CN111390081B - 一种高蠕变抗力、高断裂韧性tc25g钛合金锻件的制备工艺 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种耐高温、高蠕变抗力、高断裂韧性钛合金锻件的制备工艺，特别涉及一种TC25G钛合金锻件的β锻造方法，具体如下：将TC25G棒材坯料加热至β转变温度以下50～30℃进行镦粗和整形，得到锻坯；然后锻坯在相变点以上10～40℃成形，变形量控制在40～80％；最后经固溶+时效双重热处理后得到锻件毛坯。采用该工艺制备的TC25G钛合金锻件为网篮组织，具有较高的断裂韧性和持久、蠕变抗力，更符合航空航天发动机对材料高损伤容限和耐高温抗力的设计要求。
Description
技术领域
本发明属于钛合金加工领域，具体涉及到可在550℃下长时使用的一种高蠕变抗力、高断裂韧性TC25G钛合金锻件的制备工艺。
背景技术
现代航空、航天工业的发展要求发动机具有更大的推重比和更高的热效率，钛合金由于具有轻质、耐温、高强韧、耐腐蚀等优异性能，而被广泛应用于航空和航天等领域。为满足航空发动机在高温、复杂应力、高速振动、环境应力腐蚀等苛刻环境下的服役要求，合金不仅需要具有强度、塑性、韧性、蠕变和疲劳性能的良好匹配，还需要在服役温度下具有较高的抗氧化性和较稳定的显微组织。其中高温长时蠕变和持久是高温钛合金最主要的性能指标。
长时使用温度在500℃以上的高温钛合金均为近α型钛合金和α+β型钛合金，主要应用于航空发动机转子叶片及压气机盘等部件。TC25G合金是一种可在550℃长时使用的α+β两相钛合金，常用组织为双态组织。与其他550℃使用的近α型高温钛合金相比，该合金的β稳定元素含量较多，其塑性好、强度高，但其高温蠕变和持久抗力偏低。由于片层组织具有较高的断裂韧性和持久、蠕变抗力，更符合高损伤容限和耐高温抗力的设计要求，因此选用片层组织的TC25G锻件虽然会降低合金的塑性，但可大幅提高合金的持久、蠕变抗力。钛合金经β锻造和β热处理后的组织均为片层组织，其中β锻造工艺通过β相区和α+β两相区变形量的匹配获得网篮组织，该组织与等轴和双态组织相比具有更高的断裂韧性和抗持久、蠕变能力，与β热处理组织相比塑性更好，符合高损伤容限和强韧性的设计要求。因此，采用β锻造工艺制备TC25G锻件可作为提高合金综合性能的可行途径。
本发明针对航空、航天发动机对550℃用钛合金锻件的应用需求，公开一种TC25G钛合金锻件的制备工艺，本发明制备的TC25G锻件为网篮组织，各项性能均满足相应发动机型号标准和行业标准的规定，且其蠕变、持久抗力和断裂韧性优于传统工艺制备的双态组织TC25G钛合金锻件。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高蠕变抗力、高断裂韧性TC25G钛合金锻件的制备工艺，采用该工艺制备的TC25G钛合金锻件的各项性能均满足相应发动机型号标准和行业标准的规定。与传统双态组织的TC25G锻件相比，本发明制备的TC25G锻件为网篮组织，其高温蠕变、持久抗力和断裂韧性较传统工艺大幅提升。
为了达到上述目的，本发明采用以下技术方案予以实现：
一种高蠕变抗力、高断裂韧性TC25G钛合金锻件的制备工艺，其特征在于，包括以下步骤：
1)坯料改锻：将TC25G棒材坯料加热至β转变温度以下50～30℃完成2～3火次的镦拔变形，其中每次镦粗和拔长的锻比均不小于1.5，总锻比不小于6.5；
2)锻坯制备：将坯料加热至β转变温度以下50～30℃进行镦粗和滚圆整形后得到锻坯；
3)β锻造：锻坯在相变点以上10～40℃成形，变形量在40～80％；
4)热处理：最后锻件采用固溶+时效双重热处理；
所述固溶热处理制度为β相变点以下60～20℃，保温1～4小时，固溶后空冷或风冷；所述的时效热处理为540～590℃保温2～10小时后空冷。
优选地，步骤1)中选用的TC25G棒材为α+β两相区多火次热变形制备的成品棒材。
进一步优选地，棒材的低倍组织为模糊晶，高倍组织为两相区变形组织，其中初生α相的体积分数≥20％。
优选地，步骤1)和2)中，坯料由室温加热至工艺温度的保温时间t1＝加热系数η1×δ1，δ1为坯料的横截面尺寸或高度的最小值，单位为毫米，加热系数η1＝0.6～0.9毫米/分钟(优选η1＝0.8毫米/分钟)。
优选地，步骤1)和2)中，坯料热料回炉在工艺温度的加热系数η1＝0.3～0.5毫米/分钟(优选η1＝0.4毫米/分钟)。
优选地，步骤1)和2)中，变形速率为0.04～0.1s-1。
优选地，步骤3)中，坯料在工艺温度的保温时间t2＝加热系数η2×δ2，δ2为环坯厚度或高度的最小值，单位为毫米，加热系数η2＝0.3～0.5毫米/分钟(优选η2＝0.4毫米/分钟)；
进一步优选地，步骤3)中，同炉坯料保温时间的级差小于等于30min；
优选地，步骤3)所述的β锻造工艺选用等温、近等温模锻成形或热模锻成形工艺；
选用热模锻工艺成形时，模具加热至200～500℃，变形速率为0.01s-1～0.1s-1。进一步优选为：模具加热至400～500℃，变形速率为0.05s-1～0.025s-1。热模锻时坯料表面可采用石棉包覆，以减小变形过程中的热量损耗。
选用等温或近等温模锻成形工艺时，模具在坯料加热温度以下50℃～坯料加热温度范围内加热保温，变形速率为0.005s-1～0.05s-1。
优选地，步骤3)所述固溶热处理制度为β相变点以下40～30℃，保温2.5小时，固溶后空冷或风冷；
优选地，步骤1)所述坯料改锻是在快锻机或水压机上进行。
优选地，步骤2)所述模锻成形在万吨水压机或油压机上进行。
优选地，本发明所述坯料的加热均采用电炉进行。
本发明与现有技术相比具有以下优点和有益效果：
1)棒材经过β转变温度以下50～30℃进行2～3火次总锻比不小于6.5的镦拔变形，使锻坯原始β晶粒更均匀细小，有利于获得改善合金的塑性和性能稳定性；
2)本发明制备的TC25G锻件的组织为网篮组织，组织中不存在连续的晶界α相，与传统双态组织的TC25G锻件相比，材料的蠕变、持久抗力和断裂韧性大幅提升；
2)本发明制备的TC25G锻件的室温强度在1060Mpa以上、屈服强度在955Mpa以上、延伸率在10％以上、断面收缩率在15％以上、断裂韧性在100Mpa·m1/2以上；其550℃强度在790Mpa以上、屈服强度在680Mpa以上、延伸率在15％以上、断面收缩率在30％以上、断裂韧性在90Mpa·m1/2以上，550℃/250Mpa/100h的残余蠕变变形量不高于0.1％。
附图说明
图1为实施例1制备的TC25G锻件饼坯在D/4位置的金相组织图片；
图2为实施例2制备的TC25G锻件饼坯在D/4位置的金相组织图片；
图3为实施例3制备的TC25G锻件饼坯在D/4位置的金相组织图片；
图4为实施例4制备的TC25G锻件饼坯在D/4位置的金相组织图片。
具体实施方式
实施例1：
采用直径为250mm的TC25G钛合金棒材，棒材的各成分的重量百分比为Al：6.6％，Sn：1.82％，Zr：3.5％，Mo：4.0％，Si：0.25％，W：1.0％，H：0.009％，O：0.06％，N：0.01％，低倍组织为模糊晶，高倍组织为两相区变形组织，其中初生α相的体积分数约为40％，坯料的规格为Ф250×450mm，合金的β转变温度为987℃；
1)坯料改锻：将TC25G棒材坯料加热947℃保温200min后出炉进行镦粗、拔长、镦粗变形，随后室温静置15min后回炉保温100min，出炉完成拔长、镦粗、拔长和滚圆整形；所述镦粗和拔长的锻比均为1.7，变形速率为0.07s-1，终锻温度不低于800℃。变形后的坯料进行打磨修伤处理。
2)锻坯制备：将坯料加热至952℃，保温200min后进行镦粗170mm，变形速率为0.08s-1，然后滚圆整形后得到锻坯；
3)β锻造：采用等温成形工艺进行β锻造成形，平板模具和坯料的加热温度均为1017℃，锻坯保温70min后进行模锻变形，模具的变形速率为0.015s-1，下压量为105mm，变形后空冷，最终得到Ф615×65mm的模锻饼。
4)热处理：将步骤3)所得到的模锻饼坯进行双重热处理，第一重热处理制度为957℃保温2小时后风冷，第二重热处理制度为540℃保温6小时后空冷。最后表面车光，得到锻件毛坯。
表1实施例1中TC25G锻件的力学性能
实施例2：
采用直径为250mm的TC25G钛合金棒材，棒材的各成分的重量百分比为Al：6.58％，Sn：1.80％，Zr：3.5％，Mo：4.1％，Si：0.24％，W：1.05％，H：0.007％，O：0.08％，N：0.007％，低倍组织为模糊晶，高倍组织为两相区变形组织，其中初生α相的体积分数约为35％，坯料的规格为Ф250×567mm，合金的β转变温度为985℃；
1)坯料改锻：将TC25G棒材坯料加热935℃保温200min后出炉进行镦粗和拔长变形，随后室温静置15min后回炉保温100min，出炉完成镦粗、拔长和滚圆整形；所述镦粗和拔长的锻比均为2，变形速率为0.067s-1，终锻温度不低于800℃。变形后的坯料进行打磨修伤处理。
2)锻坯制备：将坯料加热至945℃，保温200min后先镦粗至300mm，变形速度为18mm/s，然后翻面镦粗至165mm，变形速率为0.05s-1。最后滚圆整形后得到Φ470×150mm的锻坯；
3)β锻造：采用等温成形工艺进行β锻造成形，模具为某发动机用第三级整体叶盘专用模具，模具和坯料的加热温度均为1010℃，锻坯保温75min后进行模锻变形，前半程平均下压速率为0.03s-1，完成总形成的70％，后半程下压速率为0.015s-1，完成总形成的30％，模锻后空冷。
4)热处理：将步骤3)所得到的某发动机用第三级整体叶盘锻件表面车光后进行双重热处理，第一重热处理制度为955℃保温2.5小时后空冷，第二重热处理制度为540℃保温6小时后空冷。最后表面车光，得到锻件毛坯。
表2实施例2中TC25G第三级整体叶盘的力学性能
实施例3：
采用直径为300mm的TC25G钛合金棒材，棒材的各成分的重量百分比为Al：6.7％，Sn：1.81％，Zr：3.6％，Mo：4.05％，Si：0.25％，W：0.98％，H：0.008％，O：0.06％，N：0.007％，低倍组织为模糊晶，高倍组织为两相区变形组织，其中初生α相的体积分数约为40％，坯料的规格为Ф300×400mm，合金的β转变温度为983℃；
1)坯料改锻：将TC25G棒材坯料加热943℃保温240min后进行镦粗和拔长变形；随后室温静置15min后回炉保温120min，完成镦粗、拔长变形后空冷；坯料经打磨排上后943℃保温240min后进行镦粗、拔长和滚圆整形后空冷，所述镦粗和拔长的锻比均为1.67，变形速率为0.07s-1，终锻温度不低于800℃。变形后的坯料进行打磨修伤处理。
2)锻坯制备：将坯料加热至943℃，保温240min后先镦粗至H＝250mm，变形速度为12mm/s，然后翻面镦粗至H＝100mm，变形速率为0.06s-1。最后滚圆整形后得到Φ560×100mm的锻坯；
3)β锻造：采用热模锻工艺进行β锻造成形，模具的加热温度为300℃，坯料的加热温度均为1013℃，锻坯保温50min后进行模锻变形，下压量为50mm，平均变形速率为0.03s-1，变形后空冷。
4)热处理：将步骤3)所得到锻件表面车光后进行双重热处理，第一重热处理制度为953℃保温2.5小时后空冷，第二重热处理制度为570℃保温6小时后风冷。最后表面车光，得到锻件毛坯。
表3实施例3中TC25G锻件的力学性能
实施例4：
采用直径为300mm的TC25G钛合金棒材，棒材的各成分的重量百分比为Al：6.7％，Sn：1.81％，Zr：3.6％，Mo：4.05％，Si：0.25％，W：0.98％，H：0.008％，O：0.06％，N：0.007％，低倍组织为模糊晶，高倍组织为两相区变形组织，其中初生α相的体积分数约为40％，坯料的规格为Ф300×800mm，合金的β转变温度为983℃；
1)坯料改锻：将TC25G棒材坯料加热943℃保温240min后进行镦粗和拔长变形；随后室温静置15min后回炉保温120min，完成镦粗、拔长变形后空冷；坯料经打磨排上后943℃保温240min后进行镦粗、拔长和滚圆整形后空冷；所述镦粗和拔长的锻比均为1.7，变形速率为0.075s-1，终锻温度不低于800℃。变形后的坯料进行打磨修伤处理。
2)锻坯制备：将坯料加热至943℃，保温240min后先镦粗至H＝500mm，变形速率为0.08s-1，然后翻面镦粗至H＝315mm变形速度为15mm/s。最后滚圆、整形和机加工后得到Φ450×300mm的锻坯；
3)β锻造：锻坯采用热模锻工艺进行β锻造成形，模具的加热温度为350℃，坯料的加热温度均为1013℃，锻坯保温120min后进行模锻变形，平均变形速率为0.025s-1，变形后空冷。
4)热处理：将步骤3)所得到锻件表面车光后进行双重热处理，第一重热处理制度为953℃保温2.5小时后风冷，第二重热处理制度为570℃保温6小时后空冷。最后表面车光，得到锻件毛坯。
表4实施例4中TC25G第一级整体叶盘的力学性能
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 (3)
1.一种高蠕变抗力、高断裂韧性TC25G钛合金锻件的制备工艺，其特征在于，包括以下步骤：
1)坯料改锻：将TC25G棒材坯料加热至β转变温度以下50～30℃进行2～3火次的镦拔变形，其中每次镦粗和拔长的锻比均不小于1.5，总锻比不小于6.5，所述坯料改锻是在快锻机或水压机上进行；选用的TC25G棒材为α+β两相区多火次热变形制备的成品棒材；棒材的低倍组织为模糊晶，高倍组织为两相区变形组织，其中初生α相的体积分数≥20％；
2)锻坯制备：将TC25G棒材坯料加热至β转变温度以下50～30℃进行镦粗和滚圆整形后得到锻坯；
3)β锻造：锻坯在相变点以上10～30℃成形，变形量在40～80％，坯料在工艺温度的保温时间t2＝加热系数η2×δ2，δ2为环坯厚度或高度的最小值，单位为毫米，加热系数η2＝0.3～0.5分钟/毫米；
锻造工艺采用等温、近等温模锻成形或热模锻成形工艺；
采用等温或近等温模锻成形工艺时，模具在坯料加热温度以下50℃～坯料加热温度范围内加热保温，变形速率为0.005s-1～0.05s-1；
采用热模锻成形工艺时，模具加热至200～500℃，变形速率为0.01s-1～0.1s-1，坯料表面采用石棉包覆；
4)热处理：最后锻件采用固溶+时效双重热处理；
所述固溶热处理制度为β相变点以下60～20℃，保温1～4小时，固溶后空冷或风冷；所述的时效热处理为540～590℃保温2～10小时后空冷；
步骤1)和2)中，坯料在工艺温度的保温时间t1＝加热系数η1×δ1，δ1为坯料的横截面尺寸或高度的最小值，单位为毫米，坯料由室温加热至工艺温度的加热系数η1＝0.6～0.9分钟/毫米，坯料热料回炉的加热系数η1＝0.3～0.5分钟/毫米。
2.按照权利要求1所述高蠕变抗力、高断裂韧性TC25G钛合金锻件的制备工艺，其特征在于：步骤4)所述固溶热处理制度为在β相变点以下40～30℃保温2.5小时，固溶后空冷或风冷。
3.按照权利要求1所述高蠕变抗力、高断裂韧性TC25G钛合金锻件的制备工艺，其特征在于：所述锻件的组织为网篮组织，其室温强度在1060Mpa以上、屈服强度在955Mpa以上、延伸率在10％以上、断面收缩率在15％以上、断裂韧性在100Mpa·m1/2以上；其550℃强度在790Mpa以上、屈服强度在680Mpa以上、延伸率在15％以上、断面收缩率在30％以上、断裂韧性在90Mpa·m1/2以上，550℃/250Mpa/100h的残余蠕变变形量不高于0.1％。
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