CN115288803A

CN115288803A - 一种Ti175合金转子叶片及其制备方法

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Publication number: CN115288803A
Application number: CN202210825653.8A
Authority: CN
Inventors: 赵子博; 王清江; 刘巧沐; 朱绍祥; 刘建荣; 张博华; 杨久旭; 陈志勇; 孙昊; 李文渊
Original assignee: Institute of Metal Research of CAS
Current assignee: Institute of Metal Research of CAS
Priority date: 2022-07-14
Filing date: 2022-07-14
Publication date: 2022-11-04

Abstract

本发明属于钛合金热加工技术领域，具体提供一种Ti175合金转子叶片及其制备方法，所述转子叶片的锻态组织为等轴组织，其中α相具有<10‑10>平行于叶片轴向的强丝织构。叶片经两相区热处理后次生α相则具有<0001>平行于叶片轴向的强丝织构。具有上述织构特征的组织可以有效地兼顾合金的强度和塑形，使合金的强度和塑性均高于一般锻件。

Description

一种Ti175合金转子叶片及其制备方法

技术领域

发明属于钛及钛合金加工领域，具体涉及到一种转子叶片用Ti175合金转子叶片的制备工艺。

背景技术

Ti175是一种可在500～600℃使用，综合性能优良的α+β型热强性两相钛合金。该合金的塑性较好，可加工成棒材、锻件、环件等形式的产品，目前主要应用于航空、航天领域，制造盘锻件，叶片、机匣等关键受力构件。

发动机叶片受振动负荷较大、工况恶劣，对材料的高周疲劳要求较高。近期研究发现，合金的织构是叶片疲劳性能的关键因素，得到一种兼顾合金强度和塑形的强织构可以显著提高叶片高周疲劳强度。

发明内容

本发明的目的在于提供一种Ti175合金转子叶片及其制备方法，结合Ti175合金织构演化规律及其对力学性能的影响机制，设计出一种初生α相具有<10-10>平行于叶片轴向的强丝织构，而次生α相具有<0001>平行于叶片轴向的强丝织构的双态组织。具有上述织构特征的双态组织可以有效地兼顾合金的强度和塑形，使合金的强度和塑性均高于一般锻件。

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Ti175合金转子叶片，其特征在于：

(1)所述叶片锻态组织为等轴组织，其中α相具有<10-10>平行于叶片轴向的强丝织构。

(2)所述叶片经两相区热处理后次生α相具有<0001>平行于叶片轴向的强丝织构。这种织构组合可以通过调整热处理温度实现不同织构类型和密度的组织。

一种Ti175合金转子叶片的制备方法，其特征在于，叶片的制备包括如下步骤：

1)铸锭的开坯锻造：将合金铸锭加热至1150～1200℃，保温10～24h后出炉锻造，锻比不小于4；然后将铸锭加热至T_β相变点以上10℃～30℃，进行2～3火次的镦、拔变形，总锻比不小于8，得到β相区开坯后的坯料；

2)锻坯制备：将步骤1)中所得坯料在T_β相变点以下70℃～40℃进行3～4火次的镦拔变形，然后锻坯在T_β相变点以下70℃～40℃拔长、滚圆至目标尺寸，且总锻比不小于10；

3)棒材成形：将步骤2)中所得锻坯加热至T_β相变点以下50℃～40℃，在精锻机上通过2-4火次成形，要求至少有2火次的单次变形量不低于30％；

4)叶片成形：将步骤3)制备所得棒材加热至T_β相变点以下50℃～40℃，在锤锻机上1～2火次采用锤锻成形。

本发明所述Ti175合金的成分按质量百分比计为，Al：6.2％～7.50％，Zr：3.0％～4.0％，Sn：1.50％～3.0％，Mo：3.50％～4.5％，Si：0.15％～0.35％，W：0.9％～2.0％，余量为Ti和不可避免的杂质元素。

作为优选的技术方案，所述Ti175合金中，元素W和Mo的含量满足：W≥Mo/4且2.8％≤(Mo/2+W)≤3.2％；合金元素Zr和Si的含量满足反向关系，且满足：-(Zr/20)+0.35％≤Si≤-(Zr/20)+0.4％。

优选地，棒材成形阶段锻坯加热至T_β相变点以下50℃～40℃，在精锻机上通过2-4火次成形，要求至少有2火次的单次变形量不低于45％；

所述叶片的热处理制度为：950～960℃下保温1～3h后空冷+530～570℃保温6～10h后空冷。

所述叶片热处理后的室温强度在1180Mpa以上、屈服强度在1010Mpa以上、延伸率在20％以上、断面收缩率在50％以上，室温高周疲劳极限高于630Mpa，棒材室温旋转弯曲疲劳极限不低于670Mpa。

本发明所述制备方法实施简单，利于工业化生产。

附图说明

图1为本发明实施例1中制备叶片热处理前后的α相反极图。

图2为本发明实施例2中制备叶片热处理前后的α相反极图。

图3为本发明实施例3中制备叶片热处理前后的α相反极图。

图4为本发明实施例4中制备叶片热处理前后的α相反极图。

图5为本发明实施例1～4中制备叶片热处理后的金相组织，其中：(a)为实施例1金相组织，(b)为实施例2金相组织，(c)为实施例3金相组织，(d)为实施例4金相组织。

具体实施方式

实施例1：

采用直径为Ф710mm的Ti175合金铸锭，重量为2850kg，化学成分为Al：6.8％，Zr：3.5％，Sn：2.4％，Mo：3.9％，Si：0.22％，W：1.2％，余量为Ti和不可避免的杂质元素，该铸锭的T_β相变点为970℃。Ti175合金转子叶片的制备工艺如下：

1)铸锭的开坯锻造：将直径为Ф710mm的Ti175合金铸锭加热至1150℃，保温后24h后出炉进行一镦一拔锻造，镦粗变形量为60％，拔长后高径比为2.2，该火次锻比4.5。空冷后进行修磨处理；将坯料在1000℃下保温3h后出炉进行一镦一拔锻造，镦粗变形量为50％，拔长后高径比为2，该火次锻比3.8，空冷后进行修磨处理；将坯料在990℃下保温3h后出炉进行一镦一拔锻造，镦粗变形量为50％，拔长至直径为Ф350mm棒材，该火次锻比4.5，锯切后进行修磨处理。

2)锻坯制备：将步骤1)中所得规格为Ф350×700mm坯料在930℃温度下保温2h后进行一镦一拔锻造，镦粗变形量为50％，拔长后高径比为2，空冷后进行修磨处理；将坯料在920℃下保温3h后出炉进行一镦一拔锻造，镦粗变形量为40％，拔长至Ф290mm，锯切两均分后进行修磨处理；将坯料在910℃下保温2h后出炉进行拔长锻造，拔长至直径为Ф190mm棒材，锯切两均分后进行修磨处理；将坯料在910℃下保温2h后出炉进行拔长锻造，拔长至直径为Ф120mm棒材，锻坯总锻比为13。

3)棒材成形：将步骤2)中的直径为Ф120mm棒材锯切修磨后，在930℃下保温70min，锻造成Ф80mm棒材，拔长变形量为55％；锯切修磨后，在920℃下保温40min，锻造成Ф55mm棒材，拔长变形量为53％。

4)叶片成形：将步骤3)制备的棒材锯切一段Ф55×220mm，在930℃下保温30min，利用压机锻造成规格为40×50×220mm方坯，空冷后进行修磨处理：在925℃下保温30min，利用压机进行叶片模锻成形。

将实施例1制备的Ti175合金转子叶片经960℃保温2h后空冷+570℃保温8h后空冷热处理后，室温性能数据如表1所示：

表1实施例1中Ti175合金转子叶片的室温性能

实施例2：

实施例2与实施例1的差异在于棒材成形阶段不同，实施例2的棒材成形如下：

将步骤2)中的直径为Ф120mm棒材锯切修磨后，在930℃下保温70min，锻造成Ф95mm棒材，拔长变形量为37％；锯切修磨后，在925℃下保温50min，锻造成Ф70mm棒材，拔长变形量为45％；锯切修磨后，在925℃下保温40min，锻造成Ф55mm棒材，拔长变形量为39％。

实施例2采用三火次成形，单火次成形量均小于实施例1，这导致叶片的织构较弱(对比图1和图2)，且疲劳极限略低于实施例1。

表2实施例2中Ti175合金转子叶片的室温性能

实施例3

实施例3为实施例1的对比例，与实施例1的区别在于棒材成形步骤，实施例3采用了多火次小变形的方式，没有满足至少有2火次的单次变形量不低于30％的要求，其他工艺均与实施例1相同。具体步骤如下：

棒材成形：将步骤2)中的直径为Ф120mm棒材锯切修磨后，在930℃下保温70min，锻造成Ф105mm棒材，拔长变形量为23％；在930℃下保温60min，锻造成Ф95mm棒材，拔长变形量为19％；锯切修磨后，在925℃下保温50min，锻造成Ф82mm棒材，拔长变形量为29％；锯切修磨后，在925℃下保温45min，锻造成Ф70mm棒材，拔长变形量为27％；锯切修磨后，在925℃下保温40min，锻造成Ф55mm棒材，拔长变形量为39％。

由附图5可见，该工艺得到的组织与实施例1未见明显差异，但实施例3的组织没有形成典型的强丝织构。由表3可见合金的强塑性与实施例1相比均无优势，疲劳强度也明显低于实施例1。

表3实施例3中Ti175合金转子叶片的室温性能

实施例4：

采用直径为Ф680mm的合金铸锭，重量为2615kg，化学成分为Al：7.3％，Zr：4.2％，Sn：1.9％，Mo：4.0％，Si：0.33％，W：0.77％，余量为Ti和不可避免的杂质元素，该铸锭的T_β相变点为990℃。该合金转子叶片的制备工艺如下：

1)铸锭的开坯锻造：将直径为Ф680mm的合金铸锭加热至1200℃，保温10h后出炉进行一镦一拔锻造，镦粗变形量为50％，拔长后高径比为2.3，空冷后进行修磨处理；将坯料在1020℃下保温3h后出炉进行一镦一拔锻造，镦粗变形量为45％，先拔长至550mm的方坯，回炉在1010℃下保温2h，继续进行拔长至八方380mm，回炉在1005℃下保温1h，继续进行拔长至八方340mm，回炉在1000℃下保温1h，继续进行拔长至Ф300mm棒，锯切后进行修磨处理。

2)锻坯制备：将步骤1)中所得规格为Ф300×660mm坯料在945℃温度下保温3h后进行一镦一拔锻造，镦粗变形量为55％，拔长后高径比为2.2，空冷后进行修磨处理；将坯料在940℃下保温3h后出炉进行一镦一拔锻造，镦粗变形量为50％，拔长后高径比为2.5，空冷后进行修磨处理；将坯料在935℃下保温3h后出炉进行一镦一拔锻造，镦粗变形量为30％，拔长至Ф200mm，锯切两均分后进行修磨处理；将坯料在930℃下保温2h后出炉进行拔长锻造，拔长至直径为Ф150mm棒材，锯切两均分后进行修磨处理；将坯料在920℃下保温2h后出炉进行拔长锻造，拔长至直径为Ф120mm棒材，锻坯总锻比为14.4。

3)棒材成形：将步骤2)中的直径为Ф120mm棒材锯切修磨后，在950℃下保温60min，锻造成Ф100mm棒材，拔长变形量为31％；；锯切修磨后，在940℃下保温50min，锻造成Ф80mm棒材，拔长变形量为36％；锯切修磨后，在940℃下保温40min，锻造成Ф65mm棒材，拔长变形量为32％。

4)叶片成形：将步骤3)制备的棒材锯切一段Ф65×200mm，在940℃下保温40min，利用压机先锻造成规格为55×60×200mm方坯，再进行叶片模锻成形。

将实施例4制备的转子叶片经960℃保温2h后空冷+560℃保温6h后空冷热处理后，室温性能数据如表4所示：

表4实施例4中合金转子叶片的室温性能

本发明未尽事宜为公知技术。

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

1.一种Ti175合金转子叶片，其特征在于：所述叶片锻态组织为等轴组织，其中α相具有<10-10>平行于叶片轴向的强丝织构。

2.按照权利要求1所述Ti175合金转子叶片，其特征在于：所述叶片经两相区热处理后次生α相具有<0001>平行于叶片轴向的强丝织构。

3.一种权利要求1所述Ti175合金转子叶片的制备方法，其特征在于，叶片的制备包括如下步骤：

3)棒材成形：将步骤2)中所得锻坯加热至T_β相变点以下50℃～40℃，在精锻机上通过2～4火次成形，要求至少有2火次的单次变形量不低于30％；

4.按照权利要求3所述Ti175合金转子叶片的制备方法，其特征在于，所述Ti175合金成分质量百分比为：Al：6.2％～7.50％，Zr：3.0％～4.0％，Sn：1.50％～3.0％，Mo：3.50％～4.5％，Si：0.15％～0.35％，W：0.9％～2.0％，余量为Ti和不可避免的杂质元素。

5.按照权利要求4所述Ti175合金转子叶片的制备方法，其特征在于，所述Ti175合金中，元素W和Mo的含量满足：W≥Mo/4且2.8％≤Mo/2+W≤3.2％；合金元素Zr和Si的含量满足反向关系，且满足：-(Zr/20)+0.35％≤Si≤-(Zr/20)+0.4％。

6.按照权利要求3所述Ti175合金转子叶片的制备方法，其特征在于：步骤3)棒材成形阶段要求至少有2火次的单次变形量不低于45％。

7.按照权利要求3所述Ti175合金转子叶片的制备方法，其特征在于，所述叶片的热处理制度为：950～960℃下保温1～3h后空冷+530～570℃保温6～10h后空冷。

8.按照权利要求7所述Ti175合金转子叶片的制备方法，其特征在于：所述叶片热处理后的室温强度在1180Mpa以上、屈服强度在1010Mpa以上、延伸率在20％以上、断面收缩率在50％以上，室温高周疲劳极限高于630Mpa，棒材室温旋转弯曲疲劳极限不低于670Mpa。