RU2829982C1

RU2829982C1 - Method of manufacturing turbine disk integrated with shaft

Info

Publication number: RU2829982C1
Application number: RU2024118551A
Authority: RU
Inventors: Джинглонг КУ; Шаобинь САН; Вэйксуе ХОУ; Чэнгбинь ЯНГ; Юй РОНГ; Шанцзе ЯНГ; Чао ТАНГ; Миньцинг ВАНГ; Циньху ДУ; Бейцянг ЖАНГ; Руй ФУ; Цингфей ЦИЕ; Шаоминь ЛВ; Цяоменг ЖАНГ; Жицянг ЛУО; Гуанглей ВАНГ
Original assignee: Гаона Аеро Материал Ко.Лтд.; Сичуан Цисри-Гаона Форгинг Ко., Лтд
Priority date: 2023-07-28
Filing date: 2024-01-18
Publication date: 2024-11-11

Abstract

FIELD: machine building.

SUBSTANCE: invention relates to machine building and can be used in production of turbine discs used in aerospace devices. Turbine disc integrated with disc shaft is produced from bar stock. Disc includes a portion of the disc through which a portion of the shaft passes, and comprises the following components, wt.%: C: from 0.02 to 0.04, Cr: from 18.5 to 20.0, Co: from 13.0 to 14.0, Mo: from 4.0 to 4.90, Al: from 1.3 to 1.6, Ti: from 2.80 to 3.25, Ti/Al: from 2.25 to 2.38, (Al + Ti): from 4.35 to 4.58, O: 20 ppm and less, N: 20 ppm and less, S: 10 ppm and less, P: 80 ppm and less, and nickel: residue.

EFFECT: obtained discs satisfy complex requirements for resistance to high temperatures and low-cycle fatigue strength.

5 cl, 5 dwg, 6 tbl, 5 ex

Description

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИAREA OF TECHNOLOGY

[01] Настоящее изобретение относится к области дисков турбин, в частности, к диску турбины, интегрированному с валом диска, и к способу его изготовления.[01] The present invention relates to the field of turbine disks, in particular to a turbine disk integrated with a disk shaft and to a method for manufacturing the same.

УРОВЕНЬ ТЕХНИКИLEVEL OF TECHNOLOGY

[02] Диски турбин - основные вращающиеся компоненты аэрокосмических устройств. Диски турбин для аэрокосмических двигателей имеют меньшие размеры и более высокую скорость вращения, чем поковки дисков наземных газовых турбин, поэтому материалы дисков турбин для аэрокосмических двигателей должны характеризоваться высокой прочностью и усталостными характеристиками, что тесно связано с однородностью размеров зерен. Поэтому к материалам дискам турбин для аэрокосмических двигателей предъявляются высокие требования к однородности мелкозернистой структуры. В современных поковках дисков турбин для аэрокосмических двигателей часто применяют интегрированные диск и вал, которые могут быть подвергнуты согласованной деформации для получения однородной мелкозернистой структуры, что очень важно для увеличения срока службы поковки диска турбины для аэрокосмического двигателя. Существующие поковки дисков турбин с интегрированным валом диска часто содержат смешанные кристаллы, поэтому их прочность при высоких температурах и низкоцикличная усталостная прочность не отвечают требованиям высокотемпературных областей применения.[02] Turbine disks are the main rotating components of aerospace devices. Aerospace engine turbine disks are smaller in size and have higher rotation speeds than land gas turbine disk forgings, so aerospace engine turbine disk materials must have high strength and fatigue performance, which is closely related to the uniformity of grain sizes. Therefore, high requirements are placed on the uniformity of fine-grain structure for aerospace engine turbine disk materials. Modern aerospace engine turbine disk forgings often use an integrated disk and shaft, which can be subjected to coordinated deformation to obtain a uniform fine-grain structure, which is very important for extending the service life of the aerospace engine turbine disk forging. Existing turbine disk forgings with an integrated disk shaft often contain mixed crystals, so their high temperature strength and low cycle fatigue strength do not meet the requirements of high temperature applications.

СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯESSENCE OF THE INVENTION

[03] Учитывая вышесказанное, задачей настоящего изобретения является разработка диска турбины, интегрированного с валом диска, и способа его изготовления. Настоящее изобретение направлено на решение проблемы, связанной с тем, что существующие диски турбин, интегрированные с валом диска, содержат смешанные кристаллы и, таким образом, плохо удовлетворяют комплексным требованиям к прочности при высоких температурах и низкоцикличной усталостной прочности.[03] In view of the above, the object of the present invention is to develop a turbine disk integrated with a disk shaft and a method for manufacturing the same. The present invention is aimed at solving the problem that existing turbine disks integrated with a disk shaft contain mixed crystals and thus poorly satisfy the comprehensive requirements for high-temperature strength and low-cycle fatigue strength.

[04] Задача настоящего изобретения решена, по существу, следующими признаками:[04] The problem of the present invention is solved, in essence, by the following features:

[05] В первом аспекте настоящим изобретением предложен диск турбины, интегрированный с валом диска и содержащий часть диска и часть вала, проходящую через часть диска, причем часть диска и часть вала выполнены как единое целое; и диск турбины, интегрированный с валом диска, содержит следующие компоненты в массовых процентах: C: от 0,02 до 0,04%, Cr: от 18,5 до 20,0%, Co: от 13,0 до 14,0%, Mo: от 4,0 до 4,90%, Al: от 1,3 до 1,6%, Ti: от 2,80 до 3,25%, Ti/Al: от 2,25 до 2,38, (Al + Ti): от 4,35 до 4,58%, O: 20 ч/млн и менее, N: 20 ч/млн и менее, S: 10 ч/млн и менее, P: 80 ч/млн и менее, и никель: остаток.[05] In a first aspect, the present invention provides a turbine disk integrated with a disk shaft and comprising a disk portion and a shaft portion passing through the disk portion, wherein the disk portion and the shaft portion are formed as a single unit; and a turbine disk integrated with the disk shaft contains the following components in mass percentages: C: 0.02 to 0.04%, Cr: 18.5 to 20.0%, Co: 13.0 to 14.0%, Mo: 4.0 to 4.90%, Al: 1.3 to 1.6%, Ti: 2.80 to 3.25%, Ti/Al: 2.25 to 2.38, (Al + Ti): 4.35 to 4.58%, O: 20 ppm or less, N: 20 ppm or less, S: 10 ppm or less, P: 80 ppm or less, and nickel: the remainder.

[06] Кроме того, диск турбины, интегрированный с валом диска, имеет размер зерна 6,5 и более и разность размеров зерна 2 и менее.[06] In addition, the turbine disk integrated with the disk shaft has a grain size of 6.5 or more and a grain size difference of 2 or less.

[07] Во втором аспекте настоящим изобретением предложен способ изготовления диска турбины, интегрированного с валом диска, содержащий следующие этапы:[07] In a second aspect, the present invention provides a method for manufacturing a turbine disk integrated with a disk shaft, comprising the following steps:

[08] этап 1: проектирование закрытой пресс-формы и выбор подходящей заготовки в прутках в соответствии с массой заготовки;[08] Step 1: Designing a closed mold and selecting a suitable bar stock according to the stock weight;

[09] этап 2: нанесение теплоизолирующего покрытия на боковые и торцевые поверхности прутковой заготовки, с последующим обертыванием прутковой заготовки мягкой оболочкой;[09] Stage 2: application of a heat-insulating coating to the side and end surfaces of the rod blank, followed by wrapping the rod blank with a soft shell;

[010] этап 3: осадка прутковой заготовки при температуре от 1030°C до 1060°C для получения заготовки слитка;[010] Step 3: upsetting the rod blank at a temperature of 1030°C to 1060°C to obtain an ingot blank;

[011] этап 4: снятие мягкой оболочки с заготовки слитка и охлаждение;[011] stage 4: removal of the soft shell from the ingot blank and cooling;

[012] этап 5: обертывание заготовки слитка оболочкой с последующей ковкой заготовки слитка в закрытом штампе при температуре от 1030°C до 1060°C для получения поковки;[012] Step 5: wrapping the ingot blank with a shell, followed by closed die forging of the ingot blank at a temperature of 1030°C to 1060°C to obtain a forging;

[013] этап 6: снятие оболочки с поковки и охлаждение;[013] Step 6: Removing the shell from the forging and cooling;

[014] этап 7: термическая обработка поковки на твердый раствор; и[014] Step 7: Solution heat treatment of the forging; and

[015] этап 8: стабилизация и старение поковки для получения диска турбины, интегрированного с валом диска.[015] Step 8: Stabilizing and aging the forging to obtain a turbine disk integrated with the disk shaft.

[016] Кроме того, на этапе 1 прутковую заготовку получают способом вакуумной индукционной плавки, электрошлакового переплава, вакуумно-дугового переплава и гомогенизации.[016] In addition, in step 1, the rod blank is obtained by vacuum induction melting, electroslag remelting, vacuum arc remelting and homogenization.

[017] Кроме того, на этапе 1 вакуумная индукционная плавка содержит следующие этапы:[017] In addition, in step 1, the vacuum induction melting comprises the following steps:

[018] S1.2.1: загрузка сырья: загрузка угольного порошка, кобальтовой отливки и молибденовой полосы в вакуумную индукционную печь партиями, вакуумирование и включение вакуумной индукционной печи по завершении загрузки материалов в вакуумную индукционную печь;[018] S1.2.1: loading raw materials: loading carbon powder, cobalt casting and molybdenum strip into the vacuum induction furnace in batches, vacuuming and turning on the vacuum induction furnace after finishing loading the materials into the vacuum induction furnace;

[019] S1.2.2: плавление и улучшение: спекание при низкой мощности для обеспечения вакуумирования и постепенное увеличение мощности до 1000-1500 кВт; после полного расплавления первой группы сырья добавление оставшейся никелевой пластины, оставшегося угольного порошка и оставшейся кобальтовой отливки; после полного расплавления материалов в печи электромагнитное перемешивание полученного жидкого сплава; и[019] S1.2.2: Melting and quenching: sintering at low power to ensure vacuum and gradually increasing the power to 1000-1500 kW; after the first group of raw materials are completely melted, adding the remaining nickel plate, the remaining carbon powder and the remaining cobalt casting; after the materials are completely melted in the furnace, electromagnetically stirring the resulting liquid alloy; and

[020] S1.2.3: выгрузка и литье: снижение мощности и тепловая консервация; добавление алюминиевой отливки и титановой губки партиями; после расплавления материалов в печи введение газообразного Ar и добавление никелевого сплава; электромагнитное перемешивание и регулировка мощности для обеспечения температуры литья; отведение расплавленного сплава, охлаждение расплавленного сплава в печи в течение определенного периода времени и обработка охлажденного расплавленного сплава со срывом вакуума для получения слитка вакуумной индукционной плавки.[020] S1.2.3: discharging and casting: reducing the power and heat preservation; adding aluminum casting and titanium sponge in batches; after melting the materials in the furnace, introducing Ar gas and adding nickel alloy; electromagnetic stirring and adjusting the power to ensure the casting temperature; discharging the molten alloy, cooling the molten alloy in the furnace for a certain period of time, and vacuum breaking processing the cooled molten alloy to obtain a vacuum induction melting ingot.

[021] Кроме того, на этапе 1 вакуумно-дуговой переплав содержит следующие этапы:[021] In addition, at stage 1, vacuum arc remelting contains the following stages:

[022] S1.4.1: размещение электрода в кристаллизаторе, выполнение центровки и выполнение сварки электродами в вакуумной дуговой печи;[022] S1.4.1: Placing the electrode in the crystallizer, performing centering and performing welding with electrodes in a vacuum arc furnace;

[023] S1.4.2: регулировка уровня вакуума до менее 1 Па и скорости утечки газа до менее 0,3 Па/мин в вакуумной дуговой печи, и включение вакуумной дуговой печи для выполнения плавки;[023] S1.4.2: adjusting the vacuum level to less than 1 Pa and the gas leakage rate to less than 0.3 Pa/min in the vacuum arc furnace, and turning on the vacuum arc furnace to perform melting;

[024] S1.4.3: введение газообразного гелия для охлаждения во время плавки; и[024] S1.4.3: introduction of helium gas for cooling during melting; and

[025] S1.4.4: после получения слитка охлаждение слитка в вакуумной дуговой печи и обработка охлажденного слитка со срывом вакуума вакуумной самопоглощающей дугой для получения слитка.[025] S1.4.4: After obtaining an ingot, cooling the ingot in a vacuum arc furnace and treating the cooled ingot with a vacuum break by a vacuum self-absorbing arc to obtain an ingot.

[026] Кроме того, на этапе S1.4.3 введение газообразного гелия для охлаждения во время плавки осуществляют следующим образом: в соответствии с управлением расходом расход гелия увеличивают с 0 мл/мин до 110 мл/мин в течение первых 0,5 ч, и расход гелия уменьшают со 110 мл/мин до 20 мл/мин на этапе нагрева верхней части слитка в течение 0,5 ч.[026] In addition, in step S1.4.3, the introduction of helium gas for cooling during melting is carried out as follows: according to the flow rate control, the helium flow rate is increased from 0 ml/min to 110 ml/min during the first 0.5 h, and the helium flow rate is decreased from 110 ml/min to 20 ml/min in the step of heating the upper part of the ingot for 0.5 h.

[027] Кроме того, на этапе 3 осадку выполняют первичным горячим прессованием со степенью деформации от 50 до 60% и скоростью сжатия от 5 до 10 мм/с.[027] In addition, at stage 3, the upsetting is carried out by primary hot pressing with a degree of deformation from 50 to 60% and a compression speed from 5 to 10 mm/s.

[028] Кроме того, на этапе 7 термическую обработку на твердый раствор выполняют следующим образом: нагрев до температуры от 995°C до 1050°C, выдержка при этой температуре в течение от 3,5 до 4,5 ч и охлаждение маслом.[028] In addition, in step 7, the solid solution heat treatment is performed as follows: heating to a temperature of 995°C to 1050°C, holding at this temperature for 3.5 to 4.5 hours, and cooling with oil.

[029] Кроме того, на этапе 8 микроструктура диска турбины, интегрированного с валом диска, содержит преимущественно равноосные зерна аустенита, равномерно распределенные карбиды и диффузно распределенные фазы γ'; карбиды представляют собой преимущественно M₂₃C₆ и MC, причем M₂₃C₆ имеет форму короткого стержня и дискретно распределен по границам зерен, а MC имеет форму блока и дискретно распределен в зернах.[029] In addition, in step ₈ , the microstructure of the turbine disk integrated with the disk shaft comprises predominantly equiaxed austenite grains, uniformly distributed carbides, and diffusely distributed γ'phases; the carbides are predominantly _M23C6 and MC, wherein _M23C6 has _the shape of a short rod and is discretely distributed along the grain boundaries, and MC has the shape of a block and is discretely distributed in the grains.

[030] По сравнению с уровнем техники настоящее изобретение имеет следующие полезные эффекты:[030] Compared with the prior art, the present invention has the following advantageous effects:

[031] a) В диске турбины, интегрированном с валом диска, согласно настоящему изобретению содержание отдельных элементов, таких как C, Cr, Co, Al и Ti, в сплаве точно контролируют, чтобы повысить эффективность твердорастворного упрочнения и зернограничного упрочнения сплава. Значения Ti/Al и (Al + Ti) координируют для обеспечения оптимального соответствия между содержанием и размером фаз γ' в диске турбины, интегрированном с валом диска. Содержание O, N, S и P точно контролируют для снижения содержания включений и улучшения чистоты, пластичности и усталостных характеристик сплава для диска турбины, интегрированного с валом диска, обеспечивая тем самым однородность зерен, выделение вторичных фаз и распределение зернограничных фаз, а также комплексные свойства диска турбины, интегрированного с валом диска.[031] a) In the turbine disk integrated with the disk shaft according to the present invention, the content of individual elements such as C, Cr, Co, Al and Ti in the alloy is precisely controlled to improve the efficiency of solid solution strengthening and grain boundary strengthening of the alloy. The values of Ti/Al and (Al + Ti) are coordinated to ensure an optimal match between the content and size of the γ' phases in the turbine disk integrated with the disk shaft. The content of O, N, S and P is precisely controlled to reduce the content of inclusions and improve the purity, ductility and fatigue properties of the alloy for the turbine disk integrated with the disk shaft, thereby ensuring the uniformity of grains, the precipitation of secondary phases and the distribution of grain boundary phases, as well as the comprehensive properties of the turbine disk integrated with the disk shaft.

[032] b) В способе изготовления диска турбины, интегрированного с валом диска, согласно настоящему изобретению контролируют содержание основных компонентов и используют процессы тройной плавки, проковки, ковки в штампе и термической обработки для получения диска турбины, интегрированного с валом диска и отвечающего требованиям аэрокосмических двигателей, работающих при температуре 700°C. Диск турбины, интегрированный с валом диска, характеризуется однородной мелкозернистой структурой (размер зерен достигает 6,5 и более, например, 7-8; зерна разных частей однородны и сопоставимы, разность размеров зерен составляет 2 и менее), низкой скоростью роста трещин и отличные комплексными свойствами при длительной эксплуатации.[032] b) In the method for producing a turbine disk integrated with a disk shaft according to the present invention, the content of the main components is controlled and the processes of triple melting, forging, die forging and heat treatment are used to obtain a turbine disk integrated with a disk shaft and meet the requirements of aerospace engines operating at a temperature of 700°C. The turbine disk integrated with the disk shaft is characterized by a uniform fine-grained structure (the grain size reaches 6.5 or more, for example, 7-8; the grains of different parts are uniform and comparable, the difference in grain sizes is 2 or less), a low crack growth rate and excellent comprehensive properties during long-term operation.

[033] c) Диск турбины, интегрированный с валом диска согласно настоящему изобретению, имеет следующие свойства: характеристики растяжения при комнатной температуре: предел прочности при растяжении σ_b: 1300 МПа и более (например, от 1330 МПа до 1420 МПа), предел текучести σ_0.2: 1000 МПа и более (например, от 1010 МПа до 1050 МПа), удлинение при разрыве δ₅: 20,0% и более (например, от 21 до 24%), и коэффициент усадки сечения ψ: 24,0% и более (например, от 25 до 36%); характеристики растяжения при 535°C: предел прочности при растяжении σ_b: 1200 МПа и более (например, от 1210 МПа до 1320 МПа), предел текучести σ_0.2: 875 МПа и более (например, от 885 МПа до 950 МПа), удлинение при разрыве δ₅: 19% и более (например, от 19 до 22%), и коэффициент усадки сечения ψ: 23% и более (например, от 24 до 29%); прочность при 730°C/550 МПа: длительность τ: 35 ч и более (например, от 41 до 47 ч); прочность при 815°C/295 МПа: длительность τ: 52 ч и более (например, от 53 до 70 ч), удлинение при разрыве δ₅: 12% и более (например, от 13 до 18%); и низкоцикличная усталостная прочность: 500°C/контролируемая деформация: от 0 до 0,7%/0,33 Гц, и более 3 × 10⁴ циклов (например, от 33884 до 47323).[033] c) The turbine disk integrated with the disk shaft according to the present invention has the following properties: tensile properties at room temperature: ultimate tensile strength σ _b : 1300 MPa or more (e.g., 1330 MPa to 1420 MPa), yield strength σ _0.2 : 1000 MPa or more (e.g., 1010 MPa to 1050 MPa), elongation at break δ ₅ : 20.0% or more (e.g., 21 to 24%), and section shrinkage ratio ψ: 24.0% or more (e.g., 25 to 36%); tensile properties at 535°C: ultimate tensile strength σ _b : 1200 MPa or more (e.g. 1210 MPa to 1320 MPa), yield strength σ _0.2 : 875 MPa or more (e.g. 885 MPa to 950 MPa), elongation at break δ ₅ : 19% or more (e.g. 19 to 22%), and section shrinkage ratio ψ: 23% or more (e.g. 24 to 29%); strength at 730°C/550 MPa: duration τ: 35 h or more (e.g. 41 to 47 h); strength at 815°C/295 MPa: duration τ: 52 h or more (e.g. 53 to 70 h), elongation at break _δ5 : 12% or more (e.g. 13 to 18%); and low-cycle fatigue strength: 500°C/controlled strain: 0 to 0.7%/0.33 Hz, and more than 3 × 10 ⁴ cycles (e.g. 33884 to 47323).

[034] d) Диск турбины, интегрированный с валом диска, согласно настоящему изобретению характеризуется низкой степенью вариаций предела прочности при растяжении и предела текучести при комнатной температуре и 535°C, с коэффициентом вариации от 2,63 до 4,75%. Диск турбины, интегрированный с валом диска, имеет значение Cv менее 15% по удлинению при разрыве и коэффициенту усадки сечения, что соответствует нормальному диапазону и указывает на низкую степень вариаций. Свойства диска турбины, интегрированного с валом диска, изменяются незначительно.[034] d) The turbine disk integrated with the disk shaft according to the present invention is characterized by a low degree of variation in the tensile strength and yield strength at room temperature and 535°C, with a variation coefficient of 2.63 to 4.75%. The turbine disk integrated with the disk shaft has a Cv value of less than 15% for elongation at break and section shrinkage coefficient, which is in the normal range and indicates a low degree of variation. The properties of the turbine disk integrated with the disk shaft change slightly.

[035] Прочие признаки и преимущества настоящего изобретения будут раскрыты ниже, и некоторые из них станут очевидными из раскрытия или будут понятны при осуществлении настоящего изобретения. Задачи и прочие преимущества настоящего изобретения могут быть реализованы и получены с помощью структуры, в частности раскрытой в спецификации, формуле изобретения и на сопроводительных чертежах.[035] Other features and advantages of the present invention will be disclosed below, and some of them will become obvious from the disclosure or will be understood by practicing the present invention. The objects and other advantages of the present invention can be realized and obtained by means of the structure particularly disclosed in the specification, claims and accompanying drawings.

КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙBRIEF DESCRIPTION OF DRAWINGS

[036] Сопроводительные чертежи приведены только для иллюстрации определенных вариантов осуществления изобретения и не ограничивают настоящее изобретение. Ссылочные обозначения относятся к соответствующим компонентам на всех сопроводительных чертежах.[036] The accompanying drawings are provided only to illustrate certain embodiments of the invention and do not limit the present invention. Reference signs refer to corresponding components throughout the accompanying drawings.

[037] На ФИГ. 1 схематично изображена общая структура диска турбины, интегрированного с валом диска согласно настоящему изобретению;[037] FIG. 1 is a schematic diagram of the general structure of a turbine disk integrated with a disk shaft according to the present invention;

[038] На ФИГ. 2 схематично изображены положения для определения размера зерен в диске турбины, интегрированном с валом диска согласно настоящему изобретению;[038] FIG. 2 schematically illustrates positions for determining the grain size in a turbine disk integrated with a disk shaft according to the present invention;

[039] На ФИГ. 3 изображены зерна диска турбины, интегрированного с валом диска, в Примере 1 настоящего изобретения;[039] FIG. 3 shows grains of a turbine disk integrated with a disk shaft in Example 1 of the present invention;

[040] На ФИГ. 4 изображена микроструктура диска турбины, интегрированного с валом диска, в Примере 1 настоящего изобретения; и[040] FIG. 4 shows the microstructure of a turbine disk integrated with a disk shaft in Example 1 of the present invention; and

[041] На ФИГ. 5 - изображены зерна в сравнительном примере 4.[041] FIG. 5 shows the grains in Comparative Example 4.

[042] Ссылочные обозначения:[042] Reference Designations:

[043] 1: часть диска, и 2: часть вала.[043] 1: disk part, and 2: shaft part.

ПОДРОБНОЕ РАСКРЫТИЕ ВАРИАНТОВ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ ИЗОБРЕТЕНИЯDETAILED DISCLOSURE OF EMBODIMENTS OF THE INVENTION

[044] Предпочтительные варианты осуществления настоящего изобретения будут подробно раскрыты ниже со ссылкой на сопроводительные чертежи. Сопроводительные чертежи составляют часть настоящего изобретения и вместе с вариантами осуществления настоящего изобретения иллюстрируют сущность настоящего изобретения.[044] Preferred embodiments of the present invention will be described in detail below with reference to the accompanying drawings. The accompanying drawings form a part of the present invention and, together with the embodiments of the present invention, illustrate the essence of the present invention.

[045] В результате углубленных исследований авторы изобретения обнаружили, что известный диск турбины с интегрированным валом диска имеет слишком широкий диапазон состава, широкий технологический диапазон и высокое содержание C, а также содержит зернограничные фазы, характеризующиеся высоким содержанием и высокой степенью распределения и дисперсии, что затрудняет контроль стабильности во время термической деформации и легко приводит к образованию смешанных кристаллов. В результате свойства существующих дисков турбины, интегрированных с валом диска, существенно варьируют и плохо удовлетворяют комплексным требованиям, предъявляемым к вращающимся компонентам как по устойчивости к высоким температурам, так и по низкоцикличной усталостной прочности. Поэтому, проведя углубленные исследования, авторы изобретения разработали диск турбины с интегрированным валом диска, способный работать в течение длительного времени при температуре 700°C, точно контролируя состав и процесс изготовления диска турбины с интегрированным валом диска.[045] As a result of in-depth research, the inventors found that the known turbine disk with an integrated disk shaft has an excessively wide composition range, a wide process range, and a high C content, and also contains grain boundary phases characterized by a high content and a high degree of distribution and dispersion, which makes it difficult to control the stability during thermal deformation and easily leads to the formation of mixed crystals. As a result, the properties of the existing turbine disks integrated with the disk shaft vary greatly and poorly satisfy the comprehensive requirements for rotating components in both high temperature resistance and low-cycle fatigue strength. Therefore, through in-depth research, the inventors developed a turbine disk with an integrated disk shaft capable of operating for a long time at a temperature of 700°C by precisely controlling the composition and manufacturing process of the turbine disk with an integrated disk shaft.

[046] Настоящим изобретением предложен диск турбины, интегрированный с валом диска, как показано на ФИГ. 1 и ФИГ. 2. Диск турбины, интегрированный с валом диска, содержит часть 1 диска и часть 2 вала, проходящую через часть 1 диска, причем часть 1 диска и часть 2 вала выполнены как единое целое; и материал диска турбины, интегрированного с валом диска, представляет собой жаропрочный сплав на основе никеля, и жаропрочный сплав на основе никеля содержит, в частности, следующие компоненты в массовых процентах: C: от 0,02 до 0,04%, Cr: от 18,5 до 20,0%, Co: от 13,0 до 14,0%, Mo: от 4,0 до 4,90%, Al: от 1,3 до 1,6%, Ti: от 2,80 до 3,25%, Ti/Al: от 2,25 до 2,38, (Al + Ti): от 4,35 до 4,58%, O: 20 ч/млн и менее, N: 20 ч/млн и менее, S: 10 ч/млн и менее, P: 80 ч/млн и менее, и никель: остаток.[046] The present invention provides a turbine disk integrated with a disk shaft as shown in FIG. 1 and FIG. 2. The turbine disk integrated with the disk shaft comprises a disk portion 1 and a shaft portion 2 passing through the disk portion 1, wherein the disk portion 1 and the shaft portion 2 are formed as a single unit; and the material of the turbine disk integrated with the disk shaft is a nickel-based heat-resistant alloy, and the nickel-based heat-resistant alloy contains, in particular, the following components in mass percentages: C: 0.02 to 0.04%, Cr: 18.5 to 20.0%, Co: 13.0 to 14.0%, Mo: 4.0 to 4.90%, Al: 1.3 to 1.6%, Ti: 2.80 to 3.25%, Ti/Al: 2.25 to 2.38, (Al + Ti): 4.35 to 4.58%, O: 20 ppm or less, N: 20 ppm or less, S: 10 ppm or less, P: 80 ppm or less, and nickel: the remainder.

[047] В частности, суммарное массовое процентное содержание O + N + S составляет 50 ч/млн и менее.[047] In particular, the total mass percentage of O + N + S is 50 ppm or less.

[048] Эффекты и содержание компонентов в диске турбины, интегрированном с валом диска согласно настоящему изобретению, раскрыты ниже:[048] The effects and contents of components in the turbine disk integrated with the disk shaft according to the present invention are disclosed below:

[049] C: С в жаропрочном сплаве на основе никеля в основном влияет на механические свойства материала путем образования карбида MC при затвердевании и выделении вторичных фаз M₂₃C₆ и M₆C при термической обработке. Гранулированный дискретный карбид M₂₃C₆, выделенный на границах зерен, может предотвратить зернограничное проскальзывание и рост трещин, а также повысить усталостную долговечность, пластичность и вязкость. Избыточное содержание C может легко увеличить выделение MC и M₂₃C₆, а также повысить неравномерность распределения M₂₃C₆ по границам зерен. В результате углубленных исследований авторы изобретения установили, что при содержании С 0,01%, 0,03%, 0,04%, 0,05% и 0,1% содержание M₂₃C₆ составляет 0,19%, 0,58%, 0,78%, 0,97% и 1,95% соответственно. При содержании С менее 0,04% распределение карбидов по границам зерен становится дискретным. При содержании С более 0,04% распределение карбидов по границам зерен начинает приобретать непрерывный характер. При содержании С 0,06% по границам зерен будут распределены как малоразмерные непрерывные карбиды, так и крупноразмерные дискретные карбиды со средним размером 3 мкм, что также снижает усталостную долговечность сплава. Поэтому в настоящем раскрытии содержание С поддерживают на уровне от 0,02 до 0,04%.[049] C: C in nickel-based superalloy mainly influences the mechanical properties of the material by forming MC carbide during solidification and precipitating secondary phases _of _M23C6 and _M6C during heat treatment. Granular discrete _carbide _M23C6 precipitated at grain boundaries can prevent grain boundary sliding and crack growth, and improve fatigue life, ductility and toughness. Excessive C content can easily increase the precipitation _of MC and _M23C6 , and increase the uneven distribution _of _M23C6 along grain boundaries. As a result of in-depth studies, the inventors have established that with a C content of 0.01%, 0.03%, 0.04%, 0.05% and 0.1%, the M ₂₃ C ₆ content is 0.19%, 0.58%, 0.78%, 0.97% and 1.95%, respectively. With a C content of less than 0.04%, the distribution of carbides along the grain boundaries becomes discrete. With a C content of more than 0.04%, the distribution of carbides along the grain boundaries begins to acquire a continuous character. With a C content of 0.06%, both small-sized continuous carbides and large-sized discrete carbides with an average size of 3 μm will be distributed along the grain boundaries, which also reduces the fatigue life of the alloy. Therefore, in the present disclosure, the C content is maintained at a level of 0.02 to 0.04%.

[050] Cr: Cr является незаменимым легирующим элементом в жаропрочных сплавах на основе никеля и выполняет в основном следующие функции: (1) Твердорастворное упрочнение: Cr в матрице γ жаропрочного сплава искажает кристаллическую решетку, усиливая поле упругих напряжений, тем самым увеличивая прочность твердого раствора γ. (2) Дисперсионное упрочнение: Cr, растворенный в твердом растворе γ, также может образовывать серию карбидов с C, в основном содержащую карбиды типа M₂₃C₆. Эти карбиды в основном распределены по границам зерен. Гранулированные дискретные карбиды, равномерно распределенные по границам зерен, могут эффективно предотвращать зернограничное проскальзывание и миграцию границ зерен и повышать прочность на разрыв. (3) Антиоксидация: Очень важная функция Cr в матрице γ заключается в формировании оксидной пленки Cr₂O₃, отличающейся превосходной стойкостью к окислению. Чем выше содержание Cr, тем выше стойкость к окислению. Учитывая стоимость сплава, содержание Cr поддерживают на уровне 18,5-20,0%.[050] Cr: Cr is an indispensable alloying element in nickel-based superalloys, and mainly has the following functions: (1) Solid solution strengthening: Cr in the γ matrix of the superalloy distorts the crystal lattice, enhancing the elastic stress field, thereby increasing the strength of the γ solid solution. ( ₂ ) Dispersion strengthening: Cr dissolved in the γ solid solution can also form a series of carbides with C, mainly containing _M23C6 type carbides. These carbides are mainly distributed along the grain boundaries. The granular discrete carbides uniformly distributed along the grain boundaries can effectively prevent grain boundary sliding and grain boundary migration and improve the tensile strength. (3) Antioxidation: A very important function of Cr in the γ matrix is to form _Cr2O3 oxide film, _which has excellent oxidation resistance. The higher the Cr content, the higher the oxidation resistance. Considering the cost of the alloy, the Cr content is maintained at 18.5-20.0%.

[051] Co: Co - один из основных элементов твердорастворного упрочнения жаропрочного сплава на основе никеля. Со, добавленный в матрицу γ, может уменьшить энергию дефекта упаковки матрицы. После уменьшения энергии дефекта упаковки вероятность возникновения дефектов упаковки увеличивается, что затрудняет поперечное скольжение дислокации, и деформация требует приложения увеличенной внешней силы, что проявляется повышением прочности. Кроме того, после уменьшения энергии дефекта упаковки снижается скорость ползучести и увеличивается сопротивление ползучести. Кроме того, Co может снижать растворимость γ′-образующих элементов Ti и Al в матрице, тем самым увеличивая количество выделенных фаз γ′ в сплаве и повышая рабочую температуру сплава. Тем не менее, Co - дефицитный ресурс в Китае. Поэтому с учетом стоимости сплава содержание Co в настоящем раскрытии поддерживают на уровне от 13,0 до 14,0%.[051] Co: Co is one of the main elements of solid solution strengthening of nickel-based superalloy. Co added to the γ matrix can reduce the stacking fault energy of the matrix. After the stacking fault energy is reduced, the probability of occurrence of stacking faults increases, which makes it difficult for dislocation to slide crosswise, and the deformation requires the application of an increased external force, which is manifested by an increase in strength. In addition, after the stacking fault energy is reduced, the creep rate decreases and the creep resistance increases. In addition, Co can reduce the solubility of γ′-forming elements Ti and Al in the matrix, thereby increasing the amount of γ′ precipitated phases in the alloy and raising the working temperature of the alloy. However, Co is a scarce resource in China. Therefore, taking into account the cost of the alloy, the Co content in the present disclosure is maintained at 13.0 to 14.0%.

[052] Mo: Мо входит в матрицу жаропрочного сплава на основе никеля и служит преимущественно для твердорастворного упрочнения. В частности, в случае уменьшения содержания Co для уменьшения стоимости и, тем самым, снижения эффективности Co в отношении твердорастворного упрочнения повышается эффективность Mo в отношении твердорастворного упрочнения, что также является одним из признаков настоящего изобретения. В настоящем раскрытии содержание Mo поддерживают на уровне от 4,0 до 4,9%.[052] Mo: Mo is included in the matrix of the nickel-based heat-resistant alloy and serves primarily for solid solution strengthening. In particular, when the Co content is reduced to reduce the cost and thereby reduce the effectiveness of Co in solid solution strengthening, the effectiveness of Mo in solid solution strengthening is increased, which is also one of the features of the present invention. In the present disclosure, the Mo content is maintained at a level of 4.0 to 4.9%.

[053] Al: Al основной элемент для образования фазы γ′. Примерно 20% Al, добавленного в сплав, переходит в твердый раствор γ и служит для твердорастворного упрочнения; примерно 80% Al, добавленного в сплав, реагирует с Ni с образованием Ni₃Al и служит для дисперсионного упрочнения. Для обеспечения наличия в сплаве фаз γ′, необходимых для поддержания жаропрочности при 700°C, содержание Al в сплаве в настоящем раскрытии поддерживают на уровне от 1,3 до 1,6%.[053] Al: Al is the main element for the formation of the γ′ phase. About 20% of the Al added to the alloy goes into solid solution γ and serves for solid solution strengthening; about 80% of the Al added to the alloy reacts with Ni to form Ni ₃ Al and serves for precipitation strengthening. To ensure that the alloy contains the γ′ phases necessary to maintain heat resistance at 700°C, the Al content in the alloy in the present disclosure is maintained at a level of from 1.3 to 1.6%.

[054] Ti: Примерно 10% Ti, добавленного в жаропрочный сплав на основе никеля, переходит в твердый раствор γ и в некоторой степени служит для твердорастворного упрочнения; примерно 90% Ti, добавленного в жаропрочный сплав на основе никеля, переходит в фазу γ′. При указанном содержании Al по мере увеличения содержания Ti увеличивается количество фаз γ′ и повышается жаропрочность сплава. Для обеспечения наличия в сплаве фаз γ′, необходимых для поддержания жаропрочности при 700°C, в настоящем раскрытии содержание Ti ограничивают уровнем от 2,80 до 3,25%, соотношение Ti/Al - уровнем от 2,25 до 2,38, и содержание (Al + Ti) - уровнем от 4,35 до 4,58%.[054] Ti: About 10% of the Ti added to the nickel-based superalloy goes into solid solution γ and serves to some extent for solid solution strengthening; about 90% of the Ti added to the nickel-based superalloy goes into the γ′ phase. At the specified Al content, as the Ti content increases, the amount of γ′ phases increases and the high-temperature strength of the alloy increases. In order to ensure that the alloy contains the γ′ phases necessary to maintain high-temperature strength at 700°C, in the present disclosure, the Ti content is limited to a level of from 2.80 to 3.25%, the Ti/Al ratio is limited to a level of from 2.25 to 2.38, and the (Al + Ti) content is limited to a level of from 4.35 to 4.58%.

[055] O: Уменьшение содержания O и N позволяет снизить содержание включений в материале, что способствует повышению пластичности и вязкости сплава. При плавке сплава N легко образует Ti(C,N) с Ti, и увеличение содержания Ti(C,N) может увеличить возможность образования источника усталости и уменьшить содержание Ti, необходимое для упрочняющих фаз γ′. Поэтому в настоящем раскрытии содержание О необходимо поддерживать на уровне 20 ч/млн и менее, и содержание N необходимо поддерживать на уровне 20 ч/млн и менее.[055] O: Reducing the content of O and N makes it possible to reduce the content of inclusions in the material, which contributes to increasing the ductility and toughness of the alloy. When melting the alloy, N easily forms Ti(C,N) with Ti, and increasing the content of Ti(C,N) can increase the possibility of forming a fatigue source and reduce the content of Ti required for the strengthening phases γ′. Therefore, in the present disclosure, the content of O must be maintained at 20 ppm or less, and the content of N must be maintained at 20 ppm or less.

[056] S: Избыточное содержание S ухудшает пластичность и долговременные свойства сплава. На позднем этапе выплавки сплава увеличение содержания S облегчает выделение сульфидов. S оказывает значительное влияние на жаропрочный сплав на основе никеля при температуре 800°C и выше, что очевидно при выплавке и проковке слитков. В результате исследований авторы изобретения обнаружили, что в экспериментальной группе с содержанием S 100 ч/млн происходит срыв плавки, в экспериментальной группе с содержанием S 56 ч/млн слиток сильно растрескивается во время проковки, и в группе с содержанием S выше 10 ч/млн усталостная долговечность и пластичность при 730°C снижаются в разной степени. Поэтому в настоящем раскрытии содержание S необходимо поддерживать на уровне 10 ч/млн и менее.[056] S: Excessive S content deteriorates the ductility and long-term properties of the alloy. In the late stage of melting the alloy, an increase in the S content facilitates the precipitation of sulfides. S has a significant effect on the nickel-based superalloy at a temperature of 800°C or higher, which is evident in the melting and forging of ingots. As a result of the investigation, the inventors found that in the experimental group with an S content of 100 ppm, melting failure occurs, in the experimental group with an S content of 56 ppm, the ingot is severely cracked during forging, and in the group with an S content of more than 10 ppm, the fatigue life and ductility at 730°C are reduced to different degrees. Therefore, in the present disclosure, the S content needs to be maintained at 10 ppm or less.

[057] P: По мере увеличения содержания P усталостная долговечность жаропрочного сплава на основе никеля резко снижается. В результате исследований авторы изобретения установили, что усталостная долговечность жаропрочного сплава на основе никеля при 730°C составляет менее 25 ч, если содержание P превышает 80 ч/млн, усталостная долговечность жаропрочного сплава на основе никеля при 730°C составляет всего 2 ч, если содержание P превышает 100 ч/млн, и жаропрочный сплав на основе никеля отличается высокой чувствительностью к надрезу в течение длительного времени при 730°C, если содержание P превышает 80 ч/млн. Поэтому в настоящем раскрытии содержание P необходимо поддерживать на уровне 80 ч/млн и менее.[057] P: As the P content increases, the fatigue life of the nickel-based heat-resistant alloy decreases sharply. As a result of the investigation, the inventors found that the fatigue life of the nickel-based heat-resistant alloy at 730°C is less than 25 hours if the P content exceeds 80 ppm, the fatigue life of the nickel-based heat-resistant alloy at 730°C is only 2 hours if the P content exceeds 100 ppm, and the nickel-based heat-resistant alloy has high sensitivity to notching for a long time at 730°C if the P content exceeds 80 ppm. Therefore, in the present disclosure, it is necessary to maintain the P content at 80 ppm or less.

[058] Для дальнейшего улучшения комплексных свойств диска турбины, интегрированного с валом диска, жаропрочный сплав на основе никеля может содержать следующие компоненты в массовых долях: C: от 0,026 до 0,037%, Cr: от 18,5 до 19,7%, Co: от 13,0 до 13,98% , Mo: от 4,10 до 4,70% , Al: от 1,3 до 1,45% , Ti: от 2,95 до 3,25%, Ti/Al: от 2,26 до 2,38, (Al + Ti): от 4,36 до 4,58%, O: 10 ч/млн и менее, N: 20 ч/млн и менее, S: 8 ч/млн и менее, P: 40 ч/млн и менее, и никель: остаток.[058] In order to further improve the comprehensive properties of the turbine disk integrated with the disk shaft, the nickel-based heat-resistant alloy may contain the following components in mass fractions: C: 0.026 to 0.037%, Cr: 18.5 to 19.7%, Co: 13.0 to 13.98%, Mo: 4.10 to 4.70%, Al: 1.3 to 1.45%, Ti: 2.95 to 3.25%, Ti/Al: 2.26 to 2.38, (Al + Ti): 4.36 to 4.58%, O: 10 ppm or less, N: 20 ppm or less, S: 8 ppm or less, P: 40 ppm or less, and nickel: the remainder.

[059] В частности, суммарное массовое процентное содержание O + N + S составляет 40 ч/млн и менее.[059] In particular, the total mass percentage of O + N + S is 40 ppm or less.

[060] В частности, микроструктура диска турбины, интегрированного с валом диска, в основном содержит равноосные зерна аустенита, равномерно распределенные карбиды и диффузно распределенные фазы γ'. Карбиды представляют собой преимущественно M₂₃C₆ и MC, причем M₂₃C₆ имеет форму короткого стержня и дискретно распределен по границам зерен, и содержание M₂₃C₆ составляет от 0,5 до 0,75% (массовая доля); MC имеет форму блока и дискретно распределен в зернах, и содержание MC составляет от 0,1 до 0,2% (массовая доля). Фазы γ' имеют сферическую форму, диффузно распределены в зернах и имеют размер частиц от 60 до 200 нм. Содержание фаз γ' составляет от 24 до 26%, причем содержание фаз γ' с размером частиц от 60 до 100 нм составляет от 12 до 16%, и содержание фаз γ' с размером частиц более 100 нм составляет от 8 до 14%.[060] In particular, the microstructure of the turbine disk integrated with the disk shaft mainly contains equiaxed austenite grains, uniformly distributed carbides, and diffusely distributed γ' phases. The carbides are mainly _M23C6 and _MC , wherein _M23C6 has the shape of a short _rod and is discretely distributed along the grain boundaries, and the content _of _M23C6 is from 0.5 to 0.75% (mass fraction); MC has the shape of a block and is discretely distributed in grains, and the content of MC is from 0.1 to 0.2% (mass fraction). The γ' phases have a spherical shape, are diffusely distributed in grains, and have a particle size of 60 to 200 nm. The content of γ' phases is from 24 to 26%, wherein the content of γ' phases with a particle size of 60 to 100 nm is from 12 to 16%, and the content of γ' phases with a particle size of more than 100 nm is from 8 to 14%.

[061] В частности, диск турбины с интегрированным валом диска имеет размер зерна 6,5 и более, например, 7-8; зерна разных частей диска турбины с интегрированным валом диска однородны и сопоставимы, разность размеров зерен составляет 2 и менее (например, разность размеров зерен составляет 1,5 и менее).[061] In particular, the turbine disk with an integrated disk shaft has a grain size of 6.5 or more, for example, 7-8; the grains of different parts of the turbine disk with an integrated disk shaft are uniform and comparable, the difference in grain sizes is 2 or less (for example, the difference in grain sizes is 1.5 or less).

[062] Настоящим изобретением также предложен способ изготовления диска турбины, интегрированного с валом диска, содержащий следующие этапы.[062] The present invention also provides a method for manufacturing a turbine disk integrated with a disk shaft, comprising the following steps.

[063] Этап 1: проектирование закрытой пресс-формы согласно форме изделия и выбор подходящей заготовки в прутках в соответствии с массой заготовки.[063] Step 1: Designing a closed mold according to the shape of the product and selecting a suitable bar stock according to the weight of the stock.

[064] Этап 2: нанесение теплоизолирующего покрытия на боковые и торцевые поверхности прутковой заготовки, с последующим обертыванием прутковой заготовки мягкой оболочкой (т.е. обертыванием теплоизолирующим хлопком).[064] Step 2: applying a heat-insulating coating to the side and end surfaces of the rod blank, followed by wrapping the rod blank with a soft shell (i.e. wrapping with heat-insulating cotton).

[065] Этап 3: осадка прутковой заготовки при температуре от 1030°C до 1060°C для получения заготовки слитка.[065] Step 3: upsetting the bar blank at a temperature of 1030°C to 1060°C to produce an ingot blank.

[066] Этап 4: снятие мягкой оболочки с заготовки слитка и охлаждение. [066] Step 4: Removing the soft shell from the ingot blank and cooling.

[067] Этап 5: обертывание заготовки слитка оболочкой с последующей ковкой заготовки слитка в закрытом штампе при температуре от 1030°C до 1060°C для получения поковки.[067] Step 5: wrapping the ingot blank with a shell, followed by closed die forging of the ingot blank at a temperature of 1030°C to 1060°C to produce a forging.

[068] Этап 6: снятие оболочки с поковки и охлаждение.[068] Step 6: Removing the shell from the forging and cooling.

[069] Этап 7: термическая обработка поковки на твердый раствор.[069] Step 7: Solution heat treatment of the forging.

[070] Этап 8: стабилизация и старение поковки для получения диска турбины, интегрированного с валом диска.[070] Step 8: Stabilization and aging of the forging to obtain a turbine disk integrated with the disk shaft.

[071] В частности, на этапе 1 для обеспечения качественного состава и равномерной зернистости прутковой заготовки необходимо точно контролировать способ изготовления прутковой заготовки. В частности, прутковую заготовку получают способом вакуумной индукционной плавки, электрошлакового переплава, вакуумно-дугового переплава и гомогенизации.[071] In particular, at stage 1, in order to ensure the high-quality composition and uniform grain size of the rod blank, it is necessary to precisely control the method of manufacturing the rod blank. In particular, the rod blank is obtained by vacuum induction melting, electroslag remelting, vacuum arc remelting and homogenization.

[072] В частности, способ изготовления прутковой заготовки на этапе (1) содержит:[072] In particular, the method for producing a rod blank at step (1) comprises:

[073] Этап 1.1: Сырье взвешивают в соответствии с составом сплава.[073] Step 1.1: The raw materials are weighed according to the alloy composition.

[074] Этап 1.2: Выполняют вакуумную индукционную плавку, содержащую следующие этапы:[074] Step 1.2: Perform vacuum induction melting, comprising the following steps:

[075] S1.2.1: загрузка сырья: никелевую пластину, угольный порошок, кобальтовую отливку и молибденовую полосу загружают в вакуумную индукционную печь партиями, по завершении загрузки материалов в вакуумную индукционную печь вакуумируют вакуумную индукционную печь до уровня 0,1 Па и менее, после чего включают.[075] S1.2.1: loading raw materials: nickel plate, carbon powder, cobalt casting and molybdenum strip are loaded into the vacuum induction furnace in batches, after finishing loading the materials into the vacuum induction furnace, the vacuum induction furnace is evacuated to a level of 0.1 Pa or less, and then turned on.

[076] S1.2.2: Плавка и улучшение: Спекание выполняют при низкой мощности от 50 до 100 кВт для обеспечения вакуумирования, и мощность постепенно увеличивают (например, 200 кВт, 400 кВт и 600 кВт) до 1000-1500 кВт; после полного расплавления материалов в печи добавляют оставшуюся никелевую пластину, оставшийся угольный порошок и оставшуюся кобальтовую отливку; и после полного расплавления материалов в печи выполняют электромагнитное перемешивание полученного жидкого сплава, что способствует быстрому снижению содержания O и N, причем температуру во время плавления поддерживают на уровне от 1500°C до 1560°C, и температуру во время улучшения поддерживают на уровне от 1500°C до 1560°C.[076] S1.2.2: Melting and quenching: Sintering is performed at a low power of 50 to 100 kW to ensure vacuuming, and the power is gradually increased (for example, 200 kW, 400 kW and 600 kW) to 1000 to 1500 kW; after the materials are completely melted in the furnace, the remaining nickel plate, the remaining carbon powder and the remaining cobalt casting are added; and after the materials are completely melted in the furnace, electromagnetic stirring of the resulting liquid alloy is performed, which promotes rapid reduction of the O and N content, and the temperature during melting is maintained at a level of 1500°C to 1560°C, and the temperature during quenching is maintained at a level of 1500°C to 1560°C.

[077] S1.2.3: Выгрузка и литье: Мощность снижают и выполняют тепловую консервацию; алюминиевую отливку и титановую губку добавляют партиями; после расплавления материалов в печи вводят газообразный Ar до достижения давления от 20000 до 30000 Па и добавляют никелевый сплав; выполняют электромагнитное перемешивание для улучшения плавления и регулируют мощность для обеспечения температуры литья; расплавленный сплав отводят при температуре от 1450°C до 1510°C, охлаждают в печи в течение определенного периода времени и обрабатывают со срывом вакуума для получения слитка вакуумной индукционной плавки.[077] S1.2.3: Discharging and casting: The power is reduced and heat preservation is performed; the aluminum casting and the titanium sponge are added in batches; after the materials are melted, Ar gas is introduced into the furnace until the pressure reaches 20,000 to 30,000 Pa, and the nickel alloy is added; electromagnetic stirring is performed to improve melting, and the power is adjusted to ensure the casting temperature; the molten alloy is discharged at a temperature of 1450°C to 1510°C, cooled in the furnace for a certain period of time, and vacuum-breaking treatment is performed to obtain a vacuum induction melting ingot.

[078] S1.2.4: Обработка поверхности: Слиток вакуумной индукционной плавки охлаждают, обрезают прибыль и полируют поверхность для получения первого электрода, что облегчает последующий электрошлаковый переплав. [078] S1.2.4: Surface treatment: The vacuum induction melted ingot is cooled, the riser is trimmed and the surface is polished to obtain the first electrode, which facilitates the subsequent electroslag remelting.

[079] Этап 1.3: Выполняют электрошлаковый переплав, в том числе:[079] Stage 1.3: Electroslag remelting is performed, including:

[080] S1.3.1: Адаптируют шлак предварительного плавления, содержащий от 45 до 65% CaF₂, от 15 до 25% Al₂O₃, от 15 до 25% CaO, от 2 до 8% MgO и от 0 до 5% TiO₂.[080] S1.3.1: Adapt a pre-melting slag containing from 45 to 65% CaF ₂ , from 15 to 25% Al ₂ O ₃ , from 15 to 25% CaO, from 2 to 8% MgO and from 0 to 5% TiO ₂ .

[081] S1.3.2: Первый электрод сваривают, полируют и загружают в печь электрошлакового переплава, вводят газообразный аргон с расходом аргона не менее 30 л/мин, затем формируют шлак, запускают дугу, выполняют переплав и компенсацию усадки; печь охлаждают в течение 2 ч, после чего изделие извлекают из пресс-формы для получения слитка электрошлакового переплава, причем скорость плавления поддерживают на уровне от 3,7 до 4,2 кг/мин во время переплава, и температуру воды поддерживают на уровне от 28°C до 35°C во время переплава.[081] S1.3.2: The first electrode is welded, polished and loaded into the electroslag remelting furnace, argon gas is introduced at an argon flow rate of not less than 30 l/min, then slag is formed, an arc is started, remelting and shrinkage compensation are performed; the furnace is cooled for 2 h, after which the product is removed from the mold to obtain an electroslag remelting ingot, and the melting rate is maintained at a level of 3.7 to 4.2 kg/min during remelting, and the water temperature is maintained at a level of 28°C to 35°C during remelting.

[082] S1.3.3: Слиток подвергают поверхностному точению с односторонней величиной съема от 5 до 10 мм и диаметром от 400 до 420 мм для получения второго электрода, что облегчает последующий вакуумно-дуговой переплав.[082] S1.3.3: The ingot is subjected to surface turning with a one-sided removal value of 5 to 10 mm and a diameter of 400 to 420 mm to obtain a second electrode, which facilitates subsequent vacuum arc remelting.

[083] Электрошлаковый переплав, выполняемый раскрытым выше способом, позволяет эффективно снизить содержание S в сплаве.[083] Electroslag remelting, carried out by the method described above, makes it possible to effectively reduce the S content in the alloy.

[084] Этап 1.4: Выполняют вакуумно-дуговой переплав, в том числе:[084] Stage 1.4: Vacuum arc remelting is performed, including:

[085] S1.4.1: Кристаллизатор в вакуумной дуговой печи очищают, затем второй электрод помещают в кристаллизатор, выполняют центровку, и выполняют сварку электродами в вакуумной дуговой печи.[085] S1.4.1: The crystallizer in the vacuum arc furnace is cleaned, then the second electrode is placed in the crystallizer, centered, and welding is performed with the electrodes in the vacuum arc furnace.

[086] S1.4.2: Уровень вакуума регулируют до менее 1 Па, и скорость утечки газа регулируют до менее 0,3 Па/мин в вакуумной дуговой печи, после чего вакуумную дуговую печь включают для выполнения плавки.[086] S1.4.2: The vacuum level is adjusted to less than 1 Pa, and the gas leakage rate is adjusted to less than 0.3 Pa/min in the vacuum arc furnace, and then the vacuum arc furnace is started to perform melting.

[087] S1.4.3: Газообразный гелий вводят для охлаждения во время плавки следующим образом: в соответствии с управлением расходом расход гелия увеличивают с 0 мл/мин до 110 мл/мин в течение первых 0,5 ч и уменьшают со 110 мл/мин до 20 мл/мин на этапе нагрева верхней части слитка в течение 0,5 ч.[087] S1.4.3: Helium gas is introduced for cooling during melting as follows: according to the flow rate control, the helium flow rate is increased from 0 ml/min to 110 ml/min during the first 0.5 h and decreased from 110 ml/min to 20 ml/min at the stage of heating the upper part of the ingot for 0.5 h.

[088] S1.4.4: Полученный слиток охлаждают в вакуумной дуговой печи в течение заданного периода времени, после чего обрабатывают со срывом вакуума вакуумной самопоглощающей дугой для получения слитка.[088] S1.4.4: The resulting ingot is cooled in a vacuum arc furnace for a predetermined period of time and then processed by breaking the vacuum with a vacuum self-absorbing arc to obtain an ingot.

[089] Этап 1.5: слиток гомогенизируют для получения прутковой заготовки.[089] Step 1.5: The ingot is homogenized to produce a rod blank.

[090] В частности, на этапе S1.2.1 крупноразмерное сырье максимально распределяют на дне вакуумной индукционной печи, чтобы предотвратить образование мостиков во время плавления.[090] In particular, in step S1.2.1, the large-sized raw materials are distributed as much as possible on the bottom of the vacuum induction furnace to prevent the formation of bridges during melting.

[091] В частности, на этапе S1.2.1 для плавки используют тигель со средним числом нагревов (более 10 нагревов), что позволяет эффективно снизить содержание газообразных элементов, поскольку на стенке тигля выделяется существенное количество газа во время предыдущих нагревов тигля.[091] In particular, at step S1.2.1, a crucible with an average number of heatings (more than 10 heatings) is used for melting, which makes it possible to effectively reduce the content of gaseous elements, since a significant amount of gas is released on the wall of the crucible during previous heatings of the crucible.

[092] В частности, на этапе S1.2.1 в вакуумную индукционную печь сначала загружают первую часть никелевой пластины и первую часть угольного порошка; затем в вакуумную индукционную печь загружают вторую часть никелевой пластины, вторую часть угольного порошка, первую часть кобальтовой отливки и молибденовую полосу; затем в вакуумную индукционную печь загружают вторую часть кобальтовой отливки и третью часть угольного порошка.[092] Specifically, in step S1.2.1, a first portion of the nickel plate and a first portion of the carbon powder are first loaded into the vacuum induction furnace; then a second portion of the nickel plate, a second portion of the carbon powder, a first portion of the cobalt casting and a molybdenum strip are loaded into the vacuum induction furnace; then a second portion of the cobalt casting and a third portion of the carbon powder are loaded into the vacuum induction furnace.

[093] В частности, на этапе S1.2.1 масса первой части никелевой пластины составляет от 1/2 до 2/3 от общей массы никелевой пластины; масса первой части угольного порошка составляет примерно 1/4 от общей массы угольного порошка; масса второй части никелевой пластины составляет примерно 1/6 от общей массы никелевой пластины; масса второй части угольного порошка составляет примерно 1/4 от общей массы угольного порошка; масса первой части кобальтовой отливки составляет примерно 1/2 от общей массы кобальтовой отливки; масса второй части кобальтовой отливки составляет примерно 1/2 от общей массы кобальтовой отливки; и масса третьей части угольного порошка составляет примерно 1/4 от общей массы угольного порошка.[093] Specifically, in step S1.2.1, the mass of the first portion of the nickel plate is from 1/2 to 2/3 of the total mass of the nickel plate; the mass of the first portion of the carbon powder is approximately 1/4 of the total mass of the carbon powder; the mass of the second portion of the nickel plate is approximately 1/6 of the total mass of the nickel plate; the mass of the second portion of the carbon powder is approximately 1/4 of the total mass of the carbon powder; the mass of the first portion of the cobalt casting is approximately 1/2 of the total mass of the cobalt casting; the mass of the second portion of the cobalt casting is approximately 1/2 of the total mass of the cobalt casting; and the mass of the third portion of the carbon powder is approximately 1/4 of the total mass of the carbon powder.

[094] В частности, на этапе S1.2.1 повышение степени вакуума во время улучшения способствует протеканию углеродно-кислородной реакции, и всплытие пузырьков СО способствует выделению H и N, всплытию неметаллических включений, разложению нитридов и улетучиванию следовых примесей. Тем не менее, слишком высокая степень вакуума усилит реакцию между тиглем и металлом и увеличит потери легирующих элементов вследствие улетучивания. Поэтому вакуумную индукционную печь вакуумируют до уровня вакуума 0,1 Па и менее, после чего включают.[094] In particular, in step S1.2.1, increasing the vacuum degree during quenching promotes the carbon-oxygen reaction, and the floating of CO bubbles promotes the release of H and N, the floating of non-metallic inclusions, the decomposition of nitrides, and the volatilization of trace impurities. However, too high a vacuum degree will intensify the reaction between the crucible and the metal and increase the loss of alloying elements due to volatilization. Therefore, the vacuum induction furnace is evacuated to a vacuum level of 0.1 Pa or less, and then turned on.

[095] В частности, на этапе S1.2.3 третью группу сырья, содержащую алюминиевую отливку и титановую губку, добавляют тремя партиями следующим образом: сначала добавляют первую часть титановой губки и первую часть алюминиевой отливки; затем добавляют вторую часть титановой губки и вторую часть алюминиевой отливки; и через 8-12 минут добавляют третью часть алюминиевой отливки. Массовое соотношение первой части титановой губки и второй части титановой губки составляет примерно 1:1; и массовое соотношение первой части алюминиевой отливки, второй части алюминиевой отливки и третьей части алюминиевой отливки составляет примерно 1:1:1.[095] Specifically, in step S1.2.3, the third group of raw materials containing the aluminum casting and the titanium sponge is added in three batches as follows: first, a first portion of the titanium sponge and a first portion of the aluminum casting are added; then, a second portion of the titanium sponge and a second portion of the aluminum casting are added; and after 8 to 12 minutes, a third portion of the aluminum casting is added. The weight ratio of the first portion of the titanium sponge and the second portion of the titanium sponge is approximately 1:1; and the weight ratio of the first portion of the aluminum casting, the second portion of the aluminum casting, and the third portion of the aluminum casting is approximately 1:1:1.

[096] В частности, на этапе S1.2.3 добавление Ti может уменьшить количество включений Ti, например, образование Ti (C, N).[096] In particular, in step S1.2.3, the addition of Ti can reduce the amount of Ti inclusions, such as the formation of Ti(C,N).

[097] В частности, на этапе S1.2.3 добавление Al партиями может снизить экзотермический подъем температуры, и добавление Al и Ti партиями также позволяет контролировать содержание Al и Ti.[097] In particular, in step S1.2.3, adding Al in batches can reduce the exothermic temperature rise, and adding Al and Ti in batches also makes it possible to control the content of Al and Ti.

[098] В частности, на этапе S1.4.3 управление увеличением расхода гелия с 0 мл/мин до 110 мл/мин в течение первых 0,5 ч и уменьшением расхода гелия со 110 мл/мин до 20 мл/мин на этапе нагрева верхней части слитка в течение 0,5 ч может привести к смещению дна плавильной ванны вверх и изменению его исходной формы перевернутого конуса на форму плоского диска. В частности, вышеупомянутое управление может уменьшить квазиравновесную двухфазную зону, уменьшить длину диффузии металлического элемента во время затвердевания и уменьшить тенденцию к сегрегации сплава.[098] In particular, in step S1.4.3, controlling the helium flow rate to increase from 0 ml/min to 110 ml/min during the first 0.5 h and decreasing the helium flow rate from 110 ml/min to 20 ml/min during the step of heating the upper part of the ingot for 0.5 h can cause the bottom of the melting pool to shift upward and change its original inverted cone shape to a flat disk shape. In particular, the above-mentioned control can reduce the quasi-equilibrium two-phase zone, reduce the diffusion length of the metal element during solidification, and reduce the segregation tendency of the alloy.

[099] В частности, на этапе S1.4.3 скорость плавления при вакуумном самопоглощающем переплаве влияет на микропористость сплава. Чтобы уменьшить этот дефект, скорость плавления поддерживают на уровне от 3,4 до 4,0 кг/мин, и температуру охлаждающей жидкости поддерживают на уровне от 18°C до 28°C.[099] In particular, in step S1.4.3, the melting rate in vacuum self-absorbing remelting affects the microporosity of the alloy. In order to reduce this defect, the melting rate is maintained at a level of 3.4 to 4.0 kg/min, and the temperature of the cooling liquid is maintained at a level of 18°C to 28°C.

[0100] В частности, на этапе 1.5 выполняют гомогенизационный отжиг для удаления фаз с низкой температурой плавления и уменьшения сегрегации элементов в слитке. При гомогенизации используют двухступенчатую тепловую консервацию, причем первую ступень тепловой консервации выполняют при относительно низкой температуре в основном для удаления из сплава фаз с низкой температурой плавления; вторую ступень тепловой консервации выполняют для содействия равномерной диффузии сегрегированных элементов. В частности, гомогенизация содержит следующие этапы:[0100] In particular, at step 1.5, homogenization annealing is performed to remove phases with a low melting point and reduce segregation of elements in the ingot. During homogenization, a two-stage thermal preservation is used, wherein the first stage of thermal preservation is performed at a relatively low temperature mainly to remove phases with a low melting point from the alloy; the second stage of thermal preservation is performed to promote uniform diffusion of segregated elements. In particular, homogenization comprises the following stages:

[0101] S1.5.1: слиток нагревают до температуры от 1150°C до 1165°C и выдерживают при этой температуре в течение 47-49 ч; и[0101] S1.5.1: the ingot is heated to a temperature of 1150°C to 1165°C and maintained at that temperature for 47-49 h; and

[0102] S1.5.2: слиток нагревают далее до температуры от 1180°C до 1195°C и выдерживают при этой температуре в течение 65-67 ч, после чего охлаждают на воздухе.[0102] S1.5.2: the ingot is further heated to a temperature of 1180°C to 1195°C and maintained at this temperature for 65-67 hours, after which it is cooled in air.

[0103] В частности, на этапе S1.5.1 слиток медленно нагревают от температуры печи 400°C и менее до температуры от 1150°C до 1165°C в течение 10-15 ч.[0103] In particular, in step S1.5.1, the ingot is slowly heated from a furnace temperature of 400°C or less to a temperature of 1150°C to 1165°C over a period of 10-15 hours.

[0104] В частности, на этапе S1.5.1 слишком высокая температура и чрезмерное время выдержки не дают положительного эффекта в переплаве фаз с низкой температурой плавления, а длительная тепловая консервация при высокой температуре приводит к увеличению толщины оксидного слоя на поверхности слитка и росту зерен, что не способствует последующей ковке. Тем не менее, слишком низкая температура и слишком малое время выдержки не могут обеспечить полный переплав фаз с низкой температурой плавления, и остаточные фазы с низкой температурой плавления легко становятся источниками трещин в поковке. Поэтому слиток нагревают до температуры от 1150°C до 1165°C, и время выдержки регулируют в соответствии с размером слитка, чтобы обеспечить полный переплав фаз с низкой температурой плавления.[0104] In particular, in step S1.5.1, too high a temperature and too long a holding time do not provide a positive effect in remelting the low melting point phases, and long-term thermal preservation at a high temperature leads to an increase in the thickness of the oxide layer on the surface of the ingot and grain growth, which is not conducive to subsequent forging. However, too low a temperature and too short a holding time cannot ensure complete remelting of the low melting point phases, and the residual low melting point phases easily become sources of cracks in the forging. Therefore, the ingot is heated to a temperature of 1150°C to 1165°C, and the holding time is adjusted according to the size of the ingot to ensure complete remelting of the low melting point phases.

[0105] В частности, на этапе S1.5.2 повышение температуры и увеличение времени выдержки приводит к повышению эффективности переплава сегрегированных элементов. Тем не менее, когда температура и время выдержки достигают соответствующих точек равновесия, переплав сегрегированных элементов остается стабильным. В результате углубленных исследований авторы изобретения установили, что гомогенизация может быть завершена, когда коэффициент остаточной сегрегации достигает 0,2. Поэтому слишком высокая температура и слишком большое время выдержки не оказывают положительного влияния на переплав сегрегированных элементов, но приводят к образованию крупного зерна, потерям энергии и снижению эффективности производства. Слишком низкая температура и слишком малое время выдержки не могут обеспечить переплав большей части сегрегированных элементов, и связанная с этим дендритная сегрегация снизит пластичность горячей обработки при ковке. Поэтому слиток дополнительно нагревают до температуры от 1180°C до 1195°C, и время выдержки регулируют в соответствии с размером слитка, чтобы коэффициент остаточной сегрегации достигал 0,2.[0105] In particular, in step S1.5.2, increasing the temperature and increasing the holding time results in an increase in the remelting efficiency of the segregated elements. However, when the temperature and holding time reach the respective equilibrium points, the remelting of the segregated elements remains stable. As a result of in-depth studies, the inventors found that the homogenization can be completed when the residual segregation ratio reaches 0.2. Therefore, too high a temperature and too long a holding time do not have a positive effect on the remelting of the segregated elements, but lead to the formation of coarse grain, energy loss and a decrease in production efficiency. Too low a temperature and too short a holding time cannot ensure the remelting of most of the segregated elements, and the associated dendritic segregation will reduce the ductility of hot forging work. Therefore, the ingot is further heated to a temperature of 1180°C to 1195°C, and the holding time is adjusted according to the size of the ingot so that the residual segregation coefficient reaches 0.2.

[0106] В частности, на этапе 1 прутковая заготовка имеет следующий состав: C: от 0,02 до 0,04%, Cr: от 18,5 до 20,0%, Co: от 13,0 до 14,0%, Mo: от 4,0 до 4,90%, Al: от 1,3 до 1,6%, Ti: от 2,80 до 3,25%, Ti/Al: от 2,25 до 2,38, (Al + Ti): от 4,35 до 4,58%, O: 20 ч/млн и менее, N: 20 ч/млн и менее, S: 10 ч/млн и менее, P: 80 ч/млн и менее, и никель: остаток.[0106] Specifically, in step 1, the rod blank has the following composition: C: 0.02 to 0.04%, Cr: 18.5 to 20.0%, Co: 13.0 to 14.0%, Mo: 4.0 to 4.90%, Al: 1.3 to 1.6%, Ti: 2.80 to 3.25%, Ti/Al: 2.25 to 2.38, (Al + Ti): 4.35 to 4.58%, O: 20 ppm or less, N: 20 ppm or less, S: 10 ppm or less, P: 80 ppm or less, and nickel: the remainder.

[0107] В частности, способ изготовления прутковой заготовки дополнительно содержит:[0107] In particular, the method for producing a rod blank further comprises:

[0108] Этап 1.6: Прутковую заготовку, выдержанную при температуре от 1150°C до 1200°C, последовательно подвергают многократной ковке с осадкой, вытяжке и радиальной ковке.[0108] Step 1.6: The rod blank, maintained at a temperature of 1150°C to 1200°C, is successively subjected to multiple upset forging, drawing, and radial forging.

[0109] В частности, на этапе 1.6, степень деформации при каждой ковке с осадкой составляет от 30 до 50%, степень деформации при каждой вытяжке составляет от 30 до 60%; и температура выдержки снижается на 40-50°C после каждой ковки с осадкой и вытяжки, пока температура выдержки не снизится до 1050-1120°C. Если степень деформации при каждом нагреве слишком велика, сплав может растрескаться. Кроме того, слишком высокая степень деформации вызывает риск образования смешанных кристаллов в большой зоне деформации зернистой структуры сплава. Если степень деформации при каждом нагреве слишком мала, деформация сплава будет недостаточна, и дробление зерен и рекристаллизация не могут быть завершены.[0109] Specifically, in Step 1.6, the deformation ratio at each upset forging is 30 to 50%, the deformation ratio at each drawing is 30 to 60%; and the holding temperature is lowered by 40 to 50°C after each upset forging and drawing until the holding temperature is lowered to 1050 to 1120°C. If the deformation ratio at each heating is too large, the alloy may crack. In addition, too high a deformation ratio causes the risk of forming mixed crystals in a large deformation zone of the grain structure of the alloy. If the deformation ratio at each heating is too small, the deformation of the alloy will be insufficient, and grain refinement and recrystallization cannot be completed.

[0110] В частности, на этапе 2 толщина теплоизолирующего хлопка составляет от 10 до 15 мм.[0110] In particular, in step 2, the thickness of the heat-insulating cotton is 10 to 15 mm.

[0111] В частности, на этапе 3 осадку выполняют первичным горячим прессованием со степенью деформации от 50 до 60% и скоростью сжатия от 5 до 10 мм/с. Осадку выполняют при температуре от 1030°C до 1060°C. В этом диапазоне температур сплав в целом находится в однофазной зоне, и пластическая деформация может быть достаточной. По завершения ковки снижается температура и выпадают фазы γ', способные обеспечить эффект закрепления для уменьшения размеров зерен и замедлить рост зерен.[0111] In particular, in step 3, upsetting is performed by primary hot pressing with a degree of deformation from 50 to 60% and a compression rate from 5 to 10 mm/s. Upsetting is performed at a temperature from 1030°C to 1060°C. In this temperature range, the alloy as a whole is in a single-phase zone, and plastic deformation can be sufficient. Upon completion of forging, the temperature decreases and γ' phases precipitate, which can provide a pinning effect to reduce grain sizes and slow down grain growth.

[0112] В частности, на этапе 5 ковку в закрытом штампе выполняют первичным горячим прессованием со степенью деформации от 50 до 60% и скоростью сжатия от 5 до 10 мм/с. Метод ковки в закрытом штампе позволяет не только уменьшить массу заготовки, но и выбрать вариант пресс-формы на основании характеристик деформации части диска и части вала, чтобы контролировать степень деформации различных частей.[0112] In particular, in step 5, closed die forging is performed by primary hot pressing with a deformation degree of 50 to 60% and a compression speed of 5 to 10 mm/s. The closed die forging method not only makes it possible to reduce the mass of the workpiece, but also to select a mold option based on the deformation characteristics of the disk part and the shaft part in order to control the deformation degree of the various parts.

[0113] В частности, на этапе 7 термическую обработку на твердый раствор выполняют следующим образом: вторую поковку нагревают до температуры от 995°C до 1050°C, выдерживают при этой температуре в течение 3,5-4,5 ч и охлаждают маслом. Если скорость нагрева слишком высока, сердцевина сплава не достигнет температуры твердого раствора, что приведет к недостаточному времени выдержки. Поэтому вторую поковку медленно нагревают от температуры печи 400°C и ниже со скоростью нагрева от 4°C/мин до 6°C/мин. Слишком высокая температура или слишком большое время выдержки приведут к росту зерен, что не будет способствовать улучшению свойств сплава. Слишком низкая температура или слишком малое время выдержки не позволяют полностью или частично растворить фазы γ, чтобы они были готовы к получению соответствующих фаз γ' во время последующего старения. Таким образом, вторую поковку нагревают до температуры от 995°C до 1050°C и выдерживают при этой температуре в течение 3,5-4,5 ч.[0113] Specifically, in step 7, the solution heat treatment is performed as follows: the second forging is heated to a temperature of 995°C to 1050°C, held at this temperature for 3.5 to 4.5 hours, and cooled with oil. If the heating rate is too high, the alloy core will not reach the solid solution temperature, which will result in an insufficient holding time. Therefore, the second forging is slowly heated from a furnace temperature of 400°C and below at a heating rate of 4°C/min to 6°C/min. Too high a temperature or too long a holding time will result in grain growth, which will not contribute to improving the properties of the alloy. Too low a temperature or too short a holding time does not allow the γ phases to be completely or partially dissolved so that they are ready to obtain the corresponding γ' phases during subsequent aging. Thus, the second forging is heated to a temperature of 995°C to 1050°C and held at this temperature for 3.5-4.5 hours.

[0114] В частности, на этапе 8 стабилизацию и старение выполняют следующим образом: третью поковку нагревают до температуры от 840°C до 850°C, выдерживают при этой температуре в течение 3-4,5 ч, а затем охлаждают на воздухе; затем нагревают до температуры от 755°C до 765°C, выдерживают при этой температуре в течение 15-17 ч, а затем охлаждают на воздухе до комнатной температуры.[0114] In particular, in step 8, the stabilization and aging are performed as follows: the third forging is heated to a temperature of 840°C to 850°C, held at this temperature for 3-4.5 hours, and then cooled in air; then heated to a temperature of 755°C to 765°C, held at this temperature for 15-17 hours, and then cooled in air to room temperature.

[0115] В частности, на этапе 8 при избыточной скорости нагрева сердцевина сплава не достигнет температуры стабилизации и старения, что приведет к недостаточному времени выдержки, недостаточному количеству осажденных фаз γ' и неоптимальному соотношению количества и размера фаз γ'. Слишком высокая температура или слишком большое время выдержки приведут к тому, что фазы γ' будут иметь большие размеры и сделают соотношение количества и размера неоптимальным, что повлияет на прочность сплава. Поэтому третью поковку медленно нагревают от температуры печи 400°C и менее со скоростью нагрева от 4°C/мин до 6°C/мин.[0115] In particular, in step 8, if the heating rate is excessive, the alloy core will not reach the stabilization and aging temperature, which will result in insufficient holding time, insufficient amount of precipitated γ' phases, and non-optimal ratio of the amount and size of the γ' phases. Too high a temperature or too long a holding time will result in the γ' phases being large in size and making the amount and size ratio non-optimal, which will affect the strength of the alloy. Therefore, the third forging is slowly heated from a furnace temperature of 400°C or less at a heating rate of 4°C/min to 6°C/min.

[0116] В частности, диск турбины, интегрированный с валом диска и полученный на этапе 8, имеет следующие свойства: характеристики растяжения при комнатной температуре: предел прочности при растяжении σ_b: 1300 МПа и более (например, от 1330 МПа до 1420 МПа), предел текучести σ_0,2: 1000 МПа и более (например, от 1010 МПа до 1050 МПа), удлинение при разрыве δ₅: 20,0% и более (например, от 21 до 24%), и коэффициент усадки сечения ψ: 24,0% и более (например, от 25 до 36%); характеристики растяжения при 535°C: предел прочности при растяжении σ_b: 1200 МПа и более (например, от 1210 МПа до 1320 МПа), предел текучести σ_0,2: 875 МПа и более (например, от 885 МПа до 950 МПа), удлинение при разрыве δ₅: 19% и более (например, от 19 до 22%), и коэффициент усадки сечения ψ: 23% и более (например, от 24 до 29%); прочность при 730°C/550 МПа: длительность τ: 35 ч и более (например, от 41 до 47 ч), и удлинение при разрыве δ₅: 24% и более (например, от 25 до 38%),; прочность при 815°C/295 МПа: длительность τ: 52 ч и более (например, от 53 до 70 ч), удлинение при разрыве δ₅: 12% и более (например, от 13 до 18%); и низкоцикличная усталостная прочность: 500°C/контролируемая деформация: от 0 до 0,7%/0,33 Гц, и более 3 × 10⁴ циклов (например, от 33884 до 47323).[0116] Specifically, the turbine disk integrated with the disk shaft and obtained in step 8 has the following properties: tensile properties at room temperature: ultimate tensile strength σ _b : 1300 MPa or more (for example, from 1330 MPa to 1420 MPa), yield strength σ _0.2 : 1000 MPa or more (for example, from 1010 MPa to 1050 MPa), elongation at break δ ₅ : 20.0% or more (for example, from 21 to 24%), and section shrinkage ratio ψ: 24.0% or more (for example, from 25 to 36%); tensile properties at 535°C: ultimate tensile strength σ _b : 1200 MPa or more (e.g. 1210 MPa to 1320 MPa), yield strength σ _0.2 : 875 MPa or more (e.g. 885 MPa to 950 MPa), elongation at break δ ₅ : 19% or more (e.g. 19 to 22%), and section shrinkage ratio ψ : 23% or more (e.g. 24 to 29%); strength at 730°C/550 MPa: duration τ : 35 h or more (e.g. 41 to 47 h), and elongation at break δ ₅ : 24% or more (e.g. 25 to 38%),; strength at 815°C/295 MPa: duration τ: 52 h or more (e.g. 53 to 70 h), elongation at break _δ5 : 12% or more (e.g. 13 to 18%); and low-cycle fatigue strength: 500°C/controlled strain: 0 to 0.7%/0.33 Hz, and more than 3 × 10 ⁴ cycles (e.g. 33884 to 47323).

[0117] По сравнению с уровнем техники, в диске турбины, интегрированном с валом диска, согласно настоящему изобретению содержание отдельных элементов, таких как C, Cr, Co, Al и Ti, в сплаве точно контролируют, чтобы повысить эффективность твердорастворного упрочнения и зернограничного упрочнения сплава. Значения Ti/Al и (Al+Ti) координируют для обеспечения оптимального соответствия между содержанием и размером фаз γ' в диске турбины, интегрированном с валом диска. Содержание O, N, S и P точно контролируют для снижения содержания включений и улучшения чистоты, пластичности и усталостных характеристик сплава для диска турбины, интегрированного с валом диска, обеспечивая тем самым однородность зерен, выделение вторичных фаз и распределение зернограничных фаз, а также комплексные свойства диска турбины, интегрированного с валом диска.[0117] Compared with the prior art, in the turbine disk integrated with the disk shaft according to the present invention, the content of individual elements such as C, Cr, Co, Al and Ti in the alloy is precisely controlled to improve the efficiency of solid solution strengthening and grain boundary strengthening of the alloy. The values of Ti/Al and (Al+Ti) are coordinated to ensure an optimal match between the content and size of the γ' phases in the turbine disk integrated with the disk shaft. The content of O, N, S and P is precisely controlled to reduce the content of inclusions and improve the purity, ductility and fatigue properties of the alloy for the turbine disk integrated with the disk shaft, thereby ensuring the uniformity of grains, the precipitation of secondary phases and the distribution of grain boundary phases, as well as the comprehensive properties of the turbine disk integrated with the disk shaft.

[0118] В способе изготовления диска турбины, интегрированного с валом диска, согласно настоящему изобретению контролируют содержание основных компонентов и используют процессы тройной плавки, проковки, ковки в штампе и термической обработки для получения диска турбины, интегрированного с валом диска и отвечающего требованиям аэрокосмических двигателей, работающих при температуре 700°C. Диск турбины, интегрированный с валом диска, характеризуется однородной мелкозернистой структурой (размер зерен достигает 6,5 и более, например, 7-8; зерна разных частей однородны и сопоставимы, разность размеров зерен составляет 2 и менее), низкой скоростью роста трещин и отличные комплексными свойствами при длительной эксплуатации.[0118] In the method for producing a turbine disk integrated with a disk shaft according to the present invention, the content of the main components is controlled and the processes of triple melting, forging, die forging and heat treatment are used to obtain a turbine disk integrated with a disk shaft and meet the requirements of aerospace engines operating at a temperature of 700°C. The turbine disk integrated with the disk shaft is characterized by a uniform fine-grained structure (the grain size reaches 6.5 or more, for example, 7-8; the grains of different parts are uniform and comparable, the difference in grain sizes is 2 or less), a low crack growth rate and excellent comprehensive properties during long-term operation.

[0119] Примеры 1-5[0119] Examples 1-5

[0120] Преимущества точного контроля состава и технологических параметров диска турбины, интегрированного с валом диска, в настоящем изобретении показаны на приведенных ниже примерах и сравнительных примерах. В каждом из примеров 1-5 настоящего изобретения представлены диск турбины, интегрированный с валом диска, и способ его изготовления.[0120] The advantages of precise control of the composition and process parameters of the turbine disk integrated with the disk shaft in the present invention are shown in the examples and comparative examples below. Each of Examples 1-5 of the present invention presents a turbine disk integrated with the disk shaft and a method for manufacturing the same.

[0121] Составы дисков турбины, интегрированных с валом диска, в примерах 1-5 указаны в приведенной ниже таблице 1.[0121] The compositions of the turbine disks integrated with the disk shaft in examples 1-5 are shown in Table 1 below.

[0122] В примерах 1-5 приведены следующие способы изготовления дисков турбины, интегрированных с валом диска:[0122] Examples 1-5 illustrate the following methods for producing turbine disks integrated with a disk shaft:

[0123] Пример 1[0123] Example 1

[0124] Этап 1: проектирование закрытой пресс-формы согласно форме изделия и выбор подходящей заготовки в прутках в соответствии с массой заготовки. Масса заготовки составляла 90 ± 1 кг, прутковая заготовка имела спецификацию ϕ180 мм × 430 мм и требуемый допуск ± 1 мм.[0124] Step 1: Designing a closed mold according to the shape of the product, and selecting a suitable bar blank according to the weight of the blank. The weight of the blank was 90 ± 1 kg, the bar blank had a specification of ϕ180 mm × 430 mm, and the required tolerance was ± 1 mm.

[0125] Этап 2: нанесение теплоизолирующего покрытия на боковые и торцевые поверхности прутковой заготовки, с последующим обертыванием прутковой заготовки теплоизолирующим хлопком.[0125] Step 2: applying a heat-insulating coating to the side and end surfaces of the rod blank, followed by wrapping the rod blank with heat-insulating cotton.

[0126] Этап 3: прутковую заготовку нагрели до температуры 1030°C и выдержали при этой температуре в течение 6 ч в нагревательной печи, после чего подвергли прессованию со скоростью 10 мм/с для получения заготовки слитка. Высоту заготовки слитка точно контролировали на уровне 190 ± 1 мм.[0126] Step 3: The bar blank was heated to a temperature of 1030°C and kept at this temperature for 6 hours in a heating furnace, and then pressed at a speed of 10 mm/s to obtain an ingot blank. The height of the ingot blank was precisely controlled at 190 ± 1 mm.

[0127] Этап 4: снятие мягкой оболочки с заготовки слитка и охлаждение. [0127] Step 4: Removing the soft shell from the ingot blank and cooling.

[0128] Этап 5: Мягкую оболочку обернули вокруг заготовки слитка, заготовку слитка нагрели до температуры 1030°C и выдержали при этой температуре в течение 6 часов в нагревательной печи, а затем подвергли ковке в закрытом штампе для получения поковки. Степень деформации при высадке и ковке в закрытом штампе составляла 50%.[0128] Step 5: The soft shell was wrapped around the ingot blank, the ingot blank was heated to a temperature of 1030°C and kept at that temperature for 6 hours in a heating furnace, and then subjected to closed-die forging to obtain a forging. The deformation rate during upsetting and closed-die forging was 50%.

[0129] Этап 6: С поковки сняли мягкую оболочку, после чего поковку охладили.[0129] Step 6: The soft shell was removed from the forging, after which the forging was cooled.

[0130] Этап 7: Термическая обработка на твердый раствор: Поковку нагревали со скоростью 5°C/мин от температуры печи 400°C до 1025°C, выдерживали при 1025°C в течение 4,5 ч, а затем охлаждали маслом.[0130] Step 7: Solution Heat Treatment: The forging was heated at a rate of 5°C/min from a furnace temperature of 400°C to 1025°C, held at 1025°C for 4.5 h, and then oil cooled.

[0131] Этап 8: Стабилизация и старение: Поковку нагревали со скоростью нагрева 5°C/мин от температуры печи 400°C до 850°C, выдерживали при 850°C в течение 4,5 ч, а затем охлаждали на воздухе; затем нагревали со скоростью нагрева 5°C/мин от температуры печи 400°C до 765°C, выдерживали при 765°C в течение 17 ч, а затем охлаждали на воздухе до комнатной температуры, чтобы получить диск турбины, интегрированный с валом диска.[0131] Step 8: Stabilization and Aging: The forging was heated at a heating rate of 5°C/min from a furnace temperature of 400°C to 850°C, held at 850°C for 4.5 hours, and then air-cooled; then heated at a heating rate of 5°C/min from a furnace temperature of 400°C to 765°C, held at 765°C for 17 hours, and then air-cooled to room temperature to obtain a turbine disk integrated with the disk shaft.

[0132] В частности, способ изготовления прутковой заготовки на этапе 1 содержит:[0132] In particular, the method for producing a rod blank at step 1 comprises:

[0133] Этап 1.1: Сырье взвесили в соответствии с составом сплава.[0133] Step 1.1: The raw materials were weighed according to the alloy composition.

[0134] Этап 1.2: Вакуумная индукционная плавка:[0134] Step 1.2: Vacuum Induction Melting:

[0135] S1.2.1: Загрузка сырья: В вакуумную индукционную печь сначала загружают первую часть никелевой пластины и первую часть угольного порошка; затем в вакуумную индукционную печь загружают вторую часть никелевой пластины, вторую часть угольного порошка, первую часть кобальтовой отливки и молибденовую полосу; затем в вакуумную индукционную печь загружают вторую часть кобальтовой отливки и третью часть угольного порошка. Вакуумную индукционную печь вакуумировали до степени вакуума 0,1 Па и менее после полной загрузки материалов в вакуумную индукционную печь, после чего включили. [0135] S1.2.1: Loading raw materials: First, a first portion of the nickel plate and a first portion of the carbon powder are loaded into the vacuum induction furnace; then, a second portion of the nickel plate, a second portion of the carbon powder, a first portion of the cobalt casting, and a molybdenum strip are loaded into the vacuum induction furnace; then, a second portion of the cobalt casting and a third portion of the carbon powder are loaded into the vacuum induction furnace. The vacuum induction furnace was evacuated to a vacuum degree of 0.1 Pa or less after the materials were completely loaded into the vacuum induction furnace, and then turned on.

[0136] Масса первой части никелевой пластины составляла примерно 2/3 от общей массы никелевой пластины; масса первой части угольного порошка составляла примерно 1/4 от общей массы угольного порошка; масса второй части никелевой пластины составляла примерно 1/6 от общей массы никелевой пластины; масса второй части угольного порошка составляла примерно 1/4 от общей массы угольного порошка; масса первой части кобальтовой отливки составляла примерно 1/2 от общей массы кобальтовой отливки; масса второй части кобальтовой отливки составляла примерно 1/2 от общей массы кобальтовой отливки; и масса третьей части угольного порошка составляла примерно 1/4 от общей массы угольного порошка. [0136] The weight of the first portion of the nickel plate was approximately 2/3 of the total weight of the nickel plate; the weight of the first portion of the carbon powder was approximately 1/4 of the total weight of the carbon powder; the weight of the second portion of the nickel plate was approximately 1/6 of the total weight of the nickel plate; the weight of the second portion of the carbon powder was approximately 1/4 of the total weight of the carbon powder; the weight of the first portion of the cobalt casting was approximately 1/2 of the total weight of the cobalt casting; the weight of the second portion of the cobalt casting was approximately 1/2 of the total weight of the cobalt casting; and the weight of the third portion of the carbon powder was approximately 1/4 of the total weight of the carbon powder.

[0137] S1.2.2: Плавка и улучшение: Спекание выполняли при низкой мощности от 50 до 100 кВт для обеспечения вакуумирования, и мощность постепенно увеличивали (например, 200 кВт, 400 кВт и 600 кВт) до 1000-1500 кВт; после полного расплавления материалов в печи добавили оставшуюся никелевую пластину, оставшийся угольный порошок и оставшуюся кобальтовую отливку; и после полного расплавления материалов в печи выполнили электромагнитное перемешивание полученного жидкого сплава, что способствовало быстрому снижению содержания O и N, причем температуру во время плавления поддерживали на уровне от 1500°C до 1560°C, и температуру во время улучшения поддерживали на уровне от 1500°C до 1560°C.[0137] S1.2.2: Melting and quenching: Sintering was performed at a low power of 50 to 100 kW to ensure vacuuming, and the power was gradually increased (for example, 200 kW, 400 kW and 600 kW) to 1000 to 1500 kW; after the materials were completely melted in the furnace, the remaining nickel plate, the remaining carbon powder and the remaining cobalt casting were added; and after the materials were completely melted in the furnace, electromagnetic stirring of the resulting liquid alloy was performed, which contributed to the rapid reduction of the O and N content, and the temperature during melting was maintained at a level of 1500 °C to 1560 °C, and the temperature during quenching was maintained at a level of 1500 °C to 1560 °C.

[0138] S1.2.3: Выгрузка и литье: Мощность снизили и выполнили тепловую консервацию; алюминиевую отливку и титановую губку добавляли партиями (сначала добавили первую часть титановой губки и первую часть алюминиевой отливки; затем добавили вторую часть титановой губки и вторую часть алюминиевой отливки; и через 8-12 минут добавили третью часть алюминиевой отливки, причем массовое соотношение первой части титановой губки и второй части титановой губки составляло примерно 1:1; и массовое соотношение первой части алюминиевой отливки, второй части алюминиевой отливки и третьей части алюминиевой отливки составляло примерно 1:1:1); после расплавления третьей группы материалов ввели газообразный Ar до достижения давления от 20000 до 30000 Па и добавили никелевый сплав; выполнили электромагнитное перемешивание для улучшения плавления и гомогенизации компонентов и отрегулировали мощность для обеспечения температуры литья; расплавленный сплав отводили при температуре от 1450°C до 1510°C, охлаждали в печи в течение определенного периода времени и обработали со срывом вакуума для получения слитка вакуумной индукционной плавки.[0138] S1.2.3: Discharging and casting: The power was reduced and heat preservation was performed; the aluminum casting and the titanium sponge were added in batches (first, the first part of the titanium sponge and the first part of the aluminum casting were added; then the second part of the titanium sponge and the second part of the aluminum casting were added; and after 8 to 12 minutes, the third part of the aluminum casting was added, wherein the mass ratio of the first part of the titanium sponge and the second part of the titanium sponge was approximately 1:1; and the mass ratio of the first part of the aluminum casting, the second part of the aluminum casting and the third part of the aluminum casting was approximately 1:1:1); after the third group of materials were melted, Ar gas was introduced until a pressure of 20,000 to 30,000 Pa was reached, and the nickel alloy was added; electromagnetic stirring was performed to improve the melting and homogenization of the components, and the power was adjusted to ensure the casting temperature; The molten alloy was tapped at a temperature of 1450°C to 1510°C, cooled in a furnace for a certain period of time, and processed by breaking the vacuum to obtain a vacuum induction melting ingot.

[0139] S1.2.4: Обработка поверхности: Слиток вакуумной индукционной плавки охладили, обрезали прибыль и отполировали поверхность для получения первого электрода, что облегчило последующий электрошлаковый переплав. [0139] S1.2.4: Surface treatment: The vacuum induction melted ingot was cooled, trimmed, and the surface was polished to obtain the first electrode, which facilitated the subsequent electroslag remelting.

[0140] Этап 1.3: Электрошлаковый переплав:[0140] Step 1.3: Electroslag remelting:

[0141] S1.3.1: Адаптировали шлак предварительного плавления, содержащий от 45 до 65% CaF₂, от 15 до 25% Al₂O₃, от 15 до 25% CaO, от 2 до 8% MgO и от 0 до 5% TiO₂.[0141] S1.3.1: A pre-melting slag containing 45 to 65% CaF ₂ , 15 to 25% Al ₂ O ₃ , 15 to 25% CaO, 2 to 8% MgO and 0 to 5% TiO ₂ was adapted.

[0142] S1.3.2: Электрод сварили, отполировали и загрузили в печь электрошлакового переплава, ввели газообразный аргон с расходом аргона не менее 30 л/мин, затем сформировали шлак, запустили дугу, выполнили переплав и компенсацию усадки; печь охлаждали в течение 2 ч, после чего изделие извлекли из пресс-формы для получения слитка электрошлакового переплава, причем скорость плавления поддерживали на уровне от 3,7 до 4,2 кг/мин во время переплава, и температуру воды поддерживали на уровне от 28°C до 35°C во время переплава.[0142] S1.3.2: The electrode was welded, polished and loaded into the electroslag remelting furnace, argon gas was introduced at an argon flow rate of not less than 30 L/min, then slag was formed, an arc was started, remelting and shrinkage compensation were performed; the furnace was cooled for 2 hours, after which the product was removed from the mold to obtain an electroslag remelting ingot, and the melting rate was maintained at 3.7 to 4.2 kg/min during remelting, and the water temperature was maintained at 28°C to 35°C during remelting.

[0143] S1.3.3: Слиток электрошлакового переплава подвергли поверхностному точению с односторонней величиной съема от 5 до 10 мм и диаметром от 400 до 420 мм для облегчения последующего вакуумно-дугового переплава.[0143] S1.3.3: The electroslag remelted ingot was subjected to surface turning with a one-sided removal value of 5 to 10 mm and a diameter of 400 to 420 mm to facilitate subsequent vacuum arc remelting.

[0144] Этап 1.4: Вакуумно-дуговой переплав:[0144] Step 1.4: Vacuum Arc Remelting:

[0145] S1.4.1: Кристаллизатор в вакуумной дуговой печи очистили, затем электрод поместили в кристаллизатор, выполнили центровку, и выполнили сварку электродами в вакуумной дуговой печи.[0145] S1.4.1: The crystallizer in the vacuum arc furnace was cleaned, then the electrode was placed in the crystallizer, centered, and welding was performed with the electrodes in the vacuum arc furnace.

[0146] S1.4.2: Уровень вакуума отрегулировали до менее 1 Па, и скорость утечки газа отрегулировали до менее 0,3 Па/мин в вакуумной дуговой печи, после чего вакуумную дуговую печь включили для выполнения плавки.[0146] S1.4.2: The vacuum level was adjusted to less than 1 Pa, and the gas leakage rate was adjusted to less than 0.3 Pa/min in the vacuum arc furnace, and then the vacuum arc furnace was turned on to perform melting.

[0147] S1.4.3: Газообразный гелий вводили для охлаждения во время плавки следующим образом: в соответствии с управлением расходом расход гелия увеличивали с 0 мл/мин до 110 мл/мин в течение первых 0,5 ч и уменьшали со 110 мл/мин до 20 мл/мин на этапе нагрева верхней части слитка в течение 0,5 ч. Скорость плавления поддерживали на уровне от 3,6 до 4,0 кг/мин, и температуру охлаждающей жидкости поддерживали на уровне от 18°C до 24°C.[0147] S1.4.3: Helium gas was introduced for cooling during melting as follows: according to the flow rate control, the helium flow rate was increased from 0 ml/min to 110 ml/min during the first 0.5 h and decreased from 110 ml/min to 20 ml/min in the step of heating the upper part of the ingot for 0.5 h. The melting rate was maintained at a level of 3.6 to 4.0 kg/min, and the cooling liquid temperature was maintained at a level of 18°C to 24°C.

[0148] S1.4.4: Полученный слиток охладили в вакуумной дуговой печи в течение заданного периода времени, после чего обработали со срывом вакуума вакуумной самопоглощающей дугой для получения слитка вакуумно-дугового переплава диаметром 508 мм.[0148] S1.4.4: The obtained ingot was cooled in a vacuum arc furnace for a predetermined period of time, and then processed by breaking the vacuum with a vacuum self-absorbing arc to obtain a vacuum arc remelted ingot with a diameter of 508 mm.

[0149] Этап 1.5: Гомогенизационный отжиг: Слиток вакуумно-дугового переплава нагрели с 400°C до 1150°C в течение 11 ч и выдержали при 1150°C в течение 47 ч; затем нагрели до 1180°C и выдержали при 1180°C в течение 65 ч; затем охладили на воздухе для получения черновой прутковой заготовки.[0149] Step 1.5: Homogenization annealing: The vacuum arc remelted ingot was heated from 400°C to 1150°C for 11 hours and held at 1150°C for 47 hours; then heated to 1180°C and held at 1180°C for 65 hours; then air cooled to obtain a rough rod blank.

[0150] Этап 1.6: Изготовление готовой прутковой заготовки быстрой ковкой + радиальной ковкой: Черновую прутковую заготовку, выдержанную при температуре 1200°C, последовательно подвергли трехкратной ковке с осадкой, вытяжке и радиальной ковке. Степень деформации при каждой ковке с осадкой составляла 30%, а степень деформации при каждой вытяжке - 30%. Температуру выдержки снижали на 40°C после каждой ковки с осадкой и вытяжки, пока температура выдержки не снизилась до 1080°C, после чего выполнили многопроходную проковку на радиально-ковочной машине для получения готовой прутковой заготовки.[0150] Step 1.6: Producing finished rod blank by rapid forging + radial forging: The rough rod blank held at 1200°C was sequentially subjected to upset forging, drawing, and radial forging three times. The deformation rate in each upset forging was 30%, and the deformation rate in each drawing was 30%. The holding temperature was decreased by 40°C after each upset forging and drawing until the holding temperature was reduced to 1080°C, after which multi-pass forging was performed on a radial forging machine to obtain the finished rod blank.

[0151] Пример 2[0151] Example 2

[0152] Способ изготовления в этом примере был примерно аналогичен способу изготовления в примере 1, за исключением следующего:[0152] The manufacturing method in this example was approximately the same as the manufacturing method in Example 1, except for the following:

[0153] На этапе S1.3.1 адаптировали шлак предварительного плавления, содержащий 65% CaF₂, 25% Al₂O₃, 25% CaO, 8% MgO и 5% TiO₂.[0153] In step S1.3.1, a pre-melting slag containing 65% CaF ₂ , 25% Al ₂ O ₃ , 25% CaO, 8% MgO and 5% TiO ₂ was adapted.

[0154] Этап 1.5: Гомогенизационный отжиг: Слиток вакуумно-дугового переплава нагрели с 400°C до 1165°C в течение 15 ч и выдержали при 1165°C в течение 49 ч; затем нагрели до 1195°C и выдержали при 1195°C в течение 67 ч; затем охладили на воздухе для получения черновой прутковой заготовки.[0154] Step 1.5: Homogenization annealing: The vacuum arc remelted ingot was heated from 400°C to 1165°C for 15 h and held at 1165°C for 49 h; then heated to 1195°C and held at 1195°C for 67 h; then air cooled to obtain a rough rod blank.

[0155] Этап 1.6: Черновую прутковую заготовку, выдержанную при температуре 1200°C, последовательно подвергли трехкратной ковке с осадкой, вытяжке и радиальной ковке. Степень деформации при каждой ковке с осадкой составляла 50%, а степень деформации при каждой вытяжке - 60%. Температуру выдержки снижали на 50°C после каждой ковки с осадкой и вытяжки, пока температура выдержки не снизилась до 1050°C, после чего выполнили многопроходную проковку на радиально-ковочной машине для получения готовой прутковой заготовки.[0155] Step 1.6: The rough rod blank held at 1200°C was sequentially subjected to upset forging, drawing forging, and radial forging three times. The deformation rate in each upset forging was 50%, and the deformation rate in each drawing was 60%. The holding temperature was reduced by 50°C after each upset forging and drawing until the holding temperature was reduced to 1050°C, after which it was subjected to multi-pass forging on a radial forging machine to obtain the finished rod blank.

[0156] На этапах 3 и 5 обе температуры составляли 1060°C.[0156] At stages 3 and 5, both temperatures were 1060°C.

[0157] Этап 7: Термическая обработка на твердый раствор: Поковку нагревали со скоростью 5°C/мин от температуры печи 400°C до 1025°C, выдерживали при 1025°C в течение 4,5 ч, а затем охлаждали маслом.[0157] Step 7: Solution Heat Treatment: The forging was heated at a rate of 5°C/min from a furnace temperature of 400°C to 1025°C, held at 1025°C for 4.5 h, and then oil cooled.

[0158] Этап 8: Поковку нагревали со скоростью нагрева 5°C/мин от температуры печи 400°C до 850°C, выдерживали при 850°C в течение 4,5 ч, а затем охлаждали на воздухе; затем нагревали со скоростью нагрева 5°C/мин от температуры печи 400°C до 765°C, выдерживали при 765°C в течение 17 ч, а затем охлаждали на воздухе до комнатной температуры, чтобы получить диск турбины, интегрированный с валом диска.[0158] Step 8: The forging was heated at a heating rate of 5°C/min from a furnace temperature of 400°C to 850°C, held at 850°C for 4.5 hours, and then air-cooled; then heated at a heating rate of 5°C/min from a furnace temperature of 400°C to 765°C, held at 765°C for 17 hours, and then air-cooled to room temperature to obtain a turbine disk integrated with the disk shaft.

[0159] Пример 3[0159] Example 3

[0160] Способ изготовления в этом примере был примерно аналогичен способу изготовления в примере 1, за исключением следующего:[0160] The manufacturing method in this example was approximately the same as the manufacturing method in Example 1, except for the following:

[0161] На этапе S1.3.1 адаптировали шлак предварительного плавления, содержащий 55% CaF₂, 20% Al₂O₃, 20% CaO, 5% MgO и 3% TiO₂.[0161] In step S1.3.1, a pre-melting slag containing 55% CaF ₂ , 20% Al ₂ O ₃ , 20% CaO, 5% MgO and 3% TiO ₂ was adapted.

[0162] Этап 1.5: Гомогенизационный отжиг: Слиток вакуумно-дугового переплава нагрели с 400°C до 1160°C в течение 13 ч и выдержали при 1160°C в течение 48 ч; затем нагрели до 1190°C и выдержали при 1190°C в течение 66 ч; затем охладили на воздухе для получения прутковой заготовки сплава.[0162] Step 1.5: Homogenization annealing: The vacuum arc remelted ingot was heated from 400°C to 1160°C for 13 h and held at 1160°C for 48 h; then heated to 1190°C and held at 1190°C for 66 h; then air cooled to obtain an alloy rod blank.

[0163] Этап 1.6: Прутковую заготовку из сплава, выдержанную при температуре 1180°C, последовательно подвергли трехкратной ковке с осадкой, вытяжке и радиальной ковке. Степень деформации при каждой ковке с осадкой составляла 50%, а степень деформации при каждой вытяжке - 50%. Температуру выдержки снижали на 40°C после каждой ковки с осадкой и вытяжки, пока температура выдержки не снизилась до 1060°C, после чего выполнили многопроходную проковку на радиально-ковочной машине для получения готовой прутковой заготовки.[0163] Step 1.6: The alloy rod blank held at 1180°C was sequentially subjected to upset forging, drawing, and radial forging three times. The deformation rate in each upset forging was 50%, and the deformation rate in each drawing was 50%. The holding temperature was reduced by 40°C after each upset forging and drawing until the holding temperature was reduced to 1060°C, after which it was multi-pass forged on a radial forging machine to obtain the finished rod blank.

[0164] На этапах 3 и 5 температура составляла 1050°C, и степень деформации при осадке и ковке в закрытом штампе составляла 60%.[0164] In steps 3 and 5, the temperature was 1050°C and the upsetting and closed die forging deformation rate was 60%.

[0165] Этап 7: Термическая обработка на твердый раствор: Поковку нагревали со скоростью 5°C/мин от температуры печи 400°C до 1020°C, выдерживали при 1020°C в течение 4 ч, а затем охлаждали маслом.[0165] Step 7: Solution Heat Treatment: The forging was heated at a rate of 5°C/min from a furnace temperature of 400°C to 1020°C, held at 1020°C for 4 h, and then oil cooled.

[0166] Этап 8: Поковку нагревали со скоростью нагрева 5°C/мин от температуры печи 400°C до 845°C, выдерживали при 845°C в течение 4 ч, а затем охлаждали на воздухе; затем нагревали со скоростью нагрева 5°C/мин от температуры печи 400°C до 760°C, выдерживали при 760°C в течение 16 ч, а затем охлаждали на воздухе до комнатной температуры.[0166] Step 8: The forging was heated at a heating rate of 5°C/min from a furnace temperature of 400°C to 845°C, held at 845°C for 4 hours, and then cooled in air; then heated at a heating rate of 5°C/min from a furnace temperature of 400°C to 760°C, held at 760°C for 16 hours, and then cooled in air to room temperature.

[0167] Примеры 4 и 5 в основном аналогичны примеру 3, за исключением разного химического состава стали, как показано в таблице 1.[0167] Examples 4 and 5 are essentially the same as Example 3, except for the different chemical composition of the steel, as shown in Table 1.

[0168] Настоящее изобретение также содержит 5 сравнительных примеров. Химические составы дисков турбины, интегрированных с валом диска, в примерах 1-5 и сравнительных примерах 1-5, указаны в приведенной ниже таблице 1.[0168] The present invention also includes 5 comparative examples. The chemical compositions of the turbine disks integrated with the disk shaft in Examples 1-5 and Comparative Examples 1-5 are shown in Table 1 below.

[0169] Состав в сравнительном примере 4 аналогичен составу в примере 1. В способе изготовления в Сравнительном примере 4 ковку в закрытом штампе выполняли при температуре 1090°C, и степень деформации при осадке и ковке в закрытом штампе составляла 30% и 40% соответственно.[0169] The composition in Comparative Example 4 is similar to that in Example 1. In the manufacturing method in Comparative Example 4, closed die forging was performed at a temperature of 1090°C, and the deformation ratio during upsetting and closed die forging were 30% and 40%, respectively.

[0170] Составы в сравнительных примерах 1-3 и 5 отличались от состава в примере 3, и способы изготовления в сравнительных примерах 1-3 и 5 аналогичны способу изготовления в примере 3.[0170] The compositions in Comparative Examples 1-3 and 5 were different from the composition in Example 3, and the manufacturing methods in Comparative Examples 1-3 and 5 were similar to the manufacturing method in Example 3.

[0171] Таблица 1 Химические компоненты, масс.%[0171] Table 1 Chemical components, mass%

Сплав №Alloy No. CC CrCr CoCo MoMo AlAl TiYou Al+TiAl+Ti O/ ч/млнO/ ppm N/ ч/млнN/ ppm S/ ч/млнS/ ppm O+N+S/ ч/млнO+N+S/ ppm PP Ti/AlTi/Al Пример 1Example 1 0,0310.031 18,9618.96 13,7813.78 4,484.48 1,361.36 3,223.22 4,584.58 33 1818 33 2424 30 30 2,372.37 Пример 2Example 2 0,0300,030 18,5018.50 13,0213.02 4,184.18 1,321.32 3,043.04 4,364.36 44 13 13 22 1919 30 30 2,302.30 Пример 3Example 3 0,0350.035 19,4219.42 13,3213.32 4,484.48 1,391.39 3,173.17 4,564.56 44 13 13 22 1919 30 30 2,282.28 Пример 4Example 4 0,0370.037 19,6419.64 13,6613.66 4,244.24 1,321.32 3,143.14 4,464.46 33 10 10 22 1515 13 13 2,382.38 Пример 5Example 5 0,0290.029 18,80,18.80, 13,9813.98 4,264.26 1,371.37 3,113.11 4,484.48 88 2020 55 3333 20 20 2,272.27 Сравнительный пример 1Comparative example 1 0,0410,041 19,4719.47 13,7513.75 4,364.36 1,601.60 3,003.00 4,604.60 1313 3232 3131 7676 50 50 1,881.88 Сравнительный пример 2Comparative example 2 0,0470.047 19,5219.52 13,5613.56 4,334.33 1,401.40 3,103.10 4,504.50 44 39 39 5050 9393 50 50 2,212.21 Сравнительный пример 3Comparative example 3 0,0500,050 19,5819.58 13,5213.52 4,464.46 1,201.20 2,752.75 3,953.95 33 4 4 1414 2121 17 17 2,292.29 Сравнительный пример 4Comparative example 4 0,0310.031 18,9618.96 13,7813.78 4,484.48 1,361.36 3,223.22 4,584.58 33 1818 33 2424 80 80 2,372.37 Сравнительный пример 5Comparative example 5 0,0180,018 18,80,18.80, 14,0014.00 4,904.90 1,591.59 3,123.12 4,714.71 66 3232 44 4242 43 43 1,961.96

[0172] Металлургические структуры в примерах и сравнительных примерах приведены в таблице 2. В частности, как показано на ФИГ. 2, проверяют размеры зерен в различных положениях. Обнаружилось, что изделие в примере настоящего изобретения имеет размер зерна 6,5 и более, например, 7-8; зерна разных частей однородны и сопоставимы, разность размеров зерен составляет 2 и менее (например, разность размеров зерен составляет 1).[0172] The metallurgical structures in the examples and comparative examples are shown in Table 2. In particular, as shown in FIG. 2, the grain sizes at various positions were checked. It was found that the product in the example of the present invention has a grain size of 6.5 or more, for example, 7-8; the grains of different parts are uniform and comparable, the difference in grain sizes is 2 or less (for example, the difference in grain sizes is 1).

[0173] Таблица 2 Металлургические структуры[0173] Table 2 Metallurgical structures

Сплав №Alloy No. Размер зернаGrain size Содержание фазы γ' /%Content of phase γ' /% Содержание M₂₃C₆ /масс.%Content of M ₂₃ C ₆ /mass.% Содержание MC /масс.%MC content /mass.% Положение 1Position 1 Положение 2Position 2 Положение 3Position 3 Положение 4Position 4 Пример 1Example 1 7,07.0 7,57.5 88 77 25,9125.91 0,610.61 0,140.14 Пример 2Example 2 7,57.5 7,57.5 88 77 24,5524.55 0,590.59 0,140.14 Пример 3Example 3 7,07.0 7,57.5 77 88 25,8625.86 0,680.68 0,170.17 Пример 4Example 4 7,57.5 88 7,57.5 77 25,1625.16 0,720.72 0,180.18 Пример 5Example 5 7,07.0 7,57.5 88 77 25,3825.38 0,570.57 0,130.13 Сравнительный пример 1Comparative example 1 4,54.5 66 5,55.5 3,53.5 28,1028.10 0,800.80 0,200.20 Сравнительный пример 2Comparative example 2 4,54.5 6,56.5 66 33 27,7027.70 0,920.92 0,230.23 Сравнительный пример 3Comparative example 3 4,04.0 6,56.5 66 33 23,2023.20 0,980.98 0,240.24 Сравнительный пример 4Comparative example 4 3,5+8,03.5+8.0 66 6,56.5 33 25,9125.91 0,610.61 0,140.14 Сравнительный пример 5Comparative example 5 8,08.0 7,57.5 88 66 27,3427.34 0,350.35 0,080.08

[0174] В таблице 3 указаны механические свойства для примеров и сравнительных примеров настоящего изобретения при комнатной температуре. В таблице 4 указаны механические свойства для примеров и сравнительных примеров настоящего изобретения при температуре 535°C. В таблице 5 указана прочность для примеров и сравнительных примеров настоящего изобретения при 730°C/550 МПа. В таблице 6 указана низкоцикличная усталостная прочность для примеров и сравнительных примеров настоящего изобретения при температуре 500°C.[0174] Table 3 indicates the mechanical properties for the examples and comparative examples of the present invention at room temperature. Table 4 indicates the mechanical properties for the examples and comparative examples of the present invention at a temperature of 535°C. Table 5 indicates the strength for the examples and comparative examples of the present invention at 730°C/550 MPa. Table 6 indicates the low-cycle fatigue strength for the examples and comparative examples of the present invention at a temperature of 500°C.

[0175] Таблица 3 Механические свойства при растяжении при комнатной температуре[0175] Table 3 Tensile properties at room temperature

№No. σ_b /МПаσ _b /MPa σ_0.2/МПаσ _0.2 /MPa δ₅/%δ ₅ /% ψ/%ψ/% Пример 1Example 1 14111411 10501050 2121 2929 Пример 2Example 2 13961396 10481048 22,522.5 3232 Пример 3Example 3 13311331 10221022 2222 2525 Пример 4Example 4 13631363 10401040 2424 3636 Пример 5Example 5 14061406 10131013 23,523.5 2727 Сравнительный пример 1Comparative example 1 12271227 883883 15,015.0 20,420.4 Сравнительный пример 2Comparative example 2 12321232 872872 10,210.2 15,015.0 Сравнительный пример 3Comparative example 3 12661266 866866 24,624.6 2222 Сравнительный пример 4Comparative example 4 12671267 863863 24,724.7 2222 Сравнительный пример 5Comparative example 5 14351435 10901090 25,525.5 3939

[0176] Таблица 4 Механические свойства при растяжении при температуре 535°C[0176] Table 4 Tensile properties at 535°C

№No. σ_b /МПаσ _b /MPa σ_0.2/МПаσ _0.2 /MPa δ₅/%δ ₅ /% ψ/%ψ/% Пример 1Example 1 13101310 945945 2020 28,528.5 Пример 2Example 2 12301230 915915 2020 2424 Пример 3Example 3 12101210 885885 2121 26,526.5 Пример 4Example 4 12701270 940940 1919 27,527.5 Пример 5Example 5 13201320 945945 21,521.5 26,526.5 Сравнительный пример 1Comparative example 1 11051105 775775 25,025.0 24,924.9 Сравнительный пример 2Comparative example 2 10091009 672672 8,08.0 11,011.0 Сравнительный пример 3Comparative example 3 10661066 766766 21,621.6 3232 Сравнительный пример 4Comparative example 4 10671067 763763 23,723.7 2525 Сравнительный пример 5Comparative example 5 13541354 10021002 13,513.5 23,023.0

[0177] Таблица 5 Прочность[0177] Table 5 Strength

№No. 730°C/550 МПа730°C/550 MPa 815°C/295МПа815°C/295MPa τ/чτ/h δ₅/%δ ₅ /% τ/чτ/h δ₅/%δ ₅ /% Пример 1Example 1 46,446.4 2828 56,356.3 1313 Пример 2Example 2 41,541.5 2626 54,554.5 1515 Пример 3Example 3 41,441.4 2525 53,953.9 1414 Пример 4Example 4 41,641.6 2828 65,765.7 1616 Пример 5Example 5 42,742.7 3535 64,364.3 1717 Сравнительный пример 1Comparative example 1 25,125.1 1515 -- -- Сравнительный пример 2Comparative example 2 22,522.5 1717 -- -- Сравнительный пример 3Comparative example 3 51,651.6 2828 -- -- Сравнительный пример 4Comparative example 4 22,722.7 3535 -- -- Сравнительный пример 5Comparative example 5 11,611.6 3333 -- --

[0178] Таблица 6 Низкоцикличная усталостная прочность: 500°C/контролируемая деформация: от 0% до 0,7%/0,33 Гц[0178] Table 6 Low Cycle Fatigue Strength: 500°C/Controlled Strain: 0% to 0.7%/0.33 Hz

№No. Количество циклов, NfNumber of cycles, Nf Пример 1Example 1 3388433884 Пример 2Example 2 4134841348 Пример 3Example 3 3443834438 Пример 4Example 4 3642836428 Пример 5Example 5 4732347323 Сравнительный пример 1Comparative example 1 2403124031 Сравнительный пример 2Comparative example 2 1743817438 Сравнительный пример 3Comparative example 3 1579315793 Сравнительный пример 4Comparative example 4 1520915209 Сравнительный пример 5Comparative example 5 2874528745

[0179] На ФИГ. 3 изображены зерна в примере 1 настоящего изобретения. На ФИГ. 4 изображена микроструктура в примере 1 настоящего изобретения. На ФИГ. 5 - изображены зерна в сравнительном примере 4.[0179] FIG. 3 shows grains in Example 1 of the present invention. FIG. 4 shows the microstructure in Example 1 of the present invention. FIG. 5 shows grains in Comparative Example 4.

[0180] Диск турбины с интегрированным валом диска согласно настоящему изобретению имеет средний размер зерна 7-8, более мелкий, чем размер 5, и с разностью размеров зерен менее 2 (например, разность размеров зерен составляет 1). Значение Cv для размеров зерен составляет от 2,33 до 4,33%, что соответствует нормальному диапазону и указывает на низкую степень вариаций. Диск турбины, интегрированный с валом диска, согласно настоящему изобретению характеризуется низкой степенью вариаций предела прочности при растяжении и предела текучести при комнатной температуре и 535°C, со значением Cv от 2,63 до 4,75%. Диск турбины, интегрированный с валом диска, имеет значение Cv менее 15% по удлинению при разрыве и коэффициенту усадки сечения, что соответствует нормальному диапазону и указывает на низкую степень вариаций.[0180] The turbine disk with the integrated disk shaft according to the present invention has an average grain size of 7-8, finer than the size of 5, and with a grain size difference of less than 2 (for example, the grain size difference is 1). The Cv value for the grain sizes is from 2.33 to 4.33%, which is in the normal range and indicates a low degree of variation. The turbine disk integrated with the disk shaft according to the present invention is characterized by a low degree of variation in the tensile strength and the yield strength at room temperature and 535°C, with a Cv value of from 2.63 to 4.75%. The turbine disk integrated with the disk shaft has a Cv value of less than 15% for the elongation at break and the section shrinkage ratio, which is in the normal range and indicates a low degree of variation.

[0182] В целом, настоящее изобретение предусматривает точный контроль содержания элементов в сплаве для диска турбины, интегрированного с валом диска, и скоординированный контроль значений Ti/Al и (Al+Ti) для обеспечения такой однородности зерен микроструктуры диска турбины, интегрированного с валом диска, при которой размер зерен достигает 6,5 и более, и обеспечивается оптимальное соответствие между содержанием и размером фаз γ' в сплаве. Содержание O, N, S и P точно контролируют для снижения содержания включений в сплаве и улучшения чистоты, пластичности и усталостных характеристик сплава, обеспечивая тем самым однородность зерен, выделение вторичных фаз и распределение зернограничных фаз, а также комплексные свойства сплава. Диск турбины, интегрированный с валом диска, согласно настоящему изобретению характеризуется низкой степенью вариаций предела прочности при растяжении и предела текучести при комнатной температуре и 535°C, со значением Cv от 2,63 до 4,75%. Диск турбины, интегрированный с валом диска, имеет значение Cv менее 15% по удлинению при разрыве и коэффициенту усадки сечения, что соответствует нормальному диапазону и указывает на низкую степень вариаций. Свойства диска турбины, интегрированного с валом диска, изменяются незначительно.[0182] In general, the present invention provides precise control of the element content in an alloy for a turbine disk integrated with a disk shaft, and coordinated control of the Ti/Al and (Al+Ti) values to ensure such uniformity of grains of the microstructure of the turbine disk integrated with the disk shaft that the grain size reaches 6.5 or more, and an optimal match between the content and size of the γ' phases in the alloy is ensured. The content of O, N, S and P is precisely controlled to reduce the content of inclusions in the alloy and improve the purity, ductility and fatigue properties of the alloy, thereby ensuring the uniformity of grains, the precipitation of secondary phases and the distribution of grain boundary phases, as well as the comprehensive properties of the alloy. The turbine disk integrated with the disk shaft according to the present invention is characterized by a low degree of variation in the tensile strength and the yield strength at room temperature and 535 °C, with a Cv value of from 2.63 to 4.75%. The turbine disk integrated with the disk shaft has a Cv value of less than 15% in elongation at break and section shrinkage ratio, which is within the normal range and indicates a low degree of variation. The properties of the turbine disk integrated with the disk shaft change little.

[0182] Выше приведены лишь предпочтительные определенные варианты осуществления настоящего изобретения; [0182] The above are only preferred specific embodiments of the present invention;

тем не менее, объем настоящего изобретения не ограничен этим вариантом. Любые модификации или замена, которые могут быть легко внесены специалистом в данной области техники в рамках технической области настоящего изобретения, входят в защищаемый объем настоящего изобретения.However, the scope of the present invention is not limited to this embodiment. Any modifications or replacements that can be easily made by a person skilled in the art within the technical field of the present invention fall within the protected scope of the present invention.

Claims

1. A method for manufacturing a turbine disk integrated with a shaft, comprising the steps of:

Step 1: Design a closed mold and select a suitable rod blank according to the mass of the blank;

Stage 2: a heat-insulating coating is applied to the side and end surfaces of the rod blank, followed by wrapping the rod blank with a soft shell;

Step 3: The rod blank is precipitated at a temperature of 1030 to 1060°C to obtain an ingot blank;

Step 4: Remove the soft shell from the ingot blank and cool;

Step 5: wrapping the ingot blank with a shell, followed by forging the ingot blank in a closed die at a temperature of 1030 to 1060°C to obtain a forging;

Step 6: remove the shell from the forging and cool it;

Step 7: The forging is heat treated to form a solid solution; and

Step 8: stabilize and age the forging to obtain a turbine disk integrated with the disk shaft,

in this case, at stage 1, the rod blank is obtained by vacuum induction melting, electroslag remelting, vacuum arc remelting and homogenization, and vacuum arc remelting contains the following stages:

S1.4.1: place the electrode in the crystallizer, perform centering and welding with electrodes in a vacuum arc furnace;

S1.4.2: adjust the vacuum level to less than 1 Pa and the gas leakage rate to less than 0.3 Pa/min in the vacuum arc furnace and turn on the vacuum arc furnace to perform melting;

S1.4.3: gaseous helium is introduced during the melting for cooling, and its introduction is carried out as follows: in accordance with the flow rate control, the helium flow rate is increased from 0 ml/min to 110 ml/min during the first 0.5 h, and the helium flow rate is reduced from 110 ml/min to 20 ml/min at the stage of heating the upper part of the ingot for 0.5 h; and

S1.4.4: after receiving, the ingot is cooled in a vacuum arc furnace and the cooled ingot is treated with a vacuum breaking vacuum self-absorbing arc to obtain an ingot;

wherein the obtained turbine disk integrated with the disk shaft comprises a disk part (1) and a shaft part (2) passing through the disk part (1), in which the disk part (1) and the shaft part (2) are formed as a single unit, and contains the following components in wt.%: C: from 0.02 to 0.04, Cr: from 18.5 to 20.0, Co: from 13.0 to 14.0, Mo: from 4.0 to 4.90, Al: from 1.3 to 1.6, Ti: from 2.80 to 3.25, Ti/Al: from 2.25 to 2.38, (Al + Ti): from 4.35 to 4.58, O: 20 ppm or less, N: 20 ppm or less, S: 10 ppm or less, P: 80 ppm or less and nickel: the remainder.

2. The manufacturing method according to item 1, wherein at stage 1 the vacuum induction melting comprises the following stages:

S1.2.1: loading raw materials: loading carbon powder, cobalt casting and molybdenum strip into the vacuum induction furnace in batches, evacuating and turning on the vacuum induction furnace after finishing loading the raw materials into the vacuum induction furnace;

S1.2.2: Melting and quenching: sintering at a power of 50-100 kW to ensure vacuum, and gradually increasing the power to 1000-1500 kW; adding the remaining nickel plate, carbon powder and cobalt casting after the first group of raw materials are completely melted; electromagnetically stirring the resulting liquid alloy after the raw materials are completely melted in the furnace; and

S1.2.3: discharging and casting: reduce the power and perform thermal conservation; add aluminum casting and titanium sponge in batches; inject Ar gas and add nickel alloy after melting the raw materials in the furnace; electromagnetically stir and adjust the power to ensure the casting temperature; discharge the molten alloy, cool the molten alloy in the furnace, and process the cooled molten alloy by breaking the vacuum to obtain a vacuum induction melting ingot.

3. The manufacturing method according to item 1, wherein at stage 3 the upsetting is performed by primary hot pressing with a degree of deformation from 50 to 60% and a compression speed from 5 to 10 mm/s.

4. The manufacturing method according to item 1, wherein at step 7 the heat treatment for solid solution is performed as follows: heated to a temperature of 995 to 1050°C, maintained at this temperature for 3.5-4.5 hours and cooled with oil.

5. The manufacturing method according to any one of claims 1 to 4, wherein at step 8 the microstructure of the turbine disk integrated with the disk shaft comprises predominantly equiaxed austenite grains, uniformly distributed carbides and diffusely distributed _γ 'phases; the carbides are predominantly _M23C6 and MC, wherein _M23C6 is discretely distributed along the grain boundaries and _MC is discretely distributed in the grains.