本發(fā)明屬于鈦合金熱加工，具體涉及一種大型航空發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇整體葉盤用大規(guī)格tc4鈦合金棒材及其制備方法。

背景技術(shù)：

1、鈦合金具備比強(qiáng)度高、耐高/低溫性優(yōu)良等特性，是航空發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇、壓氣機(jī)輪盤和葉片等重要構(gòu)件的首選材料。航空發(fā)動(dòng)機(jī)整體葉盤的加工多采用線性摩擦焊技術(shù)，但該技術(shù)易在焊接處產(chǎn)生缺陷，尤其在焊縫邊緣和拐角處常見未熔合現(xiàn)象，這可能導(dǎo)致接頭斷裂，進(jìn)而引發(fā)飛行事故。為改善焊接質(zhì)量，采用等溫鐓拔工藝可實(shí)現(xiàn)材料微觀組織的均勻和可控變化，從而獲得更致密、均勻且性能穩(wěn)定的整體葉盤。

2、隨著航空事業(yè)的快速發(fā)展，飛機(jī)規(guī)格逐漸增大，隨之而來的是對(duì)發(fā)動(dòng)機(jī)尺寸和加工坯料在尺寸、組織均勻性等方面的更高要求。與鋼鐵等材料相比，鈦合金熱導(dǎo)率低、溫度敏感性差，導(dǎo)致其熱加工窗口窄。這使得大規(guī)格tc4鈦合金棒材的加工變得更加困難，尤其在尺寸增大時(shí)，棒材的變形效果及內(nèi)部溫度分布的均勻性難以保證，直接影響其組織轉(zhuǎn)變和力學(xué)性能。

3、中國專利公開號(hào)cn116765121a公開了“一種tc4棒材的制備方法及其應(yīng)用和生產(chǎn)系統(tǒng)”，所述制備方法包括依次進(jìn)行的加熱、粗軋、中軋和精軋，在粗軋進(jìn)行之前進(jìn)行一次補(bǔ)溫，由此彌補(bǔ)了粗軋過程中的溫度差異，在精軋和終軋之間進(jìn)行二次補(bǔ)溫，彌補(bǔ)了粗軋和精軋過程中導(dǎo)致的溫度差異。由此提升了所得tc4棒材的組織、外觀均勻性。

4、中國專利公開號(hào)cn116673422a公開了“tc4鈦合金大規(guī)格鍛棒材的鐓拔方法”，通過每火次鐓粗拔長(zhǎng)2~3次，每一火次中先鐓粗預(yù)定的量接著拔長(zhǎng)至預(yù)定的高徑比且鐓粗和拔長(zhǎng)的變形量不同，提供了變形量梯度分配和跨火次拔長(zhǎng)有效結(jié)合的方式，減小了每火次熱變形過程中坯料的開裂程度，提高了棒材的組織均勻性，提高了tc4鍛棒材成材率獲得的棒材直徑φ200~300mm、長(zhǎng)度1800~2000mm。

5、中國專利公開號(hào)cn118600279a公開了tc11高溫鈦合金大規(guī)格棒材的制備方法，主要是解決傳統(tǒng)方法最終制備的鈦合金棒材在機(jī)械性能上存在不穩(wěn)定性，雖然提及了可以制備大規(guī)格的tc11高溫鈦合金棒材，但是具體能制備多大規(guī)格的并沒有說明，且該專利涉及的是tc11鈦合金并不是tc4鈦合金。

6、中國專利公開號(hào)cn116727583a公開了一種鈦合金大規(guī)格棒材的制備方法，利用水冷增加坯料的形核率，提高材料的形核數(shù)量和均勻分布，可以提高材料整體的組織與性能均勻性，但是其最大規(guī)格也只能做到直徑φ450mm。

7、中國專利公開號(hào)cn114888219a公開了一種ti6al4v鈦合金大規(guī)格棒材制備方法，通過設(shè)計(jì)不同相區(qū)加熱后對(duì)應(yīng)的變形量，開坯階段在β單相區(qū)大變形量開坯鐓拔，充分破碎鑄態(tài)晶粒，細(xì)化晶粒尺寸；最后在成形階段在α+β兩相區(qū)小變形鐓拔，通過多次小變形，保證過程的穩(wěn)定與晶粒的進(jìn)一步細(xì)化。該方法優(yōu)化了熱加工工藝和流程，減少鐓拔火次，提高棒材組織的均勻性和性能一致性，獲得的棒材直徑φ200~450mm，該專利獲得的棒材直徑較小。

8、中國專利公開號(hào)cn111889597a公開了tc4鈦合金大規(guī)格棒材的鐓拔方法，通過嚴(yán)格有效地控制鐓拔溫度、鐓拔頻次、鐓拔速度及各道次變形量，不僅利于控制棒材的溫度，使鐓拔的棒材的內(nèi)外溫度均勻性更高，防止鐓拔過程中棒材溫度超過tc4鈦合金β相的轉(zhuǎn)變溫度，保證了棒材的組織均勻性，該tc4鈦合金大規(guī)格棒材無完整的原始β晶界，均由等軸α+晶界β組成，初始α的含量約占50％，獲得的棒材直徑φ200~450mm，該專利獲得的棒材直徑較小。

9、中國專利公開號(hào)cn111286686a公開了一種tc4鈦合金細(xì)等軸組織大規(guī)格棒材短流程制備方法，該專利通過近β改鍛和鍛后快冷，有效破碎了tc4鈦合金鑄錠中的初生條狀α相，使其轉(zhuǎn)化為細(xì)小等軸α球并形成細(xì)晶組織，解決了大規(guī)格坯料鍛后空冷速率過慢導(dǎo)致的初生α相過度長(zhǎng)大問題，又引入大量空位，為后續(xù)火次的加熱保溫過程中的靜態(tài)再結(jié)晶提供能量，顯著提高了單火次的晶粒細(xì)化效率，得到由細(xì)小等軸組織、針狀次生α相及β基體組成的中間鍛坯，獲得的tc4鈦合金棒材的截面直徑為200mm~300mm，長(zhǎng)度為5000mm~8000mm，初生等軸α相晶粒度評(píng)級(jí)不低于gb/t?6394-2017金屬平均晶粒度測(cè)定方法的8級(jí)要求。該專利獲得的棒材晶粒度也較低、直徑較小。

10、中國專利公開號(hào)cn108097852a公開了一種tc4鈦合金大規(guī)格棒材的鐓拔方法，該專利采用一鐓一拔長(zhǎng)的操作代替原有的三鐓三拔，簡(jiǎn)化操作，降低生產(chǎn)成本和物料損耗，增大材料變形程度，可以更充分地破碎心部組織，實(shí)現(xiàn)等軸化，而且隨操作的進(jìn)行鍛坯溫度逐漸降低，有助于晶粒的破碎與組織形貌的轉(zhuǎn)變，提高tc4合金大規(guī)格棒材的組織均勻性，獲得的棒材直徑為φ120mm。

11、中國專利公開號(hào)cn114457259a公開了一種細(xì)晶組織tc4鈦合金棒材及其制備方法，通過在現(xiàn)有tc4鈦合金的基礎(chǔ)上添加微量p元素和s元素，并控制兩者的質(zhì)量比為(1~4):(1~10)，利用p元素和s元素削弱鈦合金晶界結(jié)合力，為后續(xù)制備的鐓拔鐓拔工藝帶來便利，主要在于充分地變形細(xì)化β晶粒，適用于φ280mm~φ920mm規(guī)格細(xì)晶組織tc4鈦合金鑄錠的工業(yè)化生產(chǎn)，但是其獲得的棒材直徑僅有φ300mm。

12、綜上所述，目前獲得的tc4鈦合金棒材的規(guī)格較小，難以滿足大型飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)制造的需求，因此，需要制備一種大型航空發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇整體葉盤用大規(guī)格tc4鈦合金棒材以應(yīng)對(duì)未來大規(guī)格飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)制造的需求。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)思路

1、本發(fā)明的目的在于提供一種大型航空發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇整體葉盤用大規(guī)格tc4鈦合金棒材及其制備方法，獲得的tc4鈦合金棒材直徑為φ400~800mm，tc4鈦合金棒材的顯微組織中初生α相含量高達(dá)70%~90%，組織呈等軸狀且分布均勻，晶粒尺寸≤20μm，不等軸度kd≤1.5，棒材的抗拉強(qiáng)度≥950mpa，屈服強(qiáng)度≥900mpa，延伸率≥13%，斷面收縮率≥38%，布氏硬度hb(壓痕直徑)≥3.36mm，斷裂韌度≥65mpa·m1\2；400℃高溫下tc4鈦合金棒材的抗拉強(qiáng)度≥630mpa，延伸率≥18%，斷面收縮率≥45%，滿足大型航空發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇整體葉盤的制備要求。

2、為達(dá)到以上目的，本發(fā)明的技術(shù)方案如下：

3、一種大型航空發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇整體葉盤用大規(guī)格tc4鈦合金棒材的制備方法，包括如下步驟：

4、s1:制備鈦合金鑄錠

5、tc4鈦合金鑄錠直徑為φ860~1000mm；

6、s2:制備坯料

7、將步驟s1中獲得的tc4鈦合金鑄錠經(jīng)過2~3火次鐓拔，獲得坯料；每火次變形量為40~70%，鐓拔溫度為1020~1200℃；

8、s3:棒材制備

9、坯料經(jīng)過3~7火次鐓拔獲得直徑為φ400~800mm的棒材，每火次變形量40~95%，鐓拔過程中坯料的加熱保溫溫度在β相區(qū)和兩相區(qū)交替進(jìn)行，β相區(qū)溫度為1020~1080℃，兩相區(qū)溫度為950~980℃；在β相區(qū)鐓拔后進(jìn)行水冷，在兩相區(qū)鐓拔后進(jìn)行水冷或空冷。

10、優(yōu)選的，步驟s1中，所述鈦合金鑄錠通過至少三次真空自耗熔煉獲得。

11、優(yōu)選的，步驟s2中，tc4鈦合金鑄錠經(jīng)過2火次鐓拔獲得坯料，具體操作為：tc4鈦合金鑄錠在700~900℃保溫1~5h，再升溫至1100~1180℃保溫5~8h，然后鐓拔至φ700~900mm獲得八角坯；之后在1020~1080℃下保溫1~3h，保溫后再鐓拔至φ400~800mm獲得坯料，隨后水冷。

12、優(yōu)選的，步驟s3中，坯料每火次鐓拔前均在β相區(qū)或兩相區(qū)進(jìn)行加熱保溫；

13、若第一火次鐓拔前加熱保溫溫度在β相區(qū)，然后進(jìn)行第一火次鐓拔；第二火次鐓拔前加熱保溫溫度在兩相區(qū)，然后進(jìn)行第二火次鐓拔，第二火次鐓拔后在β相區(qū)進(jìn)行保溫；

14、若第一火次鐓拔前加熱保溫溫度在兩相區(qū)，然后進(jìn)行第一火次鐓拔；第二火次鐓拔前加熱保溫溫度在β相區(qū)，然后進(jìn)行第二火次鐓拔；第三火次鐓拔前加熱保溫溫度在兩相區(qū)，然后進(jìn)行第三火次鐓拔，第三火次鐓拔后在β相區(qū)進(jìn)行保溫。

15、優(yōu)選的，步驟s3中，坯料經(jīng)過5火次鐓拔獲得直徑為φ400~800mm的棒材，具體操作為：

16、s31將坯料在爐溫為700~900℃進(jìn)爐，升溫時(shí)間≥2.5h后溫度達(dá)到1020~1080℃，保溫3~6h，然后鐓拔到φ400~800mm，隨后水冷，獲得第一棒坯；

17、s32將第一棒坯在950~980℃下保溫2~8h，保溫后的第一棒坯鐓拔到φ400~800mm；再次將其鐓拔到φ400~800mm；之后將其在1020~1080℃保溫5~7h后水冷，獲得第二棒坯；

18、s33第二棒坯在950~980℃下保溫4~6h，保溫后的第二棒坯鐓拔至φ400~800mm，然后水冷或空冷，獲得第三棒坯；

19、s34第三棒坯在1020~1080℃下保溫5~7h，保溫后的第三棒坯鐓拔至φ400~800mm，然后水冷，獲得第四棒坯；

20、s35第四棒坯在950~980℃下保溫1~3h，保溫后的第四棒坯鐓拔到φ400~800mm，然后水冷或空冷，最終獲得直徑為φ400~800mm的大規(guī)格棒材。

21、優(yōu)選的，水冷或空冷的冷卻時(shí)間≥1h。

22、一種采用本發(fā)明所述方法制備得到的大型航空發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇整體葉盤用大規(guī)格tc4鈦合金棒材，所述tc4鈦合金棒材成分以重量百分比包括：al：5.50~6.75%，v：3.5~4.5%，fe≤0.3%，si≤0.15%，c≤0.05%，b≤0.0014%，y≤0.005%，n≤0.05%，h≤0.0125%，o≤0.20%，余量為ti及不可避免的雜質(zhì)，單個(gè)雜質(zhì)≤0.1%，雜質(zhì)總量≤0.2%；

23、所述tc4鈦合金棒材的微觀組織為均勻分布的等軸組織，晶粒尺寸≤20μm，不等軸度kd≤1.5，初生α相含量在70~90%，初生α相晶粒度評(píng)級(jí)達(dá)到gb/t6394-2017金屬平均晶粒度測(cè)定方法中10~12級(jí)；

24、所述tc4鈦合金棒材的直徑為φ400~800mm。

25、本發(fā)明所述tc4鈦合金棒材的抗拉強(qiáng)度≥950mpa，屈服強(qiáng)度≥900mpa，延伸率≥13%，斷面收縮率≥38%，布氏硬度hb(壓痕直徑)≥3.36mm，斷裂韌度≥65mpa·m1\2；400℃高溫下tc4鈦合金棒材的抗拉強(qiáng)度≥630mpa，延伸率≥18%，斷面收縮率≥45%。

26、在本發(fā)明所述制造方法中：

27、本發(fā)明選用直徑φ860~1000mm的tc4鈦合金鑄錠經(jīng)過至少三次真空自耗獲得，選用大型鑄錠以滿足大規(guī)格棒材鐓拔，而常規(guī)小規(guī)格棒材的制備選用的鑄錠也較小，較小規(guī)格的鑄錠在鐓拔過程中坯料的鍛透性也較好，較容易鍛透，而本發(fā)明使用大型鑄錠進(jìn)行鐓拔，要想獲得較好的鐓拔效果，鐓拔難度也就相應(yīng)的提升。

28、本發(fā)明通過2~3火次鐓拔制坯料，將鐓拔溫度控制在β相區(qū)的1020~1200℃，并將每火次變形量控制在40~70%，破碎鑄錠的鑄態(tài)組織，使晶粒細(xì)小，并調(diào)整組織形態(tài)，為后續(xù)鐓拔提供容易破碎的組織(網(wǎng)籃組織、馬氏體組織等)；同時(shí)，在β相區(qū)溫度進(jìn)行鐓拔減少了鐓拔過程中的表面開裂，提高成材率；冷卻后坯料鋸切分料，為后續(xù)鐓拔提供適合的高徑比，提高后續(xù)鐓拔組織破碎的效果。

29、作為優(yōu)選，在鐓拔制坯料的過程中，將tc4鈦合金鑄錠在700~900℃保溫1~5h，之后升溫至1100~1180℃保溫5~8h，然后鐓拔至φ700~900mm獲得八角坯；

30、(1)逐步升溫至開坯溫度：由于鈦合金的導(dǎo)熱系數(shù)較小，本發(fā)明采用的直徑(厚度)較大的大型鑄錠，因此需要先在低溫進(jìn)行預(yù)熱，以防止坯料內(nèi)部開裂；之后逐步升溫有助于控制加熱過程中的結(jié)構(gòu)變化，避免過度加熱導(dǎo)致材料性能下降；逐步升溫可以減少由于溫度梯度引起的熱應(yīng)力，從而減少材料在鐓拔過程中產(chǎn)生裂紋的風(fēng)險(xiǎn)；

31、(2)組織變化：熔煉后獲得的大型鑄錠為經(jīng)典的魏氏組織，即粗大原始β晶粒在微觀結(jié)構(gòu)中清晰且完整、晶界上有連續(xù)α相，在原始β晶粒內(nèi)形成尺寸較大的“集束”，同一“集束”內(nèi)有較多的α相彼此平行，成同一取向；晶內(nèi)粗大片狀α相以及片間β相，這種結(jié)構(gòu)通常導(dǎo)致材料塑性和韌性降低，增加脆性；本發(fā)明在β相區(qū)的1100~1180℃鐓拔后β晶粒沿著金屬流動(dòng)的方向被拉長(zhǎng)并壓扁，然后首先在原始β晶界上形核和發(fā)展再結(jié)晶，使β晶粒細(xì)化；當(dāng)原始β晶粒邊界上再結(jié)晶的新β晶粒長(zhǎng)大并互相接觸時(shí)，這時(shí)獲得了β晶粒的最細(xì)晶粒度；

32、(3)升至1100~1180℃保溫5~8h：此為鑄錠開坯溫度，保溫確保整個(gè)鑄錠的溫度均勻，避免因溫度不均導(dǎo)致的加工不均勻和內(nèi)部應(yīng)力；通過保溫，可以減少材料內(nèi)部由于快速加熱而產(chǎn)生的熱應(yīng)力，降低開裂風(fēng)險(xiǎn)；

33、(4)獲得的中間坯為八角坯：八角形截面相比圓形或方形截面，其角部可以更好地引導(dǎo)金屬流動(dòng)，使得金屬在鐓拔過程中分布更加均勻，減少角部和邊部的應(yīng)力集中。通過八角形的鐓拔，可以增加材料在β相區(qū)的變形量，從而提高材料的組織均勻性和力學(xué)性能。八角形的鐓拔可以減少鐓拔過程中的缺陷，如裂紋和折疊，因?yàn)榘私切慰梢愿鶆虻胤峙溏叞瘟?，減少局部應(yīng)力集中；八角形截面相比圓形或方形截面，有更多的邊和角，可以改善熱傳導(dǎo)，使得材料在加熱過程中溫度更加均勻。

34、獲得的八角坯在1020~1080℃下保溫1~3h，保溫后再次鐓拔至φ400~800mm獲得坯料，隨后水冷或空冷。

35、(1)鐓拔過程中的組織變化：魏氏組織具有強(qiáng)烈的遺傳性，但通過第一次鐓拔過程中的熱塑性變形，可以減弱這種遺傳性，使鑄錠內(nèi)的雜質(zhì)破碎變得更加彌散的分布。殘余的β組織進(jìn)一步破碎，此時(shí)得到破碎的β晶粒。當(dāng)合金在β轉(zhuǎn)變溫度以上結(jié)束變形后，在空冷的過程中，溫度降至β相變溫度時(shí)，便發(fā)生β→α轉(zhuǎn)變，沿原β晶粒的邊界上首先析出片狀的α相，然后沿晶內(nèi)析出片狀的α相，這步驟之后得到較細(xì)小的β晶粒、較薄的晶界α和晶內(nèi)的α片組織；

36、(2)先鐓后拔的原因：在鐓拔時(shí)，通過先進(jìn)行鐓粗(鐓拔)可以給予較大的變形量，去除缺陷，細(xì)化雜質(zhì)，同時(shí)進(jìn)行儲(chǔ)能為拔長(zhǎng)時(shí)進(jìn)行再結(jié)晶提供能量。在高溫區(qū)需要大變形量時(shí)，先進(jìn)行鐓粗可以提高鍛透性，使金屬流動(dòng)更加均勻，減少頻繁修整的需要；

37、改善組織均勻性：先進(jìn)行鐓粗可以增加β相區(qū)的變形量，有助于改善整個(gè)棒材的組織均勻性，尤其是在棒材的不同部位(如邊部、1/2r處及心部)之間。這對(duì)于確保棒材的性能一致性至關(guān)重要。先鐓粗后拔長(zhǎng)有助于優(yōu)化金屬流動(dòng)，使得在拔長(zhǎng)過程中材料的流動(dòng)更加均勻，減少因局部變形不均勻而產(chǎn)生的缺陷；

38、(3)控制每次鐓拔的變形量在40~95%，是為了細(xì)化晶粒、改善微觀組織、減少鐓拔缺陷、提高鍛透性、較大的變形量可以增加儲(chǔ)能，有助于促進(jìn)材料的再結(jié)晶，如α→β轉(zhuǎn)變，從而影響材料的微觀結(jié)構(gòu)和宏觀性能、減少材料各向異性，并確保心部性能，從而提高鈦合金棒材的整體性能和生產(chǎn)效率。

39、獲得的坯料通過3~7火次的鐓拔獲得直徑為φ400~800mm大規(guī)格tc4鈦合金棒材，鐓拔過程中控制在β相區(qū)與兩相區(qū)兩個(gè)鐓拔溫度區(qū)鐓拔，并控制每火次變形量在40~95%，結(jié)合充分的鐓拔及冷卻方式的變化(β相區(qū)鐓拔后采用水冷，因?yàn)榧涌炖鋮s速度將有利于再結(jié)晶得到較細(xì)小的β晶粒、較薄的晶界α和晶內(nèi)的α片組織，對(duì)進(jìn)一步細(xì)化組織有利，因此采用水冷的冷卻方式。兩相區(qū)鐓拔后采用水冷或空冷，一方面降低殘余應(yīng)力，防止變形；另一方面利于內(nèi)部能量高的片層或等軸組織進(jìn)一步細(xì)化，即發(fā)生亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶及后續(xù)的靜態(tài)再結(jié)晶)，通過多次再結(jié)晶，使晶粒進(jìn)一步細(xì)化，同時(shí)不斷調(diào)整組織形態(tài)逐步由網(wǎng)籃組織、馬氏體組織轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)籃組織、部分等軸組織，再進(jìn)一步轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S組織、部分網(wǎng)籃組織，最終得到完全的分布均勻等軸組織，晶粒尺寸≤20μm，不等軸度kd≤1.5，并提升初生α相的含量，初生α相含量高達(dá)70~90%，晶粒度評(píng)級(jí)達(dá)到gb/t6394-2017金屬平均晶粒度測(cè)定方法中10~12級(jí)，從而使獲得的直徑較大的tc4鈦合金棒材強(qiáng)度和塑性較好。

40、作為優(yōu)選，坯料采用5火次鐓拔獲得直徑為φ400~800mm的棒材。

41、s31將棒坯在爐溫為700~900℃進(jìn)爐，升溫時(shí)間≥2.5h后溫度達(dá)到1020~1080℃，保溫3~6h，而后鐓拔到φ400~800mm，獲得第一棒坯；

42、組織變化：β晶粒進(jìn)一步破碎，通過鐓拔使組織充分破碎，晶粒細(xì)小均勻；在β相區(qū)晶粒再結(jié)晶細(xì)化晶粒，并調(diào)整組織形態(tài)為網(wǎng)籃組織、部分等軸組織。

43、s32將第一棒坯在950~980℃下保溫2~8h，保溫后的第一棒坯鐓拔到φ400~800mm，再次將其鐓拔到φ400~800mm；之后將其在1020~1080℃保溫5~7h后水冷，獲得第二棒坯；

44、通過鐓拔使組織充分破碎，晶粒細(xì)小均勻；在兩相區(qū)加熱，晶粒再結(jié)晶細(xì)化晶粒，并調(diào)整組織形態(tài)為網(wǎng)籃組織、部分等軸組織，晶界α相和片狀α相同時(shí)被壓扁并沿金屬流動(dòng)方向被拉長(zhǎng)和破碎，晶界和晶內(nèi)的α相差別逐漸消失。在經(jīng)過40~95%的變形后，便不再遺留片狀組織的跡象。在兩相區(qū)變形程度，合金發(fā)生充分再結(jié)晶，而且α相的再結(jié)晶比β相的再結(jié)晶來得快，促進(jìn)初生α相的形成，再結(jié)晶后的晶粒呈球狀，稱為初生等軸α晶粒。這時(shí)的組織為等軸的初生α相和片狀的由(α+β)相間組成的β轉(zhuǎn)變組織。

45、β區(qū)塑性變形后的冷卻是非常重要的，因?yàn)榧涌炖鋮s速度將有利于再結(jié)晶得到較細(xì)小的β晶粒、較薄的晶界α和晶內(nèi)的α片組織，對(duì)進(jìn)一步細(xì)化組織有利，因此保溫后采用水冷的冷卻方式。

46、s33第二棒坯在950~980℃下保溫4~6h，保溫后的第二棒坯鐓拔至φ400~800mm，隨后水冷或空冷，獲得第三棒坯；

47、通過鐓拔使組織充分破碎，晶粒細(xì)小均勻；在兩相區(qū)加熱，晶粒再結(jié)晶細(xì)化晶粒，并調(diào)整組織形態(tài)為網(wǎng)籃組織、部分等軸組織。

48、s34第三棒坯在1020~1080℃下保溫5~7h，保溫后的第三棒坯鐓拔至φ400~800mm，隨后水冷，獲得第四棒坯；

49、β晶粒進(jìn)一步破碎，通過鐓拔使組織充分破碎，晶粒細(xì)小均勻；在β相區(qū)晶粒再結(jié)晶細(xì)化晶粒，并調(diào)整組織形態(tài)為網(wǎng)籃組織、部分等軸組織。

50、s35第四棒坯在950~980℃下保溫1~3h，保溫后的第四棒坯鐓拔到φ400~800mm，后水冷或空冷，最終獲得直徑為φ400~800mm的大規(guī)格棒材。

51、通過鐓拔使組織充分破碎，晶粒細(xì)小均勻；在兩相區(qū)分別加熱，晶界充分破碎，得到最終組織形態(tài)為完全等軸組織。

52、與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明具有以下有益效果：

53、1、本發(fā)明是針對(duì)大型航空發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇整體葉盤用的大規(guī)格tc4鈦合金棒材。

54、以往某些航空發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇葉盤選用的tc4鈦合金棒材大約在φ400mm以下(大部分在φ300mm棒材以下)，單件葉盤所用的棒材重量也較輕，棒材選擇的鑄錠也在φ860mm以下，因棒材規(guī)格變小鑄錠規(guī)格也變小，鐓拔過程中坯料的鍛透性也較好，鐓拔工藝采用在β相區(qū)2~4火次鐓拔開坯，之后在(α+β)兩相4~5火次鐓拔和1~2火次成型4~5火次鐓拔，獲得性能滿足要求的棒材。

55、而本發(fā)明中棒材所做的整體葉盤很大，以往該類葉盤選用的是tc17鈦合金材料，但因tc17鈦合金塑性較低，在某些使用環(huán)境中出現(xiàn)不適應(yīng)問題，為此選用的tc4鈦合金，根據(jù)整體葉盤的尺寸需用的棒材規(guī)格也變大，要使大規(guī)格棒材達(dá)到用戶的技術(shù)要求且每批次要有一定重量，就需要選用大型鑄錠以滿足大規(guī)格棒材鐓拔變形量及批次重量的需求，并對(duì)大規(guī)格棒材的鐓拔工藝進(jìn)行優(yōu)化。

56、本發(fā)明采用直徑φ860~1000mm的大型tc4鈦合金鑄錠經(jīng)過至少三次真空自耗獲得，經(jīng)過2~3火次開坯鐓拔結(jié)合充分的變形，先制坯破碎鑄錠的鑄態(tài)組織，使晶粒細(xì)小，并調(diào)整組織形態(tài)為網(wǎng)籃組織、馬氏體組織等，為后續(xù)鐓拔提供容易破碎的坯料組織；之后經(jīng)過3~7火次鐓拔，每火次變形量控制在40~95%，并控制鐓拔溫度在β相區(qū)與兩相區(qū)加熱，再結(jié)合充分的鐓拔及冷卻方式的變化，通過多次再結(jié)晶，使晶粒進(jìn)一步細(xì)化，同時(shí)不斷調(diào)整組織形態(tài)，最終使組織形態(tài)轉(zhuǎn)變成等軸組織，并提升組織中初生α相含量，初生α相含量高達(dá)70~90%，從而使獲得的大規(guī)格tc4鈦合金棒材具有良好的強(qiáng)塑性，棒材的抗拉強(qiáng)度≥950mpa，屈服強(qiáng)度≥900mpa，延伸率≥13%，斷面收縮率≥38%，布氏硬度hb(壓痕直徑d)≥3.36mm，斷裂韌度≥65mpa·m1\2；400℃高溫下tc4鈦合金棒材的抗拉強(qiáng)度≥630mpa，延伸率≥18%，斷面收縮率≥45%；

57、2、本發(fā)明制備的大規(guī)格tc4鈦合金棒材的直徑達(dá)到φ400~800mm，組成呈均勻分布等軸狀組織，晶粒尺寸≤20μm，不等軸度kd≤1.5，并提高了組織中初生α相的含量，初生α相含量高達(dá)70~90%，其百分比含量遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過用于制備航空發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇整體葉盤的棒材標(biāo)準(zhǔn)(>40%)，晶粒度評(píng)級(jí)達(dá)到gb/t?6394-2017金屬平均晶粒度測(cè)定方法中10~12級(jí)；從而獲得了強(qiáng)度和塑性均能滿足要求且直徑較大的tc4鈦合金棒材，該tc4鈦合金棒材可直接用于整體葉盤的制作，從而進(jìn)一步擴(kuò)寬鈦合金的加工及應(yīng)用潛力，豐富鈦合金的應(yīng)用領(lǐng)域。而現(xiàn)有的tc4鈦合金棒材大多數(shù)直徑都在φ400mm以下，不能滿足整體葉盤的制作要求；

58、3、本發(fā)明通過制備獲得的大規(guī)格tc4鈦合金棒材制備整體葉盤，而現(xiàn)有整體葉盤選用的材料多是tc17鈦合金材料，但因tc17鈦合金塑性較低，不能適用于特定環(huán)境的使用，使用本發(fā)明大規(guī)格tc4鈦合金棒材制備整體葉盤，可以使葉盤同時(shí)具備高的強(qiáng)度和塑性，滿足更多環(huán)境的使用要求；

59、4、本發(fā)明所獲得的大規(guī)格tc4鈦合金棒材可直接應(yīng)用在航空發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇整體葉盤的等溫鐓拔成形上，從而進(jìn)一步擴(kuò)寬鈦合金的加工及應(yīng)用潛力，豐富鈦合金的應(yīng)用領(lǐng)域。