何 俊，王 鵬，覃佳棟，曾衛(wèi)東，徐建偉

(1.中國航發(fā)動(dòng)力股份有限公司，陜西 西安 710071)(2.西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，陜西 西安 710072)

TC17鈦合金是典型的近β型兩相鈦合金，其名義成分為Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr，不僅具備較好的塑性、強(qiáng)度及淬透性，而且具備優(yōu)異的焊接性能、抗氧化性能和疲勞性能[1,2]。TC17鈦合金經(jīng)過合理鍛造及熱處理后，不僅綜合性能良好而且可滿足損傷容限設(shè)計(jì)要求[3,4]，已成功應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇、壓氣機(jī)盤，成為制造高推比航空發(fā)動(dòng)機(jī)關(guān)鍵部位的重要材料之一[5,6]。

隨著現(xiàn)代損傷容限設(shè)計(jì)理念的提出，β鍛造憑借變形抗力小、鍛件尺寸精度高、熱加工性能好及鍛造成本較低等優(yōu)勢，成為TC17鈦合金的主要鍛造工藝[7-9]。然而，鈦合金β鍛造工藝過程十分復(fù)雜，在工程化應(yīng)用過程中還存在一些技術(shù)問題，例如：由于航空發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇和壓氣機(jī)盤件等鍛件的形狀復(fù)雜，不合理的預(yù)制坯設(shè)計(jì)會(huì)導(dǎo)致鍛件各個(gè)部位的變形不均勻，造成鍛件質(zhì)量差或者不合格的情況出現(xiàn)。因此，合理的預(yù)制坯和模具結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)成為保證鈦合金鍛件質(zhì)量的關(guān)鍵技術(shù)之一。某發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)前軸頸選用了TC17鈦合金，并采用β工藝鍛造，在實(shí)際生產(chǎn)中發(fā)現(xiàn)原工藝設(shè)計(jì)不合理，存在鍛件組織不均勻、β晶粒呈等軸狀、晶界平直以及局部β晶粒再結(jié)晶等問題。如何減小因鍛造工藝設(shè)計(jì)不合理而對鍛件高低倍組織及力學(xué)性能產(chǎn)生的不利影響，成為實(shí)際生產(chǎn)中亟待解決的問題。

因此，針對TC17鈦合金壓氣機(jī)前軸頸鍛件的原工藝進(jìn)行了有限元模擬，為了找出原工藝存在的問題，將模擬結(jié)果與鍛件實(shí)際組織進(jìn)行對比分析，以期實(shí)驗(yàn)結(jié)果能夠?yàn)閴簹鈾C(jī)前軸頸鍛件加工工藝優(yōu)化及合金組織改善提供借鑒。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所使用的原材料為φ250 mm的TC17鈦合金棒材，其相變點(diǎn)約為900 ℃，低倍組織及高倍組織如圖1所示。棒材低倍組織上無肉眼可見的清晰晶粒，屬于模糊晶。高倍組織正常，為典型的兩相區(qū)等軸組織，等軸α晶粒分布均勻，粒徑約為5 μm。TC17鈦合金棒材實(shí)測化學(xué)成分見表1。

圖1 TC17鈦合金原始棒材低倍及高倍顯微組織Fig.1 Macrostructure (a) and microstructure (b) of as-received TC17 titanium alloy bar

表1 TC17鈦合金棒材化學(xué)成分(w/%)Table 1 Chemical composition of TC17 titanium alloy bar

數(shù)值模擬采用Deform-2D/3D有限元模擬軟件。由于本研究中的壓氣機(jī)前軸頸鍛件均為軸對稱結(jié)構(gòu)，可直接采用模具的二維軸對稱模型代替三維模型進(jìn)行壓縮變形模擬。為保證模擬結(jié)果的可靠性，需通過熱模擬壓縮試驗(yàn)獲得TC17鈦合金的本構(gòu)數(shù)據(jù)和熱力學(xué)參數(shù)，然后利用DEFORM-2D軟件對不同預(yù)制坯的成形過程進(jìn)行數(shù)值模擬，并對其應(yīng)變場的均勻性進(jìn)行對比。

TC17鈦合金棒材在液壓機(jī)上鍛造成形，對成形后的壓氣機(jī)前軸頸鍛件進(jìn)行熱處理，熱處理工藝為：(800±10)℃/4 h/WC+(630±10)℃/8 h/WC。熱處理后沿軸對稱面切取低倍試片，并在相應(yīng)的位置切取高倍試塊，按照標(biāo)準(zhǔn)方法制作低倍和高倍試樣。采用Olympus/PMG3光學(xué)顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察。在鍛件上沿弦向切取力學(xué)性能試樣，分別按照GB/T 4340.1—2009、GB/T 228.1—2010、GB/T 15248—2008進(jìn)行硬度、室溫拉伸及低循環(huán)疲勞性能測試。

2 結(jié)果與分析

2.1 原工藝鍛件成形過程模擬及顯微組織分析

圖2所示為原工藝設(shè)計(jì)的TC17鈦合金壓氣機(jī)前軸頸鍛件的坯料與模具的三維模型。原工藝的模具采用了閉式結(jié)構(gòu)，坯料的成形采用了棒材局部鐓頭的方式，鍛造時(shí)棒材下半段固定，上半段承受較大的鐓粗變形向型腔兩側(cè)填充。由于桿部直接插入下模，承受的變形量很小，幾乎沒有變形。

圖2 原工藝的TC17鈦合金預(yù)制坯與鍛件模具三維模型Fig.2 3D models of TC17 titanium alloy preform and forging die for original process

通過有限元模擬軟件對原工藝條件下的壓氣機(jī)前軸頸β鍛造的成形過程進(jìn)行了數(shù)值模擬，獲得如圖3所示的等效應(yīng)變分布圖。從圖3可以發(fā)現(xiàn)，原工藝成形后壓氣機(jī)前軸頸鍛件各個(gè)部位的等效應(yīng)變分布很不均勻。由于坯料桿部承受的變形很小，故壓氣機(jī)前軸頸鍛件下半段的等效應(yīng)變很小，幾乎為零(區(qū)域A、B等效應(yīng)變幾乎為0)，而坯料上半段承受了很大的鐓粗變形，等效應(yīng)變量很大，區(qū)域C和區(qū)域D的等效應(yīng)變?yōu)?.1～1.3，區(qū)域C和區(qū)域D之間的等效應(yīng)變?yōu)?.3～1.5，與上模接觸部位的等效應(yīng)變達(dá)到了2.0以上。

圖3 原工藝條件下TC17鈦合金壓氣機(jī)前軸頸鍛件的等效應(yīng)變分布圖Fig.3 Equivalent strain map of TC17 titanium alloy front axle neck forging for original process

圖4為按照原工藝生產(chǎn)的TC17鈦合金壓氣機(jī)前軸頸鍛件經(jīng)熱處理后，沿縱切面的低倍組織。觀察發(fā)現(xiàn)，圖4中A、B區(qū)域分布著粗大且清晰的晶粒，結(jié)合圖3的數(shù)值模擬結(jié)果發(fā)現(xiàn)，該區(qū)域發(fā)生的等效應(yīng)變較小。而C、D區(qū)域呈現(xiàn)出半模糊晶組織特征，結(jié)合圖3數(shù)值模擬結(jié)果發(fā)現(xiàn)，該區(qū)域承受的變形量較大，但是在低倍組織中沒有觀察到拉長的流線。在與上模接觸的部位附近，隱約可以看到一些流線痕跡，與圖3數(shù)值模擬結(jié)果中該部位的等效應(yīng)變超過2.0有關(guān)。總體而言，TC17鈦合金壓氣機(jī)前軸頸鍛件的低倍組織特征與有限元數(shù)值模擬的應(yīng)變分布結(jié)果是吻合的。

圖4 原工藝條件下TC17鈦合金前軸頸鍛件的低倍組織Fig.4 Macrostructure of TC17 titanium alloy front axle neck forging for original process

為了分析原工藝生產(chǎn)的TC17鈦合金壓氣機(jī)前軸頸鍛件各個(gè)部位的顯微組織形貌，選取了圖4中A、B、C、D 4個(gè)典型區(qū)域進(jìn)行分析，如圖5所示。從圖5a～5d所示的高倍組織可以看出，小變形區(qū)(區(qū)域A、B)由于承受的變形很小，原始β晶?；緵]有變形，保持原始的等軸狀分布，晶粒相對粗大，尺寸約為400～500 μm，晶界α相清晰且平直，呈連續(xù)狀分布。相關(guān)研究[7-9]表明，這種β晶粒粗大并呈等軸狀、晶界α相平直的組織可能導(dǎo)致β脆性，室溫塑性急劇下降，也會(huì)導(dǎo)致低周疲勞性能大幅度降低。

圖5 圖4中不同部位的顯微組織Fig.5 Microstructures in different zones in Fig.4: (a，b) zone A;(c，d) zone B;(e，f) zone C; (g，h) zone D

從圖5e～5h所示的高倍組織可以看出，大變形區(qū)(區(qū)域C、D)承受了較大的鐓粗變形，使得原始β晶粒發(fā)生了再結(jié)晶，晶粒也呈等軸狀分布，但晶粒尺寸大幅度減小，為50～100 μm。在較低放大倍數(shù)下再結(jié)晶β晶粒的輪廓不清晰(圖5e、5g)；在較高放大倍數(shù)下可以看到再結(jié)晶β晶粒呈現(xiàn)出等軸狀，晶界α相比小應(yīng)變區(qū)的厚，仍然呈現(xiàn)出清晰且平直的高倍組織特征。晶內(nèi)片狀α相沿著某些變體選擇方向平行分布，片狀α相較粗(圖5e～5h)。研究表明[10-12]，鈦合金β鍛造后保持較大、拉長的原始β晶粒有助于獲得較長的晶內(nèi)片層α相，進(jìn)而可獲得較高的斷裂韌性，而這種再結(jié)晶小晶粒的出現(xiàn)則會(huì)降低網(wǎng)籃組織的斷裂韌性。因此，必須通過優(yōu)化鍛造工藝來消除鍛件中的劇烈變形帶。

通過對原工藝條件下TC17鈦合金壓氣機(jī)前軸頸鍛件各部位的應(yīng)變分布圖并結(jié)合高低倍組織研究發(fā)現(xiàn)，由于預(yù)制坯設(shè)計(jì)不合理導(dǎo)致鍛件在成形過程中各部位組織差異較大，且應(yīng)變分布極不均勻。為了改善小應(yīng)變區(qū)存在的粗大的β晶粒、平直的晶界α相以及大應(yīng)變區(qū)出現(xiàn)的小的再結(jié)晶β晶粒這種組織不均勻的現(xiàn)象，需要對預(yù)制坯結(jié)構(gòu)進(jìn)行調(diào)整。

2.2 工藝優(yōu)化后鍛件成形過程模擬及顯微組織分析

通過對原工藝預(yù)制坯的分析，發(fā)現(xiàn)造成壓氣機(jī)前軸頸鍛件桿部變形量過小的原因是采用了棒材局部鐓粗的成形方式。為了增加桿部的變形，同時(shí)減小頭部的變形，設(shè)計(jì)了異形餅坯的預(yù)制坯結(jié)構(gòu)，通過擠壓的方式成形，以達(dá)到改善應(yīng)變均勻性的目的。圖6為采用優(yōu)化工藝設(shè)計(jì)的TC17鈦合金壓氣機(jī)前軸頸鍛件坯料與模具的三維模型。優(yōu)化工藝也采用了閉式模鍛，但是上下模的結(jié)構(gòu)稍微做了調(diào)整，鍛件頭部中心部位由原來的大斜錐形改成了圓頭形，以利于該部位均勻成形。

圖6 工藝優(yōu)化后的TC17鈦合金預(yù)制坯與鍛件模具三維模型Fig.6 3D models of TC17 titanium alloy preform and forging die for optimized process

圖7是工藝優(yōu)化后的TC17鈦合金壓氣機(jī)前軸頸鍛件鍛造成形過程中的等效應(yīng)變分布圖。從圖7可以看出，工藝優(yōu)化后前軸頸鍛件等效應(yīng)變的均勻性得到了很大的改善。原工藝中應(yīng)變很小的桿部(區(qū)域A、B)通過工藝優(yōu)化后等效應(yīng)變得到了很大的改善，桿部區(qū)域A部位的等效應(yīng)變在0.8～1.2之間，桿部底部存在部分應(yīng)變較小的區(qū)域，等效應(yīng)變小于0.5，這一部分在隨后機(jī)械加工過程中會(huì)切除掉。桿部區(qū)域B部位的等效應(yīng)變在1.3～1.6之間，等效應(yīng)變較原工藝有大幅度提高。桿部中心部位有一個(gè)大變形區(qū)域，等效應(yīng)變超過了2.0，這一部分在隨后鍛件毛坯的機(jī)械加工過程中需要切除，所以不必考慮。原工藝應(yīng)變較大的區(qū)域C和區(qū)域D部位的等效應(yīng)變有所降低，工藝優(yōu)化后這2個(gè)區(qū)域的等效應(yīng)變控制在1.0左右。

圖7 優(yōu)化工藝條件下TC17鈦合金壓氣機(jī)前軸頸鍛件等效應(yīng)變分布圖Fig.7 Equivalent strain map of TC17 titanium alloy front axle neck forging for optimized process

綜上所述，與原工藝相比，工藝優(yōu)化后TC17鈦合金壓氣機(jī)前軸頸鍛件各部位的等效應(yīng)變分布明顯更加均勻，總體得到了改善。

圖8是優(yōu)化工藝條件下TC17鈦合金壓氣機(jī)前軸頸鍛件縱切面的低倍組織。從圖8可以看出，壓氣機(jī)前軸頸鍛件低倍組織整體分布較為均勻，呈現(xiàn)出典型的清晰晶或半模糊晶形態(tài)，未出現(xiàn)明顯的流線分布特征，原工藝條件下存在的粗大晶粒得到明顯改善。

圖8 優(yōu)化工藝條件下TC17鈦合金壓氣機(jī)前軸頸鍛件的低倍組織Fig.8 Macrostructure of TC17 titanium alloy front axle neck forging for optimized process

圖9為采用優(yōu)化工藝后TC17鈦合金壓氣機(jī)前軸頸鍛件各部位的金相照片。從圖9可以看出，試樣組織形貌總體呈拉長趨勢。結(jié)合有限元數(shù)值模擬應(yīng)變分布可得出，位于桿部靠下區(qū)域A的等效應(yīng)變約為0.8，晶粒拉長比例為3∶1～4∶1，晶界α相出現(xiàn)明顯彎折；桿部靠上區(qū)域B的等效應(yīng)變在1.6左右，β晶粒拉長比例為4∶1～5∶1, 同時(shí)相變點(diǎn)以上變形量稍大，導(dǎo)致晶界附近出現(xiàn)局部再結(jié)晶晶粒；位于斜面的區(qū)域C等效應(yīng)變約為1.0，原始β晶粒拉長比例約為3∶1，晶界α相出現(xiàn)彎折；位于頂部位置區(qū)域D的等效應(yīng)變約為0.9，晶粒拉長比例約為4∶1。由于鍛件在相變點(diǎn)以下承受一定的變形，導(dǎo)致晶界α相發(fā)生彎折，局部出現(xiàn)球化現(xiàn)象。通過對工藝優(yōu)化后不同區(qū)域的β晶粒組織進(jìn)行觀察，發(fā)現(xiàn)各部位β晶粒組織內(nèi)部為編織較好的網(wǎng)籃結(jié)構(gòu)?？傮w來看，前軸頸的微觀組織分布均勻，組織形貌滿足設(shè)計(jì)要求。

圖9 圖8中不同部位的顯微組織Fig.9 Microstructures in different zones in Fig.8: (a，b) zone A;(c，d) zone B;(e，f) zone C; (g，h) zone D

2.3 工藝優(yōu)化前后壓氣機(jī)前軸頸鍛件的力學(xué)性能

表2為工藝優(yōu)化前后TC17鈦合金壓氣機(jī)前軸頸鍛件不同部位的室溫拉伸性能、硬度(HBW)和低周疲勞性能(LCF)。從表2可見，工藝優(yōu)化后TC17鈦合金壓氣機(jī)前軸頸鍛件各部位力學(xué)性能明顯優(yōu)于優(yōu)化前，且由于組織的不均勻性得到改善，不同方向(軸向、弦向)的室溫拉伸性能差異不大，硬度也相當(dāng)。低周疲勞循環(huán)次數(shù)均大于11 010次，滿足相關(guān)技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)要求。因此，本研究所采用的優(yōu)化工藝對前軸頸不同部位組織的均勻性有明顯改善。

表2 TC17鈦合金前軸頸鍛件室溫拉伸性能、硬度及低周疲勞性能Table 2 Room temperature tensile properties，HBW and LCF of TC17 titanium alloy front axle neck forging

3 結(jié) 論

(1) TC17鈦合金壓氣機(jī)前軸頸鍛件成形過程中，原工藝采用棒材局部鐓粗的成形方式不太合理，導(dǎo)致前軸頸桿部組織為基本未變形的等軸狀粗大β晶粒，輪盤部位為再結(jié)晶的等軸狀較細(xì)β晶粒。

(2) 優(yōu)化工藝中改用餅坯擠壓成形后，TC17鈦合金鍛件各部位等效應(yīng)變分布均勻，小應(yīng)變區(qū)域得到明顯改善。

(3) 優(yōu)化工藝條件下，TC17鈦合金鍛件高倍組織為典型的網(wǎng)籃組織，β晶粒得到明顯拉長，大部分區(qū)域拉長比例約為3∶1，晶界處存在少量再結(jié)晶晶粒，同時(shí)晶界α相出現(xiàn)彎折，高低倍組織均滿足標(biāo)準(zhǔn)要求。

(4) 優(yōu)化工藝條件下，TC17鈦合金鍛件不同部位的室溫拉伸性能、硬度和低周疲勞性能差異較小，滿足相關(guān)技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)的要求。