CN115090880A - 双合金涡轮盘的制造方法及由此制得的双合金涡轮盘 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种双合金涡轮盘的制造方法及由此制得的双合金涡轮盘，该方法包括以下步骤：根据需要制造的双合金涡轮盘的形状和尺寸进行盘件锻造过程的数值模拟，通过数值模拟结果确定轮毂和轮缘在坯料中对应的形状和尺寸；将高温合金一的粉末装入包套一中进行热等静压，得到轮毂区域的热等静压锭坯；将轮毂区域的热等静压锭坯放置于包套二的中心位置，向包套二内装填高温合金二的粉末进行热等静压，得到双合金的热等静压锭坯；将双合金的热等静压锭坯进行等温锻造，得到双合金涡轮盘锻件；将双合金涡轮盘锻件进行热处理。本发明采用了热等静压和锻造成形相结合的方案，减少了盘件微观组织中存在的孔隙和疏松，提高了盘件的力学性能。

Description

双合金涡轮盘的制造方法及由此制得的双合金涡轮盘
技术领域
本发明属于涡轮盘制造技术领域，具体涉及一种双合金涡轮盘的制造方法及由此制得的双合金涡轮盘。
背景技术
在现代航空发动机中，涡轮盘的工作条件极为严苛，需要承受极高的离心载荷，同时涡轮盘还具有较大的温度梯度，轮缘区域的温度较高，轮毂区域的温度较低。在不改变涡轮盘结构和重量的条件下，为了充分发挥涡轮盘的性能，则要求涡轮盘成为轮缘和轮毂具有不同组织状态和力学性能的双性能盘，即轮毂区域为细晶组织，具有较高的强度和低周疲劳性能，同时轮缘区域为粗晶组织，具有较好的蠕变性能和疲劳裂纹扩展抗力。
双性能盘分为轮缘和轮毂区域为同种合金但组织状态不同的单合金双组织盘，以及轮缘和轮毂区域为异种合金且组织状态不同的双合金双组织盘。单合金双组织盘通常采用梯度热处理工艺获得，首先通过锻造获得组织均匀的细晶盘件，然后在后续梯度热处理时在盘件上建立梯度温度场，使轮缘区域的温度较高，晶粒发生长大，形成粗晶组织，同时使轮毂区域的温度较低，再结晶后仍然保持细晶组织，但这种梯度热处理工艺所使用的工装比较复杂，对温度梯度的控制要求较高。双合金双组织盘通常采用热等静压工艺获得，盘件的微观组织存在孔隙和疏松，且粉末再结晶不完全，仍保持部分铸造枝晶组织，从而导致盘件的力学性能降低。因此，为解决上述传统方法制造双性能涡轮盘存在的工装复杂、控制难度高、盘件力学性能低等问题，需要开发一种双性能涡轮盘的制造方法。
申请公布号为CN103691952A的发明专利公开了一种功能梯度性能盘件的制备方法，在涡轮盘的不同部位采用不同粒度的金属粉末直接进行热等静压成形获得盘件，经过热处理后盘件沿径向获得具有不同晶粒尺寸的梯度晶粒组织，使涡轮盘沿径向具有不同性能的梯度性能。该制备方法只采用了热等静压工艺，盘件的微观组织存在孔隙和疏松，力学性能较低。
申请公布号为CN111570795A的发明专利公开了一种制备Ti2AlNb/Ti60双合金盘的方法，包括如下步骤：材料本构模型构建；锻造预制坯结构设计；双合金粉-固锭坯结构设计，包套加工与粉-固组坯；粉-固热等静压扩散连接；双合金预制坯等温锻造；双合金盘锻件热处理。该方法针对的是特定的两种金属材料，应用于航空发动机压气机盘，使用温度较低。
发明内容
为解决现有技术中存在的问题，本发明提供一种双合金涡轮盘的制造方法，包括以下步骤：
步骤一：根据需要制造的双合金涡轮盘的形状和尺寸进行盘件锻造过程的数值模拟，计算坯料变形过程中的流动；根据双合金盘件中两种合金的分界位置，通过数值模拟结果确定双合金涡轮盘的轮毂区域和轮缘区域在坯料中对应的形状和尺寸；
步骤二：将高温合金一的粉末装入包套一中进行热等静压；待热等静压结束后，按照步骤一确定的轮毂区域的形状和尺寸进行机械加工，得到轮毂区域的热等静压锭坯；
步骤三：将轮毂区域的热等静压锭坯放置于包套二的中心位置，向包套二内装填高温合金二的粉末进行热等静压；待热等静压结束后，按照步骤一确定的轮毂区域和轮缘区域的整体形状和尺寸进行机械加工，得到双合金的热等静压锭坯；
步骤四：将双合金的热等静压锭坯和锻造模具分别加热至锻造温度并保温一定时间；待加热结束后，在一定时间内将双合金的热等静压锭坯转移至锻造模具上进行等温锻造，使双合金的热等静压锭坯发生塑性变形，得到双合金涡轮盘锻件；
步骤五：将双合金涡轮盘锻件进行固溶处理和时效处理，最终得到轮缘部位和轮毂部位具有双组织结构的双合金涡轮盘。
本发明的技术方案通过数值模拟的方法(通常使用Deform、Marc、Abaqus等有限元分析软件)，从双合金涡轮盘反求出坯料中两种合金的分布，然后通过热等静压制备具有特定形状的双合金热等静压锭坯，保证在后续锻造变形过程中，锭坯中高温合金一的区域，变形后对应双合金涡轮盘的轮毂区域，锭坯中高温合金二的区域，变形后对应双合金涡轮盘的轮缘区域，通过模具压缩使热等静压锭坯产生大量塑性变形，获得性能优异的双合金涡轮盘锻件，最后通过热处理，使轮缘区域的晶粒长大粗化，轮毂区域仍保持细晶组织。
优选的是，步骤二中，所述高温合金一的粉末为细粉，其直径不大于65μm；热等静压的温度为1100-1200℃，压力为100-200MPa，保压时间为1-5h。
轮毂区域采用细粉，可以保证锻造过程中轮毂区域始终为细晶组织，并且在后续的热处理过程中仍保持细晶状态，最终使轮毂区域得到满足要求的细晶组织。
在上述任一方案中优选的是，步骤三中，所述高温合金二的粉末为细粉，其直径不大于65μm，或所述高温合金二的粉末为粗粉，其直径为66-200μm；热等静压的温度为1100-1200℃，压力为100-200MPa，保压时间为1-5h。
轮缘区域采用细粉或粗粉，在热变形过程中都会由于剧烈的塑性变形而发生动态再结晶使晶粒组织细化，而在后续的热处理过程中，由于高温合金二的γ′相完全溶解温度低于热处理温度，轮缘区域的晶粒发生长大，形成粗晶组织。因此，轮缘区域无论采用细粉还是粗粉，最终都可以得到满足要求的粗晶组织，大大提高了粉末的利用率。在高温高压条件下进行热等静压，使两种合金紧密结合，可以得到具有两种合金分布的整体热等静压锭坯。
在上述任一方案中优选的是，步骤四中，所述双合金的热等静压锭坯的加热温度为1000-1100℃，保温时间为4-10h；所述锻造模具的上模具和下模具的加热温度均为1000-1100℃，保温时间至少为6h。
双合金的热等静压锭坯的加热工艺如下：将双合金的热等静压锭坯放入加热炉内；以190-210℃/h的升温速率升温至400℃，保温3-5h；以190-210℃/h的升温速率继续升温至650℃，保温2-4h；以140-160℃/h的升温速率继续升温至800℃，保温1-3h；以140-160℃/h的升温速率继续升温至950℃，保温2-4h；以90-110℃/h的升温速率继续升温至加热温度1000-1100℃，保温4-10h。
锻造模具的上模具和下模具的加热工艺如下：将上模具和下模具放入模具炉内；以190-210℃/h的升温速率升温至250℃，保温5-7h；以190-210℃/h的升温速率继续升温至500℃，保温5-7h；以140-160℃/h的升温速率继续升温至750℃，保温5-7h；以140-160℃/h的升温速率继续升温至950℃，保温5-7h；以90-110℃/h的升温速率继续升温至加热温度1000-1100℃，保温时间至少为6h。
在上述任一方案中优选的是，将双合金的热等静压锭坯转移至锻造模具上的转移时间为30-300s。
在上述任一方案中优选的是，所述等温锻造的温度为1000-1100℃，应变速率为0.0001-0.01s-1，且塑性变形后双合金涡轮盘锻件的平均等效应变至少为0.5。
相对于采用直接热等静压成形的方法，本发明增加了锻造成形工艺，通过剧烈的塑性变形可以闭合热等静压锭坯中的微观疏松和孔隙，同时使锭坯中的原始粉末颗粒及铸造枝晶组织发生破碎、变形和再结晶，获得组织致密、性能优异的双合金锻造盘件。
在上述任一方案中优选的是，步骤五中，所述双合金涡轮盘锻件的固溶处理温度为T2+10℃～T2+30℃，固溶处理保温时间为1-5h，其中T2为高温合金二的γ′相完全溶解温度。采用本发明的固溶处理温度和保温时间，能够使轮毂部位处于亚固溶状态，发生再结晶得到细晶组织，而轮缘部位处于过固溶状态，晶粒长大得到粗晶组织。
双合金涡轮盘锻件的固溶处理工艺如下：将双合金涡轮盘锻件放入热处理炉中；以190-210℃/h的升温速率升温至400℃，保温1-2h；以140-160℃/h的升温速率继续升温至700℃，保温1-2h；以140-160℃/h的升温速率继续升温至900℃，保温1-2h；以90-110℃/h的升温速率继续升温至1050℃，保温1-2h；以75-85℃/h的升温速率继续升温至固溶处理温度T2+10℃～T2+30℃，保温1-5h；然后将双合金涡轮盘锻件出炉，进行后续冷却处理。
在上述任一方案中优选的是，所述T2的范围为T1－50℃～T1－30℃，其中T1为高温合金一的γ′相完全溶解温度。
在上述任一方案中优选的是，步骤五中，所述双合金涡轮盘锻件的时效处理温度为650-900℃，时效处理保温时间为1-24h。
双合金涡轮盘锻件的时效处理工艺如下：将冷却后的双合金涡轮盘锻件放入热处理炉中；以190-210℃/h的升温速率升温至400℃，保温1-2h；以140-160℃/h的升温速率继续升温至550℃，保温1-2h；以90-110℃/h的升温速率继续升温至600℃，保温1-2h；以75-85℃/h的升温速率继续升温至时效处理温度650-900℃，保温1-24h；空冷至室温。
经过热处理后，最终获得轮缘部位和轮毂部位具有双组织结构的双合金涡轮盘，轮毂区域的晶粒度等级为10-13级，轮缘区域的晶粒度等级为5-8级。
本发明还提供一种双合金涡轮盘，由上述任一种双合金涡轮盘的制造方法制造而成。
本发明的核心思想是利用数值模拟计算双合金盘件的轮毂区域和轮缘区域在双合金锭坯中的对应形状和尺寸，然后采用热等静压制备双合金锭坯，再采用锻造工艺制备性能优异的整体细晶的双合金盘锻件，最后对锻件进行热处理。利用轮缘处合金γ′相的溶解温度低于轮毂处合金γ′相的溶解温度这一特点，虽然盘件整体的热处理温度均匀，但是轮缘处由于γ′相完全溶解，热处理过程中晶粒发生长大，获得蠕变性能良好的粗晶组织，而轮毂处由于γ′相未完全溶解，组织晶粒生长，热处理后获得抗拉强度和低周疲劳性能好的细晶组织。
本发明的双合金涡轮盘的制造方法及由此制得的双合金涡轮盘具有如下有益效果：
(1)采用了热等静压和锻造成形相结合的方案，材料在锻造过程中发生剧烈的塑性变形，可以闭合热等静压坯料中剩余的微观孔隙，同时使原始粉末颗粒中的铸造枝晶发生塑性变形和再结晶，从而获得组织致密、性能优异的锻造盘件。
(2)通过热等静压工艺制备双合金锭坯，并通过锻造工艺对双合金锭坯进行塑性变形，可以保证双合金锭坯中两种合金的结合处也发生了塑性变形和再结晶，减小偏析，进一步提高了两种合金结合的紧密程度。
(3)在制备热等静压锭坯时，轮缘区域的合金粉末既可以是细粉也可以是粗粉，轮缘在经历后续锻造变形和热处理后，都可以得到粗晶组织，粉末利用率更高，成本更低。
(4)热处理在均匀温度条件下进行，与采用梯度热处理获得双组织盘件的工艺相比，本发明的热处理工艺简单，无需专用的热处理工装，盘件性能控制更稳定。
(5)与单合金的双组织盘相比，本发明通过调整轮毂与轮缘的合金成分，可以更容易地实现盘件性能的调整和优化。
本发明的技术方案涉及了诸多参数，需要综合考虑各个参数之间的协同作用，才能获得本发明的有益效果和显著进步。而且技术方案中各个参数的取值范围都是经过大量试验获得的，针对每一个参数以及各个参数的相互组合，发明人都记录了大量试验数据，限于篇幅，在此不公开具体试验数据。
附图说明
图1为按照本发明双合金涡轮盘的制造方法及由此制得的双合金涡轮盘的一优选实施例中双合金涡轮盘的结构示意图；
图2为图1所示实施例中数值模拟锻件的流线分布图；
图3为图1所示实施例中双合金的热等静压锭坯的结构示意图；
图4为图1所示实施例中双合金涡轮盘的制造工艺流程图；
图5为图1所示实施例中双合金涡轮盘的轮毂区域的组织金相照片；
图6为图1所示实施例中双合金涡轮盘的轮缘区域的组织金相照片。
图中标注说明：1-双合金涡轮盘，2-轮毂区域，3-轮缘区域，4-高温合金一的粉末，5-包套一，6-轮毂区域的热等静压锭坯，7-高温合金二的粉末，8-包套二，9-双合金的热等静压锭坯，10-上模具，11-下模具，12-双合金涡轮盘锻件。
具体实施方式
为了更进一步了解本发明的发明内容，下面将结合具体实施例详细阐述本发明。
实施例一：
如图1-4所示，按照本发明的双合金涡轮盘的制造方法的一优选实施例，其按照先后顺序包括以下步骤：
步骤一：根据需要制造的双合金涡轮盘的形状和尺寸进行盘件锻造过程的数值模拟，计算坯料变形过程中的流动；根据双合金盘件中两种合金的分界位置，通过数值模拟结果确定双合金涡轮盘的轮毂区域和轮缘区域在坯料中对应的形状和尺寸；
步骤二：将高温合金一的粉末装入包套一中进行热等静压；待热等静压结束后，按照步骤一确定的轮毂区域的形状和尺寸进行机械加工，得到轮毂区域的热等静压锭坯；
步骤三：将轮毂区域的热等静压锭坯放置于包套二的中心位置，向包套二内装填高温合金二的粉末进行热等静压；待热等静压结束后，按照步骤一确定的轮毂区域和轮缘区域的整体形状和尺寸进行机械加工，得到双合金的热等静压锭坯；
步骤四：将双合金的热等静压锭坯和锻造模具分别加热至锻造温度并保温一定时间；待加热结束后，在一定时间内将双合金的热等静压锭坯转移至锻造模具上进行等温锻造，使双合金的热等静压锭坯发生塑性变形，得到双合金涡轮盘锻件；
步骤五：将双合金涡轮盘锻件进行固溶处理和时效处理，最终得到轮缘部位和轮毂部位具有双组织结构的双合金涡轮盘。
步骤一中，需要制造的双合金涡轮盘的形状如图1所示，最大直径为620mm，最大高度为220mm。采用直径为280mm、高度为451mm的坯料进行盘件锻造过程数值模拟(使用Deform软件进行有限元分析)，得到如图2所示的盘件流线分布。通过数值模拟结果确定双合金涡轮盘的轮毂区域和轮缘区域在坯料中对应的形状如图3所示，坯料中轮毂区域的形状类似于哑铃形，其上端面的直径为210mm，下端面的直径为232mm，中间部位的最小直径为149mm。
步骤二中，选择FGH95合金粉末作为高温合金一的粉末，该粉末是直径小于65μm的细粉；热等静压的温度为1170℃，压力为140MPa，保压时间为2h。FGH95合金的γ′相完全溶解温度T1为1160℃。
步骤三中，选择FGH96合金粉末作为高温合金二的粉末，该粉末是直径为66-200μm的粗粉；热等静压的温度为1170℃，压力为140MPa，保压时间为2h。FGH96合金的γ′相完全溶解温度T2为1120℃。
步骤四中，将双合金的热等静压锭坯放入加热炉内，以200℃/h的升温速率升温至400℃，保温4h；以200℃/h的升温速率继续升温至650℃，保温3h；以150℃/h的升温速率继续升温至800℃，保温2h；以150℃/h的升温速率继续升温至950℃，保温3h；以100℃/h的升温速率继续升温至加热温度1050℃，保温6h。
将上模具和下模具放入模具炉内，以200℃/h的升温速率升温至250℃，保温6h；以200℃/h的升温速率继续升温至500℃，保温6h；以150℃/h的升温速率继续升温至750℃，保温6h；以150℃/h的升温速率继续升温至950℃，保温6h；以100℃/h的升温速率继续升温至加热温度1050℃，保温6h。
待双合金的热等静压锭坯以及上模具和下模具加热结束后，在180s的时间内将双合金的热等静压锭坯转移至锻造模具上进行等温锻造。等温锻造的温度为1050℃，应变速率为0.001s-1，塑性变形后双合金涡轮盘锻件的平均等效应变达到1.64。
步骤五中，将双合金涡轮盘锻件放入热处理炉中进行固溶处理，以200℃/h的升温速率升温至400℃，保温1.5h；以150℃/h的升温速率继续升温至700℃，保温1.5h；以150℃/h的升温速率继续升温至900℃，保温1.5h；以100℃/h的升温速率继续升温至1050℃，保温1.5h；以80℃/h的升温速率继续升温至固溶处理温度1145℃，保温2h；然后将双合金涡轮盘锻件出炉，进行风冷和油淬。
将冷却后的双合金涡轮盘锻件放入热处理炉中进行一级时效处理，以200℃/h的升温速率升温至400℃，保温1.5h；以150℃/h的升温速率继续升温至550℃，保温1.5h；以100℃/h的升温速率继续升温至600℃，保温1.5h；以80℃/h的升温速率继续升温至时效处理温度870℃，保温1h；空冷至室温。
然后进行二级时效处理，将冷却后的双合金涡轮盘锻件放入热处理炉中，以200℃/h的升温速率升温至400℃，保温1.5h；以150℃/h的升温速率继续升温至550℃，保温1.5h；以80℃/h的升温速率继续升温至650℃，保温24h；空冷至室温。
经过热处理后，最终获得轮缘部位和轮毂部位具有双组织结构的双合金涡轮盘，轮毂区域的组织金相照片如图5所示，晶粒度等级为11.5级，轮缘区域的组织金相照片如图6所示，晶粒度等级为6.5级。轮毂区域和轮缘区域的力学性能测试结果如表1所示。
表1轮毂区域和轮缘区域的力学性能测试结果
Figure BDA0003713087330000111
本实施例通过热等静压制备双合金坯料，锻造过程坯料的整体平均应变达到1.64，发生了剧烈的塑性变形，可消除坯料中的缺陷，得到力学性能优异的双合金涡轮盘锻件。同时由于双合金涡轮盘的轮毂区域采用FGH95合金，γ′相完全溶解温度较高，为1160℃，在后续1145℃固溶处理时，可以保证γ′相不完全溶解，阻碍晶粒长大，形成细晶组织，获得较高的屈服强度和低周疲劳性能；轮缘区域采用FGH96合金，γ′相完全溶解温度较低，为1120℃，在后续1145℃固溶处理时，γ′相完全溶解，使晶粒发生长大，得到粗晶组织，获得较好的蠕变性能和疲劳裂纹扩展抗力。
实施例二：
按照本发明的双合金涡轮盘的制造方法的另一优选实施例，其工艺步骤、使用的设备、合金型号、原理、有益效果等均与实施例一相同，不同的是：
步骤二中，高温合金一的粉末采用直径小于53μm的细粉；热等静压的温度为1100℃，压力为200MPa，保压时间为1h。FGH95合金的γ′相完全溶解温度T1为1160℃。
步骤三中，高温合金二的粉末采用直径为66-125μm的粗粉；热等静压的温度为1100℃，压力为200MPa，保压时间为1h。FGH96合金的γ′相完全溶解温度T2为1120℃。
步骤四中，将双合金的热等静压锭坯放入加热炉内，以210℃/h的升温速率升温至400℃，保温3h；以210℃/h的升温速率继续升温至650℃，保温2h；以140℃/h的升温速率继续升温至800℃，保温3h；以140℃/h的升温速率继续升温至950℃，保温4h；以110℃/h的升温速率继续升温至加热温度1030℃，保温10h。
将上模具和下模具放入模具炉内，以210℃/h的升温速率升温至250℃，保温5h；以210℃/h的升温速率继续升温至500℃，保温5h；以140℃/h的升温速率继续升温至750℃，保温7h；以140℃/h的升温速率继续升温至950℃，保温7h；以110℃/h的升温速率继续升温至加热温度1030℃，保温10h。
待双合金的热等静压锭坯以及上模具和下模具加热结束后，在200s的时间内将双合金的热等静压锭坯转移至锻造模具上进行等温锻造。等温锻造的温度为1030℃，应变速率为0.01s-1，塑性变形后双合金涡轮盘锻件的平均等效应变达到1.64。
步骤五中，将双合金涡轮盘锻件放入热处理炉中进行固溶处理，以210℃/h的升温速率升温至400℃，保温1h；以160℃/h的升温速率继续升温至700℃，保温1h；以160℃/h的升温速率继续升温至900℃，保温1h；以110℃/h的升温速率继续升温至1050℃，保温1h；以85℃/h的升温速率继续升温至固溶处理温度1140℃，保温1h；然后将双合金涡轮盘锻件出炉，进行风冷和油淬。
将冷却后的双合金涡轮盘锻件放入热处理炉中进行一级时效处理，以210℃/h的升温速率升温至400℃，保温1h；以160℃/h的升温速率继续升温至550℃，保温1h；以110℃/h的升温速率继续升温至600℃，保温1h；以85℃/h的升温速率继续升温至时效处理温度800℃，保温20h；空冷至室温。
然后进行二级时效处理，将冷却后的双合金涡轮盘锻件放入热处理炉中，以210℃/h的升温速率升温至400℃，保温1h；以160℃/h的升温速率继续升温至550℃，保温1h；以85℃/h的升温速率继续升温至650℃，保温24h；空冷至室温。
经过热处理后，最终获得轮缘部位和轮毂部位具有双组织结构的双合金涡轮盘，轮毂区域的晶粒度等级为12级，轮缘区域的晶粒度等级为7级。
实施例三：
按照本发明的双合金涡轮盘的制造方法的另一优选实施例，其工艺步骤、使用的设备、合金型号、原理、有益效果等均与实施例一相同，不同的是：
步骤二中，高温合金一的粉末采用直径小于45μm的细粉；热等静压的温度为1200℃，压力为100MPa，保压时间为5h。FGH95合金的γ′相完全溶解温度T1为1160℃。
步骤三中，高温合金二的粉末采用直径为125-200μm的粗粉；热等静压的温度为1200℃，压力为100MPa，保压时间为5h。FGH96合金的γ′相完全溶解温度T2为1120℃。
步骤四中，将双合金的热等静压锭坯放入加热炉内，以190℃/h的升温速率升温至400℃，保温5h；以190℃/h的升温速率继续升温至650℃，保温4h；以160℃/h的升温速率继续升温至800℃，保温1h；以160℃/h的升温速率继续升温至950℃，保温2h；以90℃/h的升温速率继续升温至加热温度1070℃，保温4h。
将上模具和下模具放入模具炉内，以190℃/h的升温速率升温至250℃，保温7h；以190℃/h的升温速率继续升温至500℃，保温7h；以160℃/h的升温速率继续升温至750℃，保温5h；以160℃/h的升温速率继续升温至950℃，保温5h；以90℃/h的升温速率继续升温至加热温度1070℃，保温16h。
待双合金的热等静压锭坯以及上模具和下模具加热结束后，在150s的时间内将双合金的热等静压锭坯转移至锻造模具上进行等温锻造。等温锻造的温度为1070℃，应变速率为0.0001s-1，塑性变形后双合金涡轮盘锻件的平均等效应变达到1.64。
步骤五中，将双合金涡轮盘锻件放入热处理炉中进行固溶处理，以190℃/h的升温速率升温至400℃，保温2h；以140℃/h的升温速率继续升温至700℃，保温2h；以140℃/h的升温速率继续升温至900℃，保温2h；以90℃/h的升温速率继续升温至1050℃，保温2h；以75℃/h的升温速率继续升温至固溶处理温度1150℃，保温5h；然后将双合金涡轮盘锻件出炉，进行风冷和油淬。
将冷却后的双合金涡轮盘锻件放入热处理炉中进行一级时效处理，以190℃/h的升温速率升温至400℃，保温2h；以140℃/h的升温速率继续升温至550℃，保温2h；以90℃/h的升温速率继续升温至600℃，保温2h；以75℃/h的升温速率继续升温至时效处理温度840℃，保温16h；空冷至室温。
然后进行二级时效处理，将冷却后的双合金涡轮盘锻件放入热处理炉中，以190℃/h的升温速率升温至400℃，保温2h；以140℃/h的升温速率继续升温至550℃，保温2h；以75℃/h的升温速率继续升温至650℃，保温24h；空冷至室温。
经过热处理后，最终获得轮缘部位和轮毂部位具有双组织结构的双合金涡轮盘，轮毂区域的晶粒度等级为11级，轮缘区域的晶粒度等级为6级。
实施例四：
按照本发明的双合金涡轮盘的制造方法的另一优选实施例，其工艺步骤、使用的设备、原理等均与实施例一相同，不同的是：
高温合金一的粉末为Alloy10合金，即轮毂区域采用Alloy10合金，其γ′相完全溶解温度T1较高，为1185℃；高温合金二的粉末为RR1000合金，即轮缘区域采用RR1000合金，其γ′相完全溶解温度T2较低，为1145℃。热等静压温度为1110℃，压力为130MPa，保压时间为4h；锻造温度为1090℃；固溶处理温度为1163℃，保温时间为2h，然后进行风冷和油淬；时效处理温度为750℃，时效时间为16h，然后空冷至室温。
固溶处理温度为1163℃，可以保证轮毂区域的γ′相不完全溶解，阻碍晶粒长大，形成细晶组织，获得较高的屈服强度和低周疲劳性能；而轮缘区域的γ′相完全溶解，使晶粒发生长大，形成粗晶组织，获得较好的蠕变性能和疲劳裂纹扩展抗力。
Alloy10合金和RR1000合金均为第三代粉末高温合金，具有更好的高温强度，服役温度可达750℃，采用本实施例的技术方案获得的双性能涡轮盘，通过优化选择轮缘与轮毂部位的合金材料，得到的双合金涡轮盘在相同的试验条件下力学性能更好，从而进一步提高了涡轮盘的使用寿命。
本领域技术人员不难理解，本发明的双合金涡轮盘的制造方法及由此制得的双合金涡轮盘包括上述本发明说明书的发明内容和具体实施方式部分以及附图所示出的各部分的任意组合，限于篇幅并为使说明书简明而没有将这些组合构成的各方案一一描述。凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种双合金涡轮盘的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：
步骤一：根据需要制造的双合金涡轮盘的形状和尺寸进行盘件锻造过程的数值模拟，计算坯料变形过程中的流动；根据双合金盘件中两种合金的分界位置，通过数值模拟结果确定双合金涡轮盘的轮毂区域和轮缘区域在坯料中对应的形状和尺寸；
步骤二：将高温合金一的粉末装入包套一中进行热等静压；待热等静压结束后，按照步骤一确定的轮毂区域的形状和尺寸进行机械加工，得到轮毂区域的热等静压锭坯；
步骤三：将轮毂区域的热等静压锭坯放置于包套二的中心位置，向包套二内装填高温合金二的粉末进行热等静压；待热等静压结束后，按照步骤一确定的轮毂区域和轮缘区域的整体形状和尺寸进行机械加工，得到双合金的热等静压锭坯；
步骤四：将双合金的热等静压锭坯和锻造模具分别加热至锻造温度并保温一定时间；待加热结束后，在一定时间内将双合金的热等静压锭坯转移至锻造模具上进行等温锻造，使双合金的热等静压锭坯发生塑性变形，得到双合金涡轮盘锻件；
步骤五：将双合金涡轮盘锻件进行固溶处理和时效处理，最终得到轮缘部位和轮毂部位具有双组织结构的双合金涡轮盘。
2.如权利要求1所述的双合金涡轮盘的制造方法，其特征在于：步骤二中，所述高温合金一的粉末为细粉，其直径不大于65μm；热等静压的温度为1100-1200℃，压力为100-200MPa，保压时间为1-5h。
3.如权利要求1所述的双合金涡轮盘的制造方法，其特征在于：步骤三中，所述高温合金二的粉末为细粉，其直径不大于65μm，或所述高温合金二的粉末为粗粉，其直径为66-200μm；热等静压的温度为1100-1200℃，压力为100-200MPa，保压时间为1-5h。
4.如权利要求1所述的双合金涡轮盘的制造方法，其特征在于：步骤四中，所述双合金的热等静压锭坯的加热温度为1000-1100℃，保温时间为4-10h；所述锻造模具的上模具和下模具的加热温度均为1000-1100℃，保温时间至少为6h。
5.如权利要求4所述的双合金涡轮盘的制造方法，其特征在于：将双合金的热等静压锭坯转移至锻造模具上的转移时间为30-300s。
6.如权利要求5所述的双合金涡轮盘的制造方法，其特征在于：所述等温锻造的温度为1000-1100℃，应变速率为0.0001-0.01s-1，且塑性变形后双合金涡轮盘锻件的平均等效应变至少为0.5。
7.如权利要求1所述的双合金涡轮盘的制造方法，其特征在于：步骤五中，所述双合金涡轮盘锻件的固溶处理温度为T2+10℃～T2+30℃，固溶处理保温时间为1-5h，其中T2为高温合金二的γ′相完全溶解温度。
8.如权利要求7所述的双合金涡轮盘的制造方法，其特征在于：所述T2的范围为T1－50℃～T1－30℃，其中T1为高温合金一的γ′相完全溶解温度。
9.如权利要求1所述的双合金涡轮盘的制造方法，其特征在于：步骤五中，所述双合金涡轮盘锻件的时效处理温度为650-900℃，时效处理保温时间为1-24h。
10.一种双合金涡轮盘，其特征在于：基于权利要求1-9中任一项所述的双合金涡轮盘的制造方法制造而成。
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