行7火次的镦拔变形；每火次的镦粗下压速率为0.04s^-1，下压量在36％～42％之间，累计锻比在3.3～3.6之间，终锻温度为920℃，锻后空冷；

步骤7)根据锻件设计尺寸，采用锯床下料，采用近等温成型工艺，将模具加热至953℃，坯料加热至993℃，变形速率0.01s^-1，变形量为40％，锻后空冷，得到模锻件毛坯；

步骤8)对锻件毛坯进行固溶+时效热处理，其中固溶热处理制度为： 1025℃，保温2h，出炉后水冷；时效热处理为：700℃保温8h后空冷，最后表面车光，得到最大直径1000mm，高度80mm的变截面锻件毛坯。

实施例4：

本实施例为实施例3的对比例选用的铸锭尺寸、化学成分、β转变温度同实施例3完全相同。

本实施例在步骤3和步骤5中将工艺变为：将锻坯直接加热至1000℃进行镦、拔变形。其他步骤同实施例3完全相同。最终得到最大直径 1000mm，高度80mm的变截面锻件毛坯。

对实施例3和实施例4的锻件进行组织力学性能分析对比。实施例3 锻件高倍组织为双态组织，初生α含量约为14％，初生α相分布均匀，锻件不同位置的初生α相尺寸相近，弥散分布，原始β晶粒均匀细小，锻件各个位置高倍组织没有明显差异(图6～8)。力学测试结果显示，锻件的室温拉伸强度不低于1070MPa，650℃拉伸强度不低于830MPa，锻件具有良好的塑性；锻件同时具有良好的热稳定性，试样经650℃/100h热暴露后室温～120℃拉伸强度未见降低，锻件整体表现相对良好的组织及性能的一致性。实施例4锻件高倍组织同样为双态组织，初生α含量约为15％，锻件不同位置的初生α含量具有明显差异，且原始β晶粒尺寸不均匀。(图 9～11)。锻件不同位置力学性能也存在较大差异，辐板位置的强度最高，塑性最低，而轮毂和轮缘位置的强度较低，塑性较高。

表5实施例3中锻件的拉伸及KIC性能

表6实施例3中锻件热稳定性

表7实施例4中锻件拉伸及KIC性能

表8实施例4中锻件热稳定性能

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 (4)

1.一种高均匀性650℃用高温钛合金大尺寸细晶整体叶盘的制备工艺，其特征在于，具体步骤如下：

步骤1)首先将650℃用高温钛合金的铸锭加热至1150℃～1250℃，保温10h～30h后出炉锻造，完成1次镦、拔变形；然后回炉保温1h～2h后再完成1次镦、拔变形，每次镦粗下压变形速率在0.2s^-1～0.08s^-1，单次镦粗变形量不小于50％，锻后空冷，得到坯料；

步骤2)将步骤1)中所得坯料在β相变点以上20℃～50℃进行1火次镦、拔变形，镦粗下压变形速率在0.2s^-1～0.08s^-1之间，镦粗变形量≥50％，锻后水冷；

步骤3)将坯料加热至850℃～870℃保温12h～20h后随炉升温至990℃～1000℃进行1火次的镦、拔变形，镦粗下压速率在0.05s^-1～0.04s^-1之间，镦粗变形量在35％～45％之间；

步骤4)重复步骤2)一次；

步骤5)重复步骤2)一次；

步骤6)将坯料在β相变点以下50℃～35℃进行6～8火次的镦、拔变形，要求每火次镦粗速率在0.05s^-1～0.04s^-1之间，下压量在30％～50％之间，累计锻比≥3.3，终锻温度不低于900℃；

步骤7)将坯料在T_β以下50℃～40℃进行成形，要求锻坯每火次变形速率在0.05s^-1～0.04s^-1之间，下压量在30％～45％之间，得到锻坯；

步骤8)将步骤7)得到的锻坯进行固溶+时效热处理，其中固溶热处理制度为：T_β以下15℃～25℃之间，保温1h～3h，出炉后水冷或油冷；时效热处理为：680℃～720℃保温4h～6h后空冷。

2.按照权利要求1中所述一种高均匀性650℃高温钛合金大尺寸细晶整体叶盘的制备工艺，其特征在于：所述650℃用高温钛合金铸锭的成分含量百分比为，Al：5.0％～6.3％，Sn：3.0％～5.0％，Zr：2.5％～4.0％，Mo：0.2％～0.7％，Si：0.25％～0.7％，Nb：0.1％～0.6％，Ta：0.5％～2.6％，W：0.3％～2.0％，C：0.02％～0.10％，其余为Ti和其他不可避免的杂质元素。

3.按照权利要求1中所述一种高均匀性650℃高温钛合金大尺寸细晶整体叶盘的制备工艺，其特征在于：步骤6)中所采用的成形方式为等温或近等温成形工艺；采用等温或近等温模锻成形工艺时，模具加热至坯料加热温度以下0℃～60℃，坯料变形速率为0.005s^-1～0.05s^-1。

4.按照权利要求1-3中所述一种高均匀性650℃用高温钛合金大尺寸细晶整体叶盘的制备工艺，其特征在于：采用该工艺可制备得到直径在600mm至1000mm，高度在60mm至100mm之间的整体叶盘锻件。

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