技术领域
[0001] 本
发明涉及一种发动机轮盘的锻造方法，特别是涉及一种发动机双合金轮盘的锻造方法。
背景技术
[0002] 发动机的
压气机盘在服役过程中承受着机械应
力和温差所引起的热
应力的共同作用。盘类件中心部位和盘缘部位的受力和受热状态不同，因而对各部位的性能要求也不同。在盘缘部分，由于和气流的高速流动摩擦，盘缘所受的
温度较高，但是盘缘承受较小的离心应力；因而盘缘部位须具有良好的抗高温
氧化、抗高温蠕变以及抗疲劳裂纹扩展等性能。相比而言，盘的芯部工作的温度相对较低，但却承受着较大的离心应力；因此，盘件的中心部位须具有高的
屈服强度、最大的
抗拉强度和良好的低周疲劳性能。为了适应发动机轮盘大温度梯度和应力梯度的工作环境，目前主要由单合金制成晶粒尺度不同的双组织盘，或用不同合金制成双合金盘使轮缘与
轮辐承受不同的温度负载和不同的应力负载。
[0003] 金属间化合物和常规
钛合金
焊接制成双合金盘是一种途径。例如，文献1“Hongtao Zhang,Peng He,Jicai Feng,Huiqiang Wu.Interfacial microstructure and strength of the dissimilar joint Ti3Al/TC4welded by the electron beam process[J].Materials Science and Engineering A,2006,425:255-259”研究了Ti3Al和TC4钛合金
真空电子束焊接后连接界面的组织以及
焊接件的拉伸性能。文献中指出焊接后
焊缝中主要为
凝固的柱状晶和等轴晶，晶粒的大小
对焊接件的拉伸性能影响较大，最大拉伸强度达到831MPa。可以看出直接焊接的焊接件的焊接组织比较粗大，拉伸性能较低。
发明内容
[0004] 为了克服现有发动机轮盘锻造方法成型的发动机轮盘拉伸强度低的不足，本发明提供一种发动机双合金轮盘的锻造方法。该方法
选定化学成分相容、
弹性模量相容及线膨胀系数相容，承温承载能力符合双合金盘工作环境的两种合金，然后焊接成盘,根据选定两种合金的再结晶起始温度和
可锻性，选择具有高再结晶起始温度材料的再结晶起始温度或常规锻造时
变形大于等于20％不开裂的最低温度作为焊接的异种合金毛坯的终锻温度，将焊接的双合金轮盘在等温锻设备上按照确定的锻造工艺参数进行等温锻造。该方法可使异种合金
熔焊接头凝固组织改变成变形组织，即粗大的柱状晶经变形后改成为细小的等轴晶或条状相与等轴相组成的混合组织，并锻合焊接气孔；使焊接接头的室温以及高温性能提高到等于或大于所选定两种合金中较低合金的强度、塑性。
[0005] 本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：一种发动机双合金轮盘的锻造方法，其特点是采用以下步骤：
[0006] 步骤一、选定化学成分相容、弹性模量相容及线膨胀系数相容，承温承载能力符合双合金盘工作环境的两种合金。
[0007] 步骤二、对选定的两种合金进行焊前
热处理，然后
机械加工成发动机轮盘需要的环形件和盘形件，在真空电子束焊接机上将环形件和盘形件焊接成发动机双合金轮盘。
[0008] 步骤三、对选定的两种合金在应变速率10-2/s、10-3/s或10-4/s条件下，进行不同温度的超塑性拉伸实验，并测定出合金在不同应变速率和温度组合条件下拉伸时所得到的延伸率，确定合金具有超塑性的应变速率和温度范围。
[0009] 步骤四、根据选定的两种合金的再结晶起始温度和可锻性，选择具有高再结晶起始温度合金的再结晶起始温度或常规锻造时变形大于等于20％不开裂的最低温度作为焊接的两种合金毛坯的终锻温度。再根据这两种合金的存在相的转变温度，按具有较低相转变温度的材料的相转变温度，选取低于该温度20～30℃作为焊接的两种合金毛坯的始锻温度。结合步骤三确定的温度范围，综合确定双合金轮盘等温、或近等温锻造的温度和应变速率范围。
[0010] 步骤五、将焊接好的双合金轮盘在等温锻设备上按照确定的锻造工艺参数进行等温、或近等温锻造。
[0011] 本发明的有益效果是：通过选定化学成分相容、弹性模量相容及线膨胀系数相容，承温承载能力符合双合金盘工作环境的两种合金，然后焊接成盘,根据选定两种合金的再结晶起始温度和可锻性，选择具有高再结晶起始温度材料的再结晶起始温度或常规锻造时变形大于等于20％不开裂的最低温度作为焊接的异种合金毛坯的终锻温度，将焊接的双合金轮盘在等温锻设备上按照确定的锻造工艺参数进行等温锻造。该方法可使异种合金熔焊接头凝固组织改变成变形组织，即粗大的柱状晶经变形后改成为细小的等轴晶或条状相与等轴相组成的混合组织，并锻合焊接气孔；使焊接接头的室温以及高温性能提高到等于或大于所选定两种合金中较低合金的强度、塑性。经测试，本发明方法锻造的发动机轮盘焊接接头的拉伸强度与背景技术相比较提高了18％以上。
[0012] 下面结合
附图和具体实施方式对本发明作详细说明。
附图说明
[0013] 图1是本发明方法
实施例Ti-24Al-15Nb-1.5Mo/TC11双合金焊接后接头区柱状晶组织照片；
[0014] 图2是本发明方法实施例Ti-24Al-15Nb-1.5Mo/TC11两种合金焊接后，在960℃以-3 -110 s 等温变形40％后接头区的显微组织照片。
具体实施方式
[0015] 以下实施例参照图1-2。
[0016] 本实施例是发动机Ti-24Al-15Nb-1.5Mo/TC11双合金轮盘的锻造方法，其特点是包括焊接材料选择、焊接成盘、锻前准备工艺、锻造工艺参数的确定、等温(或近等温)锻造以及组织观察和力学性能测试，具体步骤如下：
[0017] 步 骤 1，焊 接 材 料 选 择：Ti-24Al-15Nb-1.5Mo 合 金 和 TC11钛 合 金，Ti-24Al-15Nb-1.5Mo合金作为盘缘材料，TC11钛合金作为盘芯材料。
[0018] 步骤2，焊接成盘：对Ti-24Al-15Nb-1.5Mo合金和TC11合金进行焊前
退火，均匀化组织；然后机械加工，Ti-24Al-15Nb-1.5Mo合金加工成环形，TC11合金加工成盘形。通过真空电子束焊接成盘件。
[0019] 步骤3，锻前准备工艺：α2相平均尺度为6μm的Ti-24Al-15Nb-1.5Mo合金以低-2 -1 -3 -1于10 s 应变速率变形时，在940～1020℃具有超塑性，而以低于10 s 应变速率变形时，在900℃也同样具有超塑性，但最佳的超塑性条件是：T＝980℃， α相平-2 -1
均尺度小于10μm的TC11钛合金，以低于10 s 应变速率变形时，在800～970℃温度范围内均呈现超塑性，最佳的超塑性条件是：T＝950℃，
[0020] 步骤4，锻造工艺参数的确定：Ti-24Al-15Nb-1.5Mo是一种金属间化合物合金，它的常规锻造温度范围为1070～>900℃；TC11合金的常规锻造温度范围是960℃～>800℃，这两种材料交汇的锻造温度范围是960～＞900℃。结合步骤3得到的超塑性试验温度范围，确定Ti-24Al-15Nb-1.5Mo/TC11双合金焊接盘的等温(或近等温)锻造温度范围应选在900～970℃，应变速率应≤10-3s-1。
[0021] 步骤5，等温(或近等温)锻造：将焊接的Ti-24Al-15Nb-1.5Mo/TC11双金盘在等温锻设备上按照步骤4确定的锻造工艺参数(锻造温度为960℃、应变速率为10-3s-1、变形程度为40％)进行等温锻造。
[0022] 步骤6，组织观察和力学性能测试：从图1、图2中可以看到，焊态的Ti-24Al-15Nb-1.5Mo/TC11双合金接头区显微组织为柱状晶；而以10-3s-1应变速率在960℃等温锻造后接头区显微组织中
晶界被
破碎，同时有较多的二次相析出。对锻造后的盘件进行热处理并测试力学性能，其热处理制度为(梯度热处理)：980℃，1h(Ti-24Al-15Nb-1.5Mo侧)/950℃，1h(TC11侧)，AC→815℃，1h(Ti-24Al-15Nb-1.5Mo侧)/<450℃，1h(TC11侧)，AC→700℃，7h(Ti-24Al-15Nb-1.5Mo侧)/530℃，7h(TC11侧)，AC。焊态的Ti-24Al-15Nb-1.5Mo/TC11双合金接头室温拉伸强度与塑性为σb为957.5MPa、σ0.2为760MPa、δ为9.5％、Ψ为18.75％。而按上述工艺参数经过等温锻造和梯度热处理的Ti-24Al-15Nb-1.5Mo/TC11双合金接头室温拉伸强度与塑性为σb为1130MPa、σ0.2为
1080MPa、δ为11.5％、Ψ为33％，强度提高18％，延伸率和断口收缩率都有提高。
