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        基于ProCAST的高Nb-TiAl合金葉輪熔模鑄造

        2021-04-08 10:33:32劉金虎紀(jì)志軍丁賢飛
        航空材料學(xué)報 2021年2期

        劉金虎, 紀(jì)志軍, 李 峰, 馮 新, 余 穩(wěn), 丁賢飛, 南 海

        (1.中國航發(fā)北京航空材料研究院 鑄造鈦合金技術(shù)中心,北京 100095;2.北京百慕航材高科技股份有限公司,北京100094;3.北京市先進(jìn)鈦合金精密成型工程技術(shù)中心,北京 100095)

        γ-TiAl合金輕質(zhì)高強、高溫強度與抗氧化抗蠕變性能較好,是一種極具潛力的高溫結(jié)構(gòu)材料,近年來已經(jīng)成功應(yīng)用于汽車發(fā)動機葉輪與飛機發(fā)動機渦輪葉片等構(gòu)件[1-4]。通過在γ-TiAl合金中加入5%~10%(原子分?jǐn)?shù))的Nb可以使室溫塑性與蠕變和抗氧化性能有較好的匹配,近年來得到了較多的研究與發(fā)展,此類合金稱為高Nb-TiAl合金[5-11]。汽車發(fā)動機葉輪的服役環(huán)境要求合金具有優(yōu)異的高溫強度和耐腐蝕性,同時較低的比重可有效提升發(fā)動機起動速度與瞬態(tài)響應(yīng)性能,減少廢氣排放。高Nb-TiAl合金的密度(3.9~4.2 g/cm3)約為鎳基高溫合金的一半[12],適合應(yīng)用在葉輪上。

        美國、日本、德國、瑞典等國都已經(jīng)成功研制使用了TiAl葉輪,三菱重工將TiAl葉輪在三菱賽車上裝機使用[13]。由于葉輪結(jié)構(gòu)復(fù)雜,曲面加工難度較大,現(xiàn)有的研究多采用熔模精密鑄造,但高Nb-TiAl合金的熔點高、黏度大、活性高等問題[14-15],使得熔模鑄造的難度較高,高Nb-TiAl合金的流動性隨著Nb含量的增高而降低,葉輪最薄處僅為2.5 mm,完整充型的難度較高;高Nb-TiAl熔點高、收縮率大,精鑄件容易形成縮孔縮松等缺陷。用傳統(tǒng)的試錯法成本高時間長,采用數(shù)值模擬的方法可以有效提升研發(fā)效率。目前TiAl精鑄數(shù)值模擬研究發(fā)展較快[16-20],但高Nb-TiAl的研究較少,缺乏薄壁件在實際生產(chǎn)條件下的精鑄研究。

        本工作采用ProCAST軟件對葉輪熔模鑄造方案進(jìn)行數(shù)值模擬,通過對葉輪澆注方式的仿真計算,得到優(yōu)化的方案,進(jìn)行熔模精密鑄造,并對鑄件進(jìn)行解剖分析與力學(xué)性能檢測。

        1 實驗材料及方法

        1.1 三維模型設(shè)計

        圖1為三維建模軟件UG建立澆注系統(tǒng)的三維模型。澆注系統(tǒng)由澆口杯、中心澆道、橫澆道、澆口、冒口等組成。由于葉輪最薄處僅有1.5 mm,是典型的薄壁結(jié)構(gòu)件,為了保證完整充型,設(shè)計了300 mm高的中心澆道與50 mm高的澆口杯,提供充足的充型壓力。為保證力學(xué)性能與鑄件的一致性,在上層橫澆道設(shè)置了附注試樣,包括標(biāo)準(zhǔn)拉伸試棒與斷裂韌度試塊。為了提縮與出氣,在鑄件與試棒上方都設(shè)置了出氣針與冒口。將三維模型導(dǎo)入Meshcast軟件中進(jìn)行網(wǎng)格劃分,為保證模擬計算的精度與速度,鑄件網(wǎng)格劃分尺寸較小,如圖1(a)所示;而澆道劃分尺寸較大,劃分完成后共有節(jié)點1106890個,體網(wǎng)格6878965個,如圖1(b)所示;最后設(shè)置了10層共10 mm厚的氧化釔型殼,如圖1(c)所示。

        圖1 澆注系統(tǒng)三維模型與網(wǎng)格劃分 (a)鑄件網(wǎng)格劃分;(b)鑄件與澆道設(shè)計;(c)鑄件外多層氧化釔陶瓷型殼Fig. 1 3D model of pouring system and meshing result (a)casting mesh division;(b)casting and runner design;(c)multi-layer yttrium oxide ceramic shell outside the casting

        1.2 邊界條件與熱物性參數(shù)選擇

        鑄件母合金材料為Ti-45Al-8Nb-0.7Cr-0.5Si-0.2B;圖2為熱物性參數(shù),由ProCAST軟件內(nèi)置數(shù)據(jù)庫得來。合金的液相線溫度1585 ℃,固相線溫度1445 ℃。型殼采用氧化釔陶瓷型殼,其熱物性參數(shù)由商用數(shù)據(jù)庫得來。

        圖2 合金熱物性參數(shù) (a)熱導(dǎo)率λ;(b)密度ρ;(c)比熱容c;(d)固相率Fig. 2 Properties of the alloy (a)thermal conductivity λ;(b)density ρ;(c)specific heat c;(d)solid fraction

        1.3 熔煉澆注、試樣解剖與力學(xué)性能分析檢測

        實驗所用合金材料采用0級海綿鈦、鋁豆和中間合金,壓制電極后,采用真空感應(yīng)凝殼爐與真空自耗電極電弧熔煉爐進(jìn)行三次熔煉,獲得?120 mm ×240 mm的鑄錠。在20 kg水冷銅坩堝真空感應(yīng)熔煉爐中進(jìn)行重力澆注,熔煉功率約為 450 kW。使用氧化物陶瓷型殼,型殼預(yù)熱溫度800 ℃。澆注溫度1600 ℃,冷卻至200~300 ℃時取出。

        圖3為葉輪葉片的解剖圖。在葉輪軸心部位進(jìn)行沿軸向的剖面解剖,取樣后進(jìn)行金相觀察與分析,并對葉輪與試棒進(jìn)行X射線檢測。使用Bruker D8 Advance X-ray diffractometer進(jìn)行XRD測試。使用Zeiss SUPRA 55進(jìn)行SEM測試。

        葉輪與附注試棒進(jìn)行1260 ℃/170 MPa/4 h熱等靜壓后,將附注試棒加工成拉伸試棒使用,進(jìn)行室溫和高溫拉伸實驗。室溫溫度為23 ℃,高溫溫度選取800 ℃、850 ℃、900 ℃,每個溫度點測試三根試棒取平均值,采用INSTRON 5982型拉伸試驗機測試?yán)煨阅堋?/p>

        圖3 葉輪解剖方法 (a)沿中心解剖,于軸心處取樣;(b)沿橫截面解剖,于葉片處取樣;(c)沿縱截面解剖,于葉片處取樣Fig. 3 Impeller dissection method (a)dissection along longitude,sampling at the axis;(b)dissection along the cross section,sampling at the blade;(c)dissection along the longitudinal section,sampling at the blade

        2 結(jié)果與分析

        2.1 模擬仿真優(yōu)化

        表1為原方案因素設(shè)置及計算結(jié)果,葉輪設(shè)置了6種因素:(1)上層與下層;(2)有冒口與無冒口;(3)靠近中心澆道與遠(yuǎn)離中心澆道;(4)大澆口與小澆口;(5)頂注式與底注式;(6)正置與倒置。

        表1 原方案因素設(shè)置及計算結(jié)果Table 1 Factor setting and calculation result of the original scheme

        圖4為各種因素下澆注系統(tǒng)中縮孔縮松分布計算結(jié)果。圖4(a)為原方案三維模型,原方案計算結(jié)果表明:1、6兩因素對葉輪的充型凝固過程影響不大;圖4(b)為5因素的計算結(jié)果,頂注式葉輪軸心部會形成縮孔縮松,由于重力作用,即使在頂注式葉輪底部加上冒口,最后凝固區(qū)依然會在葉輪軸心部中上方,所以頂注式葉輪不適合該澆注系統(tǒng);圖4(c)為3因素的計算結(jié)果,靠近中心澆道的葉輪縮孔縮松形成位置靠上,說明越靠近中心澆道溫度越高,澆道對葉輪的補縮效果更明顯;圖4(d)為2因素的計算結(jié)果,加上冒口后縮孔從鑄件中轉(zhuǎn)移到了冒口里,保證了鑄件本體的質(zhì)量。綜上所述,應(yīng)選用大澆口、有冒口、底注式、靠近中心澆道的方案。

        圖4 原方案各種因素下澆注系統(tǒng)中縮孔縮松分布計算結(jié)果 (a)原方案三維模型;(b)頂注式與底注式計算結(jié)果;(c)靠近中心澆道與遠(yuǎn)離中心澆道計算結(jié)果;(d)最優(yōu)組合:靠近澆道、大澆口、有冒口、底注式Fig. 4 Calculation results of shrinkage cavity and porosity distribution in gating system under various factors in original scheme(a)three-dimensional model of original scheme;(b)calculation results of top injection and bottom injection;(c)calculation results of close to center runner and far from center runner;(d)optimal combination:close to runner,large gate,riser,bottom injection

        圖5 優(yōu)化后方案及模擬仿真計算結(jié)果 (a)優(yōu)化后三維模型;(b)優(yōu)化后葉輪中無縮孔分布;(c)優(yōu)化后側(cè)注式葉輪中無縮孔分布;(d)優(yōu)化后拉伸試棒縮孔存在于冒口與澆道中Fig. 5 Optimized scheme and simulation results (a)three-dimensional model after optimization;(b)no shrinkage cavity distribution in impeller after optimization;(c)no shrinkage cavity distribution in optimized side injection impeller;(d)after optimization,shrinkage cavities of tensile test bar existed in riser and runner

        圖5為優(yōu)化后的澆注方案及計算結(jié)果。圖5(a)為優(yōu)化后的三維模型,與原方案相比取消了遠(yuǎn)離中心澆道的葉輪,在全部采用大澆口的條件下使用出氣針代替冒口進(jìn)行補縮,為了提升空間利用率,在中心澆道上增加了側(cè)注式葉輪。為了衡量葉輪的力學(xué)性能,在上方澆道設(shè)置了拉伸性能試樣與斷裂韌度試塊。如圖5(b)所示,縮孔縮松都存在于澆道中,葉輪本體內(nèi)無縮孔縮松,圖5(c)中的側(cè)注式葉輪中同樣不存在縮孔縮松。圖5(d)中的拉伸性能試棒由于冒口的存在將縮孔縮松提到了頂端,測試段與夾持段無縮孔縮松存在。整個澆注系統(tǒng)的縮孔縮松占3.8%,存在于澆杯與澆道中,鑄件中無明顯縮孔縮松。

        2.2 充型過程分析

        圖6為整個型殼中高溫金屬熔體充型過程模擬。金屬液沿中心澆道進(jìn)入澆注系統(tǒng)底部,由圖6(a)可知,在0.9 s時金屬液已經(jīng)開始填充底部澆道,同時有少量金屬液進(jìn)入中心澆道上的側(cè)注式葉輪。圖6(b)中,在1.16 s時,底部澆道上的葉輪由中心到四周完成充型,而側(cè)注式葉輪自下而上也完整充型。側(cè)注式與底注式的充型過程不同,二者的可能出現(xiàn)的缺陷分布也不同。底注式葉輪的壓頭較大,有利于完整充型,但補縮能力有限,側(cè)注式葉輪的缺點則是靠近中心澆道,金屬液流動速度較快,對型殼的沖刷較為劇烈,容易產(chǎn)生夾渣等問題。由圖6(c)可知,在1.68 s時底部澆道上的底注式葉輪和中心澆道上的側(cè)注式葉輪都已經(jīng)實現(xiàn)完整充型,金屬液開始進(jìn)入上部澆道,最終在1.88 s時整個澆注系統(tǒng)完成充型(圖6(d))。整個充型過程時間較短,金屬液流動穩(wěn)定,得到了較為理想的結(jié)果。

        圖6 充型過程模擬Fig. 6 Simulation of filling process (a)0.90 s;(b)1.16 s;(c)1.68 s;(d)1.88 s

        圖7為單個葉輪充型過程。如圖7(a)所示,0.89 s時底注式葉輪開始充型,同時側(cè)注式葉輪已經(jīng)充型接近一半,底注式葉輪從中心開始充型,各個方向上金屬液較為均勻,側(cè)注式葉輪從底部開始充型。如圖7(b)所示,底注式葉輪中金屬液流速較快,在沿葉輪葉片上緣流動充型時也同時進(jìn)入了出氣針中,金屬液首先充滿葉輪葉片上緣,上緣充滿后開始流向下緣。如圖7(c)所示,0.97 s時葉片邊緣最后充型,尖角處尚未完全填充。圖7(d)所示1.02 s時,底注式葉輪完全成型,整個過程中金屬液流速較快,在葉輪下部充型時有部分紊流,但最終都能全部填充鑄型,此時金屬液逐漸冷卻,葉片最外緣已經(jīng)低于液相線30 ℃,而軸心部仍在液相線之上。由凝固理論可知,當(dāng)固相率超過30%時金屬液便很難流動,此時枝晶已經(jīng)形成且互相搭接阻塞金屬液流動,當(dāng)枝晶骨架形成后如果后續(xù)金屬液沒有很好補縮便會形成縮孔縮松。底注式葉輪與側(cè)注式葉輪中心溫度較高,可以對葉片進(jìn)行補縮,防止縮孔縮松的形成,側(cè)注式葉輪因為離中心澆道較近,溫度更高可以更好地補縮。

        2.3 縮孔縮松的預(yù)測

        圖7 葉輪充型過程模擬Fig. 7 Simulation of impeller filling process (a)0.89 s;(b)0.94 s;(c)0.97 s;(d)1.02 s

        圖8 縮孔縮松形成傾向計算結(jié)果 (a)縮孔縮松位置模擬;(b)Niyama判據(jù)計算結(jié)果;(c)1.98 s溫度分布;(d)63 s溫度分布Fig. 8 Calculation result of shrinkage cavity and porosity formation tendency (a)simulation of shrinkage cavity and porosity position;(b)niyama criterion calculation result;(c)temperature distribution at 1.98 s;(d)temperature distribution at 63 s

        圖8為縮孔縮松形成傾向計算結(jié)果。鑄件整體縮孔縮松數(shù)量較少,圖8(a)中,縮孔縮松存在于中心澆道、橫澆道、試棒上方冒口中,對鑄件及試棒本身無影響,只有K1c方塊由于壁厚過大,中心存在縮孔縮松的傾向。觀察其凝固時固相分?jǐn)?shù)分布圖可知,如圖8(b)所示,K1c方塊中心有非常嚴(yán)重的縮孔縮松形成傾向。如圖8(c)所示,在1.98 s時,葉輪由于壁厚薄體積小,已經(jīng)完全凝固,試棒上部冒口還未完全凝固,所以在后來的冷卻過程中形成縮孔縮松,這進(jìn)一步證明冒口提縮的作用得以實現(xiàn),防止試棒中出現(xiàn)縮孔縮松。而K1c方塊由于厚度過大,得不到有效補縮,內(nèi)部形成了縮孔縮松。圖8(d)中可見,直至63 s時,K1c方塊仍未凝固。

        2.4 鑄件檢測與分析

        2.4.1 X射線檢測縮孔

        使用優(yōu)化后方案的工藝參數(shù)進(jìn)行熔模精密鑄造,獲得葉輪鑄件與試棒,進(jìn)行檢測分析??s孔縮松是在鑄件凝固后期由于體積收縮導(dǎo)致的,往往引發(fā)服役過程中的裂紋萌生擴展,進(jìn)而產(chǎn)生斷裂失效,因此必須控制縮孔縮松的數(shù)量。圖9為葉輪鑄件的X射線檢驗圖。由圖9(a)可見,底注式葉輪葉片下方存在一個尺寸較小的縮孔,而圖9(b)中側(cè)注式葉輪都無明顯縮孔縮松,結(jié)合模擬仿真結(jié)果可知:底注式葉輪最先完成充型,整個充型過程僅0.1 s就已經(jīng)結(jié)束,且遠(yuǎn)離中心澆道冷卻速度較快,在凝固過程中得到的補縮較少。側(cè)注式葉輪的充型時間更長,金屬液進(jìn)入型殼后可以得到較好的補縮,因此側(cè)注式葉輪的縮孔縮松較少。在模擬仿真實驗中,拉伸試棒的縮孔部位集中在冒口,在拉伸試棒的上端冒口切除后,X射線檢測結(jié)果可見夾持端與拉伸試棒無明顯縮孔縮松,只有在夾持端最下部有一處縮孔如圖9(d)所示,在機加工后不影響試棒的正常使用。而9(c)中斷裂韌度試塊中部和底部則可見明顯的縮孔縮松,這與模擬的結(jié)果一致,在經(jīng)過熱等靜壓后,整個試塊的變形量達(dá)到2 mm以上,已經(jīng)無法正常使用。對于K1c方塊這種厚壁鑄件,需要重新選用澆注系統(tǒng),使用更大的冒口以消除缺陷。對比圖5中優(yōu)化后的縮孔縮松預(yù)測結(jié)果可知,葉輪內(nèi)已基本沒有較大的縮孔縮松,8個葉輪中只有一個葉輪存在一處較小的縮孔,與模擬仿真結(jié)果相符,而試棒中的縮孔縮松被轉(zhuǎn)移到了澆道中,8根試棒中僅有一處夾持段的微小縮孔,且不影響使用,可見模擬仿真結(jié)果較為準(zhǔn)確。

        圖9 鑄件X光透射檢驗 (a)底注式葉輪;(b)側(cè)注式葉輪;(c)K1c方塊;(d)拉伸試棒Fig. 9 X-ray transmission inspection photographes of impeller castings and samples (a)bottom-injected impeller;(b)side-filled turbine;(c)K1c samples;(d)tensile test samples

        2.4.2 葉輪解剖分析

        圖10為葉輪顯微組織分析。對底注式葉輪軸心部位取樣進(jìn)行金相分析可知,葉輪基體為全片層(full-lamellar)γ-TiAl,如圖10(a)所示,基體主要由全片層結(jié)構(gòu)的等軸晶構(gòu)成,晶界間存在少量白色襯度的B2相,晶粒平均尺寸約為40 μm,由Hall-Petch關(guān)系可知,細(xì)小的晶粒有利于提升強度與韌度。由圖10(b)可知,基體中彌散分布著較多的細(xì)線狀硼化物與點狀的硅化物。由于加入了硼、硅元素,析出相的存在起到形核與釘扎晶界的作用,實現(xiàn)了晶粒的細(xì)化,晶粒尺寸遠(yuǎn)小于其他鑄造鈦鋁合金。圖10(c)所示XRD結(jié)果表明,合金主要由γ相(TiAl)、α2相(Ti3Al)、B2相(Ti2AlNb)構(gòu)成。由γ相與α2相構(gòu)成的γ-α2片層結(jié)構(gòu)具有較好的強度與穩(wěn)定性,因此高溫強度與抗蠕變性能較好。B2相是一種硬脆相,但高溫下可以增強合金的變形能力。由顯微組織的組成可以看出,合金的強度較高,但室溫塑性會稍差。

        圖10 葉輪顯微組織分析 (a)低倍SEM圖;(b)高倍SEM圖;(c)XRD分析Fig. 10 Microstructure image of impeller as-cast microstructure in BSE mode (a)low magnification SEM image;(b)high magnification SEM image;(c)XRD analysis

        圖11為葉輪解剖組織光學(xué)顯微圖。由圖11可知,在底注式葉輪中,無論是在軸心部還是葉片,組織都高度相似,沒有發(fā)現(xiàn)明顯的縮孔縮松。這說明整個葉輪在充型后在較短的時間內(nèi)就實現(xiàn)了充型和凝固,在高倍金相觀察中發(fā)現(xiàn)鑄造組織只存在一些顯微縮孔,如圖11(c)中右上角插圖所示,這些縮孔的尺寸大多集中5~6 μm,在整個縱剖面的金相檢查中發(fā)現(xiàn)了約20處,最大的顯微縮孔如圖11(d)中所示,尺寸達(dá)到了22 μm。在熱等靜壓后這些顯微縮孔都已經(jīng)被消除。鑄件中的顯微組織較為均勻,縮孔縮松尺寸較小可消除,滿足使用標(biāo)準(zhǔn)。在側(cè)注式葉輪的解剖中,也有相同的結(jié)果。

        圖11 葉輪解剖組織光學(xué)顯微圖 (a)葉輪軸心上部;(b)葉輪軸心下部;(c)葉輪縱剖面上部;(d)葉輪縱剖面下部;(e)葉輪橫剖面上部;(f)葉輪橫剖面下部Fig. 11 Optical micrograph of impeller anatomy (a)upper zone of impeller axial center;(b)lower zone of impeller axial center;(c)upper longitudinal section of impeller;(d)lower longitudinal section of impeller;(e)upper cross section of impeller;(f)lower cross section of impeller

        2.4.3 力學(xué)性能

        為了衡量葉輪的力學(xué)性能,在相同的實驗條件下進(jìn)行了已經(jīng)成熟應(yīng)用的Ti-48Al-7.5Nb-2.5V-1.0Cr合金的室溫拉伸實驗。圖12為兩者的拉伸曲線,其中Ti-48Al-7.5Nb-2.5V-1.0Cr合金記為7.5,Ti-45Al-8Nb-0.7Cr-0.5Si-0.2B合金記為8。具體數(shù)值如表2所示,附注試棒的室溫拉伸性能方面,合金8的室溫抗拉強度高出合金7.5近100 MPa,但塑性較差,試樣8-1幾乎沒有塑性變形就直接斷裂,這也是TiAl合金的一貫問題,極大地增加了機加工的難度,阻礙了鈦鋁合金的應(yīng)用。通常鈦鋁合金的室溫塑性達(dá)到0.5%以上,其可應(yīng)用性就會大大提高,因此后續(xù)需要針對合金成分及其組織進(jìn)行優(yōu)化,來進(jìn)一步提高室溫塑性。

        圖12 熱等靜壓附注試棒室溫拉伸曲線(Ti-48Al-7.5Nb-2.5V-1.0Cr合金記為7.5,Ti-45Al-8Nb-0.7Cr-0.5Si-0.2B合金記為8)Fig. 12 Tensile curves of the attached samples after HIP at room temperature(Ti-48Al-7.5Nb-2.5V-1.0Cr alloy is recorded as 7.5,Ti-45Al-8Nb-0.7Cr-0.5Si-0.2B alloy is recorded as 8)

        圖13為高溫拉伸力學(xué)性能,同樣進(jìn)行了兩種合金的高溫拉伸實驗,每個點數(shù)據(jù)由三根拉伸試棒數(shù)據(jù)取平均值與標(biāo)準(zhǔn)差得來。兩種合金在800 ℃到900 ℃時的抗拉強度和屈服強度都是隨溫度下降的。合金8的抗拉強度始終高于合金7.5,在800 ℃時高出120 MPa,在850 ℃與900 ℃時二者抗拉強度接近;800 ℃時合金8 的屈服強度高于合金7.5約70 MPa,在850 ℃與900 ℃時二者屈服強度接近。高溫拉伸結(jié)果表明,合金8的高溫力學(xué)性能普遍接近或高于目前已經(jīng)成熟應(yīng)用的合金7.5,滿足服役要求。

        表2 熱等靜壓后附注試棒的室溫拉伸性能Table 2 Table 1 Tensile properties of attached samples after HIP at room temperature

        圖13 兩種合金高溫拉伸性能 (a)抗拉強度;(b)屈服強度Fig. 13 High temperature tensile properties of the two alloys (a)tensile strength;(b)yield strength

        3 結(jié)論

        (1)模擬仿真計算優(yōu)化了澆注工藝,優(yōu)化后整個澆注系統(tǒng)的縮孔縮松占3.8%,主要存在于澆杯與澆道中,鑄件本體中無明顯縮孔縮松。

        (2)檢測與解剖結(jié)果表明,葉輪可以完整充型且內(nèi)部無明顯縮孔縮松,8個葉輪中僅有一個葉輪存在一處較小的縮孔。金相檢測表明葉輪組織中只存在尺寸小于23 μm的顯微縮松與氣孔,與模擬仿真計算結(jié)果吻合較好。

        (3)熱等靜壓后鑄件室溫抗拉強度約580 MPa,850 ℃高溫拉伸強度約450 MPa,均優(yōu)于同類型已經(jīng)應(yīng)用的合金,性能滿足要求。

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