一种提高厚截面或变截面TC25G合金锻件性能稳定性的热处理工艺

摘要

本发明公开了一种提高厚截面或变截面TC25G合金锻件性能稳定性的热处理工艺，其特征在于是将TC25G合金锻件加热至β转变温度以下25～35℃保温1～3h后出炉油冷，随后将锻件加热至870～890℃热透后保温8～16h，出炉空冷，最后将锻件加热至530～570℃热透后保温6～10h后出炉空冷。当锻件最大厚度不超过180mm时，任意位置室温拉伸强度的最大值与最小值差异不超过80MPa；当锻件最大厚度不超过90mm时，任意位置室温拉伸强度的最大值与最小值差异不超过50MPa。

说明书

技术领域

本发明属于钛合金技术领域，具体涉及到一种提高厚截面或变截面TC25G合金锻件性能稳定性的热处理工艺。

背景技术

钛合金具有密度低，强度高耐腐蚀等特点，被广泛应用到航空、航天、航海和化工等领域。大尺寸钛合金结构件要求材料具有良好的组织和力学性能的均匀性，因此对材料的选择及材料的加工工艺的要求较高。

TC25G合金是在俄罗斯BT25合金的基础上增加了Mo和Zr元素研制成的一种α+β态合金，该合金具有耐高温、高强度和高韧性的特点，长期服役温度可达550℃，主要应用于航空发动机的高压压气机整体叶盘。但是由于淬透性的问题，当TC25G合金锻件为厚截面锻件或变截面锻件时，，淬火过程中由于表面冷速和中心冷速不同，导致锻件表面和中心存在组织差异，从而引起锻件不同位置的性能。因此需要设计一种新的热处理制度，以保证锻件在不同位置的力学性能的均衡，提高锻件的可靠性及寿命。

发明内容

本发明为了解决厚截面或变截面TC25G合金大规格锻件不同部位的性能差异加大，锻件中心位置强度偏低等问题，结合TC25G合金成分特点、相变和板条α相晶粒长大规律设计，提供了一种提高厚截面或变截面TC25G合金锻件性能稳定性的热处理工艺，具体技术方案如下：

一种提高厚截面或变截面TC25G锻件性能稳定性的热处理工艺，包括如下步骤：

步骤1)TC25G合金锻件在β转变温度以下15～25℃进行固溶处理，出炉后油冷；

步骤2)然后将锻件在870～910℃热透后保温2～5小时候空冷；

步骤3)最后锻件在530～630℃热透后保温6～8小时后空冷。

所述一种提高厚截面或变截面TC25G锻件性能稳定性的热处理工艺，其特征在于：所述TC25G合金的锻件为两相区热加工锻件，且锻件最大厚度不超过180mm。

所述一种提高厚截面或变截面TC25G合金锻件性能稳定性的热处理工艺，其优选方案为所述TC25G合金锻件为两相区热加工锻件，且当锻件最大厚度不超过180mm时，锻件任意位置室温拉伸强度的最大值与最小值差异不超过80MPa；当锻件最大厚度不超过90mm时，锻件任意位置室温拉伸强度的最大值与最小值差异不超过50MPa。

所述一种提高厚截面或变截面TC25G合金锻件性能稳定性的热处理工艺，其优选方案为所述TC25G合金锻件的成分为：Al：6.0～7.0；Mo：3.5～4.5；Zr：3.0～4.5；Sn：1.0～2.5；W：0.4～1.5；Si：0.1～0.3，其余为Ti和不可避免的杂质元素。

本发明的有益效果：

本发明有助于减小大尺寸厚截面或变截面TC25G钛合金锻件的不同位置的组织差异，当锻件厚度不超过180mm时锻件任意位置的室温拉伸强度差异不超过80MPa，同传统热处理工艺下的锻件相比，锻件性能稳定性和一致性得到显著的提升；当锻件最大厚度不超过90mm时，锻件任意位置室温拉伸强度的最大值与最小值差异不超过50MPa。下面结合附图和实施例对本发明作进一步详细说明。

附图说明

图1为本发明实施例1锻件截面示意图；

图2为本发明实施例1锻件热处理后表面显微组织照片；

图3为本发明实施例1锻件热处理后中心显微组织照片；

图4为本发明实施例2锻件截面示意图；

图5为本发明实施例2锻件热处理后表面显微组织照片；

图6为本发明实施例2锻件热处理后中心显微组织照片；

图7为本发明实施例3锻件截面示意图；

图8为本发明实施例2锻件热处理后轮毂中心显微组织照片；

图9为本发明实施例2锻件热处理后辐板中心显微组织照片；

图10为本发明实施例2锻件热处理后轮缘中心显微组织照片。

具体实施方式

实施例1：

本实施例所用材料是规格为直径900mm，厚度为180mm的TC25G合金盘锻件，其成分为Ti-6.37Al-1.80Zr-4.12Mo-0.24Si-0.78W，其余为Ti和不可避免的杂质元素，金相法检测其合金相变点为985℃；

1)首先将TC25G合金锻件加热至965℃保温2h后出炉油冷；

2)将步骤1)所得锻件在890℃条件0下保温4h，随后出炉空冷；

3)最后将步骤2)所得锻件在540℃条件下保温6h，随后出炉空冷。

锻件热处理后的组织分析结果显示，锻件的显微组织为双态组织，初生α含量约为20％，其余为β转变组织。锻件表面和中心的显微组织没有明显差异。对锻件进行室温拉伸性能测试，并将测试结果同传统热处理工艺下的锻件进行对比，结果如表1所示，强度最高值在锻件表面，为1148MPa，强度最低值在锻件中心，为1098MPa，最高值和最低值相差50MPa。而传统热处理工艺下的锻件室温拉伸强度差值超过100MPa，因此可以看出新热处理工艺可以显著减小锻件不同位置的室温拉伸强度差异，提升组织和性能的一致性。

表1实施例1锻件室温拉伸性能

实施例2：

本实施例所用材料为直径850mm，厚90mm盘锻件，合金成分为Ti-6.39Al-1.80Zr-3.98Mo-0.19Si-0.81W，其余为不可避免的杂质元素，金相法检测其合金相变点为983℃；

1)首先将TC25G合金锻件加热至960℃保温2h后出炉油冷；

2)将步骤1)所得锻件在890℃条件下保温4h，随后出炉空冷；

3)最后将步骤2)所得锻件在540℃条件下保温6h，随后出炉空冷。

锻件热处理后的组织为典型的双态组织，初生α含量约为20％，其余为β转变组织。锻件表面和中心组织相近，没有明显差异。室温拉伸性能测试结果(表2)显示，锻件强度最高值为1151MPa，最低值为1118MPa，相差33MPa，而对比锻件经传统工艺热处理后室温拉伸性能差异为100MPa，由此可见新热处理工艺可以显著提高锻件整体性能稳定性。

表2实施例2锻件室温拉伸性能

实施例3：

本实施例所用材料为其不同位置厚度不同的，直径为950mm的TC25G合金盘锻件；其不同位置的厚度如下：轮毂为70mm、辐板为40mm、轮缘为110mm；TC25G合金盘锻件的成分为Ti-6.42Al-1.83Zr-4.06Mo-0.21Si-0.79W，其余为Ti和不可避免的杂质元素，金相法检测其合金相变点为988℃；

1)首先将TC25G合金锻件加热至968℃保温2h后出炉油冷；

2)将步骤1)所得锻件在895℃条件下保温4h，随后出炉空冷；

3)最后将步骤2)所得锻件在540℃条件下保温6h，随后出炉空冷。

锻件热处理后的组织为双态组织，初生α含量约为20％，其余为β转变组织。锻件轮毂、辐板和轮缘的组织相近，组织一致性较高。室温拉伸性能测试结果(表3)显示，锻件强度最高值为1151MPa，最低值为1102MPa，相差43MPa，而传统工艺下的锻件性能差异为87MPa，由此可见实施例锻件整体的性能一致性远高于传统热处理工艺下的锻件。

表3实施例3锻件室温拉伸性能

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。