朱春雷，李 勝，張 繼

(鋼鐵研究總院 高溫材料研究所，北京 100081)

有利于鑄造TiAl合金增壓器渦輪葉片可靠性的組織設(shè)計

朱春雷，李 勝，張 繼

(鋼鐵研究總院 高溫材料研究所，北京 100081)

針對增壓器渦輪應(yīng)用背景，詳細分析定向?qū)悠M織鑄造TiAl合金的室溫拉伸塑性、斷裂韌度以及高溫熱暴露后的剩余塑性等反映葉片抗損傷能力的性能，并討論在葉片中形成這種定向?qū)悠M織的工藝可行性，以獲得一種有利于增壓器渦輪可靠性的組織設(shè)計。結(jié)果表明：定向?qū)悠M織鑄造TiAl合金具有優(yōu)異的室溫拉伸塑性和斷裂韌度，并且在高溫熱暴露后仍能保持較高的室溫拉伸塑性，這些優(yōu)異性能均依賴于定向?qū)悠∠蛞恢滦蕴卣?。通過控制凝固冷卻條件和Ti/Al原子比，在增壓器渦輪葉片中可以獲得層片界面近似平行葉片表面的定向?qū)悠M織，有利于提高葉片的抗損傷能力，從而改善TiAl合金增壓器渦輪的使用可靠性。

鑄造TiAl合金；增壓器渦輪；葉片；可靠性；定向?qū)悠唤M織設(shè)計

新型輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料TiAl合金具有低密度、較高比強度和良好的抗蠕變等性能特點[1]，用于增壓器渦輪轉(zhuǎn)子，將通過降低轉(zhuǎn)動慣量顯著改善發(fā)動機的加速響應(yīng)性和整機效率[2，3]?？紤]到在內(nèi)燃機上應(yīng)用TiAl合金所帶來明顯的性能優(yōu)勢，國際上包括豐田、三菱、ABB、霍尼韋爾、博格瓦納等主要汽車或內(nèi)燃機公司，均迫切希望在其先進發(fā)動機上應(yīng)用TiAl合金增壓器渦輪[4]。

在使用過程中，增壓器渦輪葉片的形狀完整性決定增壓器效能。然而，關(guān)于增壓器失效分析表明，因葉片損壞引起的增壓器失效所占比例較高[5]。對于TiAl合金這種室溫本征塑性和韌性相對較低的準脆性材料，應(yīng)用于增壓器渦輪，葉片損壞的風險可能更大。因而，保證TiAl合金增壓器渦輪葉片的抗損傷能力是關(guān)乎TiAl合金增壓器渦輪使用可靠性的關(guān)鍵所在。TiAl合金的力學性能對顯微組織極為敏感[6]，若對增壓器渦輪葉片的組織進行合理設(shè)計，將有利于改善其抗損傷性。

在TiAl合金幾種典型組織中，層片組織具有較好的韌性和高溫抗蠕變性能，被視為一種較為合理的組織設(shè)計[7]。據(jù)報道，日本三菱重工研制的汽車用增壓器渦輪[3]和ABB公司研制的艦船用增壓器渦輪，心部和葉片均為等軸晶層片組織。對于主要承受徑向離心力作用的葉片，不可避免存在層片界面垂直于離心力的等軸層片團。而裂紋極易在這類層片團中萌生和擴展[8]，這降低了葉片的抗損傷能力。盡管通過工藝優(yōu)化和合金改性等途徑在一定程度上細化了等軸層片組織[9]，但其中垂直于離心力的等軸層片團仍是一個潛在的風險，仍可能對TiAl合金增壓器渦輪使用可靠性造成不利影響。

根據(jù)TiAl合金多孿晶合成晶體(Polysynthetically Twinned Crystal，PST)的研究結(jié)果，當層片界面平行于載荷方向時，表現(xiàn)出較好的室溫強韌性組合[1]。因而，若能在增壓器渦輪葉片中形成層片界面平行于葉片長度方向(亦平行于離心力)的定向?qū)悠M織，則可顯著改善增壓器渦輪葉片的抗損傷能力。采用常規(guī)鑄造，通過控制Ti/Al原子比和凝固冷卻條件，在類似于葉片的板狀試樣中可以形成這種定向?qū)悠M織[10]。本工作針對定向?qū)悠M織鑄造TiAl合金，詳細分析反映增壓器渦輪葉片抗損傷性和可靠性的室溫拉伸性能、斷裂韌度、高溫熱暴露后的剩余塑性，以討論在增壓器渦輪葉片中應(yīng)用該組織的合理性，同時分析該組織在部件中的實現(xiàn)情況。本工作旨在為改善TiAl合金葉片類鑄件可靠性的組織設(shè)計提供參考。

1 實驗

實驗合金為Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr(原子分數(shù)/%，下同)簡稱47.5Al合金。采用水冷銅坩堝真空感應(yīng)懸浮爐熔煉母合金，重熔后離心澆注到陶瓷型殼中，分別得到100mm×70mm×10mm的板片試樣和外徑95mm的增壓器渦輪。試樣和渦輪經(jīng)1270℃/180MPa/2.5h熱等靜壓和950℃/12h真空退火處理。試樣宏觀組織是從表面向中心整齊對長的柱狀晶組織(圖1(a))，微觀組織是由近層片組織構(gòu)成的定向?qū)悠M織，其中γ晶粒體積分數(shù)約為5%,γ-TiAl/α2-Ti3Al層片近似平行于板片表面(圖1(b))。

圖1 定向?qū)悠M織鑄造TiAl合金板狀試樣的宏觀組織(a)和微觀組織(b)Fig.1 Macrostructure (a) and microstructure (b) of cast TiAl alloy with directional lamellar structure

采用標距φ5mm×25mm的標準試樣測試室溫拉伸性能，位移速率1mm/1min。采用尺寸100mm×20mm×10mm、缺口5mm×0.2mm的SE(B)試樣，在MTS810試驗機上測試室溫斷裂韌度KQ，跨距為80mm，位移速率為0.5mm/min。對于高溫熱暴露后的剩余塑性試驗，首先對φ5mm×25mm的標準試樣在大氣中進行750℃/(48～300)h熱暴露，之后測試保留氧化層試樣的室溫塑性，作為高溫熱暴露后的剩余塑性。此外，拉伸試樣中定向?qū)悠M織的層片界面近似平行于試樣軸向，即主應(yīng)力方向。

2 結(jié)果及討論

2.1 室溫拉伸性能

室溫塑性較低是限制TiAl合金工程化應(yīng)用的關(guān)鍵因素之一[11]。采用TiAl合金制作結(jié)構(gòu)件特別是薄壁件(例如車用發(fā)動機增壓器渦輪和航空發(fā)動機低壓渦輪葉片)，在安裝、運輸過程中部件可能存在損傷，必須考慮其室溫塑性。因而，獲得較高塑性的材料有利于保證這些葉片類薄壁部件的使用安全性。

表1給出了定向?qū)悠M織鑄造47.5Al合金的一組室溫拉伸性能數(shù)據(jù)?？梢钥闯觯摻M織室溫抗拉強度σb為(557.96±4.0)MPa，與XD合金[12]抗拉強度相當，比4822合金[13]高約80MPa。其室溫斷后伸長率δ5在2.48%～3.48%之間，平均值為(2.89±0.32)%。與定向凝固Ti-45Al-2Nb-0.6Si-0.2C合金定向?qū)悠M織[14]相比，47.5Al合金的室溫伸長率仍有差距，但明顯優(yōu)于其他幾種鑄造合金[12,13]，且與熱機械熱處理得到的Ti-46Al-2Cr-2Nb-0.15B合金超細層片組織[15]以及Ti-46Al-2.5V-1.0Cr-0.3Ni細小全層片組織[16]的室溫伸長率相當?？梢姡?定向?qū)悠M織鑄造TiAl合金在沿層片界面方向上表現(xiàn)出優(yōu)異的室溫拉伸強度和塑性組合，其中，室溫拉伸塑性明顯優(yōu)于其他幾種鑄造合金。

表1 定向?qū)悠M織鑄造47.5Al合金的室溫拉伸性能

根據(jù)TiAl合金PST晶體研究結(jié)果可知，當層片界面近似平行于主應(yīng)力方向時，其伸長率為5%～12%，而當層片界面垂直于主應(yīng)力方向時，其伸長率幾乎為零[1]。對于多晶無取向?qū)悠M織TiAl合金，其層片團隨機取向，當承受外加載荷時，不可避免存在層片界面垂直于主應(yīng)力方向的層片團，由這種沿層裂紋引發(fā)的斷裂，對應(yīng)TiAl合金的室溫塑性較低。而且通過添加形核劑[12]、熱處理[13]等措施細化鑄態(tài)組織的作用有限，因而多晶無取向?qū)悠M織鑄造TiAl合金室溫塑性通常較低。而本工作獲得定向?qū)悠M織鑄造TiAl合金，層片界面近似平行于主應(yīng)力方向，則表現(xiàn)出明顯高于等軸晶組織鑄造TiAl合金的室溫拉伸塑性。由此可見，對于主要承受單向應(yīng)力的結(jié)構(gòu)部件，獲得層片界面近似平行于主應(yīng)力方向的定向?qū)悠M織，是一種改善室溫拉伸塑性的可行途徑。

2.2 室溫斷裂韌度

斷裂韌度可反映含裂紋或缺陷材料抵抗斷裂的能力。TiAl合金在室溫下是一種準脆性材料，其斷裂韌度通常低于30MPa·m1/2,明顯低于高溫合金[17]。為保證TiAl合金部件的使用可靠性，必須要求其具有較高的室溫斷裂韌度，對于葉片類薄壁部件更為重要。

表2給出了47.5Al合金定向?qū)悠M織和Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的室溫斷裂韌度和塑性?？梢钥闯?，47.5Al合金定向?qū)悠M織室溫斷裂韌度在30～34MPa·m1/2之間，高于Ti-48Al-2Cr-2Nb合金FL組織的斷裂韌度(20～30MPa·m1/2)[17]。圖2是定向?qū)悠M織斷裂韌度試樣斷口?？梢钥闯觯髁鸭y擴展方向垂直于層片界面，形成穿層片的裂紋擴展特征。根據(jù)層片取向與裂紋擴展關(guān)系的研究[18]可知，當層片界面垂直于裂紋擴展方向時，裂紋尖端將通過裂紋分叉、裂紋偏轉(zhuǎn)和層片薄板韌化方式而發(fā)生鈍化，這延緩了裂紋的擴展。對于定向?qū)悠M織，主應(yīng)力方向平行于層片界面，主裂紋擴展方向垂直于層片界面；而對于無擇優(yōu)取向FL組織，通常存在易于裂紋擴展的層片團。因此，定向?qū)悠M織表現(xiàn)出比無擇優(yōu)取向FL組織更為優(yōu)異的室溫斷裂韌度。

表2 鑄造47.5Al合金定向?qū)悠M織和Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的室溫斷裂韌度和塑性

DL: directional lamellar structure; FL: fully lamellar structure; DP: duplex structure.

圖2 定向?qū)悠M織室溫斷裂韌度試樣斷口形貌 (a)低倍照片；(b)高倍照片F(xiàn)ig.2 Fractography of fracture toughness specimen with the directional lamellar structure(a)low magnification photo;(b)high magnification photo

進一步對比發(fā)現(xiàn)，Ti-48Al-2Cr-2Nb合金FL組織的室溫塑性僅為0.5%，明顯低于本文所述定向?qū)悠M織的室溫拉伸塑性(2.89%)。關(guān)于TiAl合金的室溫塑性和韌性的研究[6]表明，TiAl合金斷裂韌度和室溫塑性存在反常關(guān)系，即晶粒尺寸粗大的FL組織具有較高的斷裂韌度(20～30MPa·m1/2)，但室溫塑性通常低于1.0%；而晶粒尺寸細小的DP組織室溫塑性可達2.5%以上，但其斷裂韌度僅為11～15MPa·m1/2。這種反常關(guān)系源于決定塑性和韌性的因素不同。塑性大小直接與晶粒大小有關(guān)，而韌性大小與層片組織有關(guān)。FL組織裂紋擴展阻力主要用于破斷裂紋群間的橋接韌帶，該韌帶區(qū)連接均為穿層片類型的主裂紋和微裂紋；而DP組織則缺乏橋接韌帶，因而韌性較差。然而，定向?qū)悠M織在保持優(yōu)異斷裂韌度的同時還表現(xiàn)出較好的室溫塑性。究其根源，定向?qū)悠M織主要由層片界面取向差較小的定向?qū)悠瑘F組成，具有較好的塑性變形協(xié)調(diào)性。由此可見，形成定向?qū)悠M織，可避免層片隨機取向的組織必然存在的塑性和韌性的反常關(guān)系，獲得塑性和韌性較好的TiAl合金，從而有利于改善薄壁葉片的抗損傷能力。

2.3 高溫熱暴露后的剩余室溫塑性

增壓器渦輪是在高溫尾氣環(huán)境中工作的轉(zhuǎn)動部件，存在氧化腐蝕現(xiàn)象。大量研究[6，20-25]表明，TiAl合金在650～800℃大氣中熱暴露2～200h后，即可在表面形成不同厚度的富氧層甚至氧化物反應(yīng)層。更為重要的是，TiAl合金在熱暴露后室溫塑性明顯降低，通常從2.0%以上降低到1.0%以下，甚至0.5%以下。對于本征室溫塑性較低的TiAl合金，高溫熱暴露明顯惡化其室溫塑性。增壓器渦輪，高溫工作時表面形成了反應(yīng)層，在發(fā)動機停車后，葉片部位的室溫塑性可能降低，發(fā)動機再次啟動時，將增加這些薄壁葉片失效的風險。因而， 保證增壓器渦輪葉片部位高溫工作后的剩余室溫塑性對增壓器使用可靠性具有重要意義。

保證葉片高溫工作后的剩余室溫塑性，不僅要求材料塑性較好，還要求材料在高溫熱暴露后能夠保持一定塑性。定向?qū)悠M織未暴露試樣室溫塑性約2.89%，顯然，該組織未暴露試樣具有相對較好的室溫塑性。圖3給出了定向?qū)悠M織在大氣環(huán)境中750℃熱暴露48～300h后的剩余室溫塑性?？梢钥闯?，該組織盡管熱暴露50h后剩余室溫塑性略有降低，但即使熱暴露150h后仍可保持2.0%的剩余塑性，熱暴露300h后剩余室溫塑性也能保持1.0%的水平。表3總結(jié)了文獻報道的不同組織不同合金的剩余室溫塑性。結(jié)合圖3和表3可以看出，熱暴露后定向?qū)悠M織室溫塑性出現(xiàn)不同程度的降低， 這與至今的文獻報道是一致的。然而，定向?qū)悠M織熱暴露48h后室溫塑性略有降低，但仍保持(2.20±0.11)%，而其他組織TiAl合金在650～775℃熱暴露后，室溫塑性均降低到1.0%以下；定向?qū)悠M織熱暴露48～150h后，室溫塑性保持2.0%以上；熱暴露200h后，定向?qū)悠M織室溫塑性仍保持1.5%以上，而其他組織TiAl合金均降低到0.4%以下，甚至幾乎沒有塑性；對于定向?qū)悠M織，即使熱暴露300h后仍保持1.0%以上的室溫塑性。顯然，與其他組織TiAl合金相比，定向?qū)悠M織在熱暴露前具有較好的室溫拉伸塑性，在熱暴露后，仍然保持較高的剩余室溫塑性。

圖3 定向?qū)悠M織鑄造Ti-47.5Al合金在大氣中750℃熱暴露后的剩余室溫塑性Fig.3 Residual RT ductility of cast Ti-47.5Al alloy with the directional lamellar structure after exposed in the air at the temperature of 750℃

表3 文獻報道熱暴露對TiAl合金室溫拉伸塑性影響

DP: duplex structure; NL: near lamellar structure; NG: near gamma structure; FL：fully lamellar structure.

作者前期對熱暴露氧化致脆的機理研究[27]表明，熱暴露后，在TiAl合金表面形成脆性的貧鋁富氧層，在后續(xù)的室溫加載過程中，微裂紋在貧鋁富氧層中起源，并隨加載應(yīng)力的增加，微裂紋擴展進入基體起到缺口的作用，導(dǎo)致基體脆性斷裂的發(fā)生，進而降低基體室溫塑性。對于層片界面平行于試樣表面的定向?qū)悠M織，盡管熱暴露后在基體表面也形成了脆性貧鋁富氧層，后續(xù)室溫加載過程中，也在該層萌生微裂紋，但由于微裂紋向基體的擴展方向垂直于層片界面，微裂紋擴展抗力最大，從而使其裂紋擴展至臨界裂紋尺寸所需的外加載荷更高。顯然，這種定向?qū)悠M織有利于延緩熱暴露導(dǎo)致室溫拉伸斷裂的發(fā)生，從而使其在高溫熱暴露后保持較好的室溫拉伸塑性。因此，具有定向?qū)悠M織的增壓器渦輪葉片，在高溫工作后，可保持較好剩余室溫塑性，有利于改善葉片的抗損傷能力，進而保證其使用可靠性。TiAl合金應(yīng)用于航空發(fā)動機低壓渦輪葉片，同樣需要關(guān)注高溫熱暴露所致的塑性降低的問題[28]。顯然，在低壓渦輪葉片中形成定向?qū)悠M織，亦有利于改善其損傷抗力。

2.5 定向?qū)悠诓考械膶崿F(xiàn)

綜上所述，定向?qū)悠T造TiAl合金兼具優(yōu)異的室溫拉伸塑性和斷裂韌度，同時在高溫熱暴露后亦能保持較好的剩余室溫塑性。在部件中形成這種組織，將有助于保證TiAl合金薄壁部件的使用可靠性。該組織在部件中的實現(xiàn)，除要求較高的凝固冷卻速率保證以全柱狀晶方式進行，還要求特定合金成分設(shè)計。提高凝固冷卻速率，可以通過提高澆注溫度、降低型殼預(yù)熱溫度、提高鑄型或造型用砂的導(dǎo)熱性等來實現(xiàn)。對于不同的鑄件，具體工藝措施不同，在此不進行討論。這里主要討論合金成分設(shè)計。

對于鋁含量在44%～55%Al之間的γ-TiAl合金，存在β，α和γ三種凝固路徑。其中，由于α-Ti3Al相和γ-TiAl相之間存在(0001)α2//{111}γ和〈1120〉α2//〈110〉γ的特定位向關(guān)系，只有當凝固初生相為全α相，并按照L→L+α→α→層片團(α/γ)→層片團(α2/γ)相變路徑，才能獲得定向?qū)悠M織。實驗研究表明，采用常規(guī)鑄造，當Ti/Al原子比在1.03～1.10之間，可能形成定向?qū)悠M織[29]。與此同時，在添加改善合金性能的其他元素時，不能添加過多的穩(wěn)定β相或者γ相的合金元素。若為保證性能必須添加該元素時，需嚴格控制其含量。例如，添加微量的Zr可以改善合金的高溫持久性能和抗氧化性，若添加量過大，則改變?nèi)料嗄坛跎?，破壞定向?qū)悠卣?。目前，Zr元素添加量為0.2%[30]。

按照上述成分設(shè)計和凝固冷卻速率要求，采用Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr合金澆注外徑約95mm的增壓器渦輪(圖4(a))。實物解剖并觀察葉片部位的組織(圖4(b))?？梢钥闯觯~片部位宏觀組織為從表面向中心對長的柱狀晶組成(4(b))，微觀組織是由層片界面近似平行于葉片表面的定向?qū)悠M織組成(圖4(c))。由上述分析可知，在增壓器渦輪的葉片中形成這種組織，明顯改善其抗損傷能力，有利于改善增壓器渦輪的使用可靠性。目前，葉片部位具有該組織的增壓器渦輪已在某型發(fā)動機上通過了500h耐久性考核。

圖4 外徑95mm鑄造TiAl合金增壓器渦輪及其葉片組織 (a)渦輪外觀；(b)葉片宏觀組織；(c)葉片微觀組織Fig.4 Turbocharger wheel of cast TiAl alloy with the diameter of about 95mm and the structure of its blade (a)external appearance of wheel;(b)macrostructure of the blade;(c)microstructure of the blade

3 結(jié)論

(1)采用常規(guī)鑄造制備的定向?qū)悠M織鑄造TiAl合金，室溫拉伸塑性在2.48%～3.48%之間，斷裂韌度在30～34MPa·m1/2之間，均明顯高于其他典型的鑄造TiAl合金。其優(yōu)異的室溫拉伸塑性和斷裂韌度均依賴于定向?qū)悠M織特征。

(2)定向?qū)悠M織鑄造TiAl合金在750℃熱暴露150h和300h后，剩余室溫塑性分別保持2.0%和1.0%的水平，均明顯高于其他合金熱暴露后的剩余塑性。其原因是，定向?qū)悠M織有效阻礙了從表面脆性貧鋁層萌生的裂紋向基體的擴展，延緩了室溫拉伸斷裂的發(fā)生，從而使其在高溫熱暴露后保持較好的剩余室溫塑性。

(3)通過控制Ti/Al原子比和凝固冷卻條件，在增壓器渦輪葉片中可以獲得層片界面近似平行于葉片表面的定向?qū)悠M織，這提高了葉片的抗損傷能力，有利于保證TiAl合金增壓器渦輪的使用可靠性。

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(本文責編：高 磊)

Microstructure Design for Reliability of Turbocharger Blade of Cast TiAl Based Alloy

ZHU Chun-lei,LI Sheng,ZHANG Ji

(High Temperature Materials Division,Central Iron and Steel Research Institute,Beijing 100081,China)

Based on the application background of turbocharger wheel, the mechanical properties reflecting the damage resistance of turbocharger wheel blade, including RT ductility and fracture toughness together with residual RT ductility after thermal exposure were analyzed in details for a cast TiAl alloy with the directional lamellar microstructure, and the feasibility of cast process for obtaining this microstructure in the blade was also discussed, upon which a new idea of microstructure design was proposed for the reliability of turbocharger wheel. The results indicate that the directional lamellar structure exhibits excellent RT ductility and fracture toughness, and also can retain relatively higher RT ductility after thermal exposure at high temperature, and these good performances rely on the orientation uniformity of the directional lamellar structure. More importantly, by controlling the cooling condition during solidification and atomic ratio of Ti and Al, this directional lamellar structure with the lamellar boundary nearly parallel to the blade surface can be obtained in the blade of turbocharger wheel. This special structure is good to improve the damage resistance of the blade and the reliability of turbocharger.

cast TiAl alloy;turbocharger wheel;blade;reliability;directional lamellar;microstructure design

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.001169

TG146.2

A

1001-4381(2017)06-0036-07

2015-09-21;

2017-03-20

朱春雷(1984-)，男，高級工程師，博士，鈦鋁金屬間化合物材料工藝及應(yīng)用技術(shù)研究，聯(lián)系地址：北京市海淀區(qū)學院南路76號鋼鐵研究總院高溫所(100081)，E-mail:zhuchunleitial@163.com