一种航空发动机用高强度β锻钛合金锻件组织控制方法
阅读说明：本技术 一种航空发动机用高强度β锻钛合金锻件组织控制方法 (High-strength beta forging titanium alloy forging structure control method for aircraft engine ) 是由 邓雨亭 李四清 王旭 黄旭 王周田 李晓强 于 2021-07-30 设计创作，主要内容包括：本发明涉及一种航空发动机用高强度β锻钛合金锻件组织控制方法,包括以下步骤：将钛合金棒坯加热到相变点以上20℃～50℃；将棒坯锻造成锻件毛坯,各部位变形量均达到40％以上；将锻件毛坯水冷至室温；对锻件毛坯进行退火热处理；对锻件毛坯进行固溶和时效热处理。本发明在β锻造工艺中采用了锻后水冷的技术路线,通过在固溶和时效热处理前增加一次退火热处理,解决了锻后水冷表面急冷层组织不均匀和拉伸塑性低的问题,显著提升了锻件心部强度和整体强度的均匀性。(The invention relates to a high-strength beta forging titanium alloy forging structure control method for an aircraft engine, which comprises the following steps: heating the titanium alloy bar billet to 20-50 ℃ above the phase transformation point; forging the bar blank into a forging blank, wherein the deformation of each part reaches more than 40%; cooling the forging blank to room temperature by water; annealing heat treatment is carried out on the forging blank; and carrying out solid solution and aging heat treatment on the forging blank. The invention adopts the technical route of water cooling after forging in the beta forging process, solves the problems of uneven structure and low tensile plasticity of a quenching layer on the water-cooled surface after forging by adding one annealing heat treatment before the solid solution and aging heat treatment, and obviously improves the uniformity of the core strength and the overall strength of the forged piece.)
技术领域
本发明属于钛合金组织控制技术领域，具体涉及一种航空发动机用高强度β锻钛合金锻件组织控制方法。
背景技术
β锻造是指将坯料加热到β相变点以上进行的锻造，锻件可获得充分编织的网篮组织，具有良好的断裂韧性和蠕变性能，被广泛用于制造航空发动机风扇和压气机。对于采用β锻工艺的钛合金(国内牌号为TC17和TC19的钛合金)通常富含较多的β稳定元素，其快速冷却可获得亚稳定的β相，低温时效处理使亚稳相转变为次生α相，可通过调整热处理制度调整锻件组织和强度等性能。但随着航空发动机对高推重比的要求，锻件尺寸不断增大且形状更为复杂，合金淬透性的限制导致锻件如果采用锻后风冷或空冷，得到的锻件心部强度不能满足设计要求且强度性能分散性大，后续热处理对锻件组织性能调控的窗口非常窄。
锻后冷却速度决定了α片层的宽度和晶界α相的厚度，这2个参数随着冷却速度的提高而降低，因此锻后水冷可以通过得到细小的片层α相显著提升锻件心部强度。但锻后水冷易使锻件表面形成急冷层，锻态低倍组织不均匀，锻态显微组织为原始β晶界上析出了断续的晶界α相和极少部分晶界附近的α片层，经固溶和时效热处理后的显微组织为晶粒内部析出了短而细的α片层，α片层编织状态差且长宽低于10:1，为不合格组织，严重降低锻件拉伸塑性。
中国专利“一种TC4钛合金盘锻件的β锻及热处理方法(CN109482796B)”，公开了一种采用400KJ对机锤模锻，加热在相变点上30～40℃进行β相区锻造，变形量达到40％，锻后先空冷5～6分钟，然后水冷，得到细小均匀的锻态网篮组织，锻后热处理采用相变点以下30～40℃固溶，水冷然后进行620～630℃时效的热处理，得到细小稳定的网篮组织，性能具备高强度并兼顾一定塑性。该专利仅针对TC4钛合金β锻锻件，采用锻后先空冷后水冷的工艺，得到细小均匀的锻态网篮组织，多种因素影响第一阶段空冷所需时间，5～6分钟难以推广至其他尺寸或其他类型的钛合金锻件，若时间太长则达不到提升强度的效果，若时间太短，多数富含β稳定元素较多的钛合金则不能析出尺寸符合要求的α片层，依旧形成急冷层组织显著降低塑性。
发明内容
鉴于现有技术的上述情况，本发明的目的是提供一种航空发动机用高强度β锻钛合金锻件组织控制方法，解决了锻后水冷表面急冷层组织不均匀和拉伸塑性低的问题，显著提升了锻件心部强度和整体强度的均匀性，实现对锻后水冷锻件表面急冷层组织和性能的调控。
本发明的上述目的是利用以下技术方案实现的：
一种航空发动机用高强度β锻钛合金锻件组织控制方法，包括以下步骤：
将钛合金棒坯加热到相变点以上20℃～50℃；
将棒坯锻造成锻件毛坯，各部位变形量均达到40％以上；
将锻件毛坯水冷至室温；
对锻件毛坯进行退火热处理；
对锻件毛坯进行固溶和时效热处理。
进一步地，所述对锻件毛坯进行退火热处理的热处理制度为：T～(T+100)℃保温H～(H+3)小时，空冷至室温，其中所述T为钛合金α片层最佳转变温度(即，“鼻尖”温度点)，所述H为α片层最佳转变温度下的转变终了时间，单位小时。由TTT曲线可知退火处理可得到粗大魏氏体α片层，选择此退火温度和保温时间可高效率预析出锻件表面急冷层的α片层，且不显著粗化锻件心部α片层厚度。
其中所述最佳转变温度和转变终了时间是通过查询或绘制所用钛合金的等温转变(TTT)曲线得到的。
其中将棒坯锻造成锻件毛坯时应变速率控制在0.001s-1～0.05s-1。所述将锻件毛坯水冷至室温是将锻件毛坯快速转移到具有循环水功能的水槽中进行的。
本发明的方法通过将锻后水冷+退火热处理+固溶和时效热处理的技术路线应用到β锻工艺中，充分利用锻后水冷提升锻件整体强度的优势，在固溶和时效热处理前增加一次退火热处理，选取α片层最佳转变温度和此温度下的转变终了时间制定退火热处理制度，使锻件表面在固溶和时效热处理预析出片层α相且不显著粗化锻件心部α片层厚度。显著改善锻件表面急冷层组织，锻件表面到心部的α片层均良好编织且长宽比低于10:1。针对大尺寸锻件(截面尺寸大于等于150mm)可显著提升其心部强度，使满足设计要求，针对中小尺寸锻件(截面尺寸小于150mm)可扩大固溶和时效热处理的工艺窗口，得到强度高且综合性能优异的锻件。
附图说明
图1是β锻TC17钛合金锻件低倍组织。
图2是β锻TC17钛合金锻件锻态急冷层组织。
图3是β锻TC17钛合金锻件固溶和时效热处理后表面组织。
图4是TC17钛合金的TTT曲线。
图5是β锻TC17钛合金锻件退火+固溶和时效热处理后表面组织。
图6是β锻TC19钛合金锻件低倍组织。
图7是β锻TC19钛合金锻件固溶和时效热处理后表面显微组织。
图8是TC19钛合金的TTT曲线。
图9是β锻TC19钛合金锻件退火+固溶和时效热处理后表面显微组织。
具体实施方式
为了更清楚地理解本发明的目的、技术方案及优点，以下结合附图及实施例，对本发明进行进一步详细说明。
实施本发明所述的一种航空发动机用高强度β锻钛合金锻件组织控制方法需要提供钛合金棒坯、坯料加热炉、液压机、机械手、水槽、热处理炉等设备。具体工艺步骤如下：1、将钛合金棒坯加热到相变点以上20～50℃；2、将棒坯锻造成锻件毛坯，各部位变形量均达到40％以上，应变速率控制在0.001s-1～0.05s-1；3、将锻件毛坯水冷至室温；4、对锻件毛坯进行退火热处理；5、对锻件毛坯进行固溶和时效热处理。
实施例1
棒坯原材料为中国材料牌号TC17的钛合金。
步骤1：采用HB 6623.2测得所用Φ500mm TC17钛合金棒坯相变点温度为900℃。
步骤2：将钛合金棒坯加热到相变点以上30℃。
步骤3：将步骤2中的棒坯锻造成锻件毛坯，各部位变形量均达到40％以上，应变速率控制为0.01s-1。
步骤4：将步骤3中的锻件毛坯快速转移至具有循环水功能的水槽中，冷却至室温，得到的锻件毛坯低倍组织如图1所示，锻件表面急冷层存在一条约15mm厚的亮带，低倍组织不均匀。锻态显微组织如图2所示，仅在原始β晶界上析出断续的晶界α相和少部分晶界附近的α片层，晶粒内部均为过冷的亚稳β相，仅进行了固溶和时效热处理后的显微组织如图3所示，晶粒内部析出了短而细的α片层，α片层编织状态差且长宽低于10:1，为不合格组织，锻件表面的室温抗拉强度高至1220MPa，但延伸率仅为4.6％。
步骤5：查询TC17钛合金的TTT(等温转变)曲线，如图4所示，得到α片层最佳转变温度约为600℃和该温度下的转变终了时间约为0.3小时。
步骤6：对步骤4中的锻件毛坯进行退火热处理，热处理制度为：650℃保温2小时，空冷至室温。
步骤7：对步骤6中的锻件毛坯固溶和时效热处理。常用热处理制度为780～830℃保温3～6小时，水冷至室温和590～650℃保温8小时，空冷至室温。本例中热处理制度为：805℃保温4小时，水冷至室温和620℃保温8小时，空冷至室温。
采取上述办法调控TC17钛合金的锻件尺寸约为Φ1020mm×327mm，截面尺寸约为170mm，锻件毛坯重量约为570Kg。在固溶和时效热处理前增加一次退火热处理，得到的显微组织如图5所示，退火热处理可以预析出片层α相，相比于直接进行高温固溶处理，α片层编织良好且长宽达到10:1，且退火处理可以消除锻后水冷产生的内应力。最终锻件整体的室温拉伸性能得到显著的改善：未增加退火处理前表面的室温抗拉强度高至1220MPa，但延伸率仅为4.6％，远低于锻件心部的12.2％，心部强度可达1165MPa；增加退火热处理后表面的室温抗拉强度降低至1180MPa，延伸率提升至10.4％，与锻件心部延伸率14.1％相当，心部强度无明显下降，可达1150MPa，达到设计要求(抗拉强度≥1120MPa和延伸率≥6.5％)并存在较大富余量。
实施例2
棒坯原材料为中国材料牌号TC19的钛合金。
步骤1：采用HB 6623.2测得所用Φ180mm TC19钛合金棒坯相变点温度为965℃；
步骤2：将钛合金棒坯加热到相变点以上20℃。
步骤3：将步骤2中的棒坯锻造成锻件毛坯，各部位变形量均达到40％以上，应变速率控制为0.04s-1。
步骤4：将步骤3中的锻件毛坯快速转移至具有循环水功能的水槽中，冷却至室温，得到的锻件毛坯低倍组织如图6所示，锻件表面急冷层的低倍组织不均匀。仅进行了固溶和时效热处理后的显微组织如图7所示，编织的片层α相短而细，为不合格组织，锻件表面室温抗拉强度高至1280MPa，但延伸率仅为4.1％。
步骤5：查询TC19钛合金的TTT曲线，如图8所示，得到α片层最佳转变温度约为700℃和该温度下的转变终了时间约为0.2小时。
步骤6：对步骤4中的锻件毛坯进行退火热处理，热处理制度为：750℃保温1.5小时，空冷至室温。
步骤7：对步骤6中的锻件毛坯固溶和时效热处理。常用热处理制度为915～965℃保温1～4小时，风冷至室温和535～680℃保温8小时，空冷至室温。本例中热处理制度为：935℃保温2小时，风冷至室温和595℃保温8小时，空冷至室温。
采取上述办法调控的TC19钛合金锻件尺寸约为Φ460mm×80mm，最大截面尺寸约为80mm，锻件毛坯重量约40Kg。得到的显微组织如图9所示，退火热处理可以预析出片层α相，显著提升锻件整体强度的前提下，良好地控制了锻件表面片层α相的形貌，并且利用退火处理可以消除锻后水冷产生的内应力。最终锻件的室温拉伸性得到了显著的改善：未增加退火处理前锻件表面室温抗拉强度高至1280MPa，但延伸率仅为4.1％，心部强度可达1240MPa，延伸率可达8.6％；增加退火热处理后表面的室温抗拉强度降低至1230MPa，延伸率提升至8.9％，心部强度小幅度下降，可达1200MPa。远高于设计要求(抗拉强度≥1089MPa和延伸率≥4％)，显著扩大了固溶和时效热处理的工艺窗口，实际生产可依据性能要求调整热处理制度。
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