陳明和，馮 瑞，王 寧，史文祥，謝蘭生，馬廣璐，徐彥強，梅 寒

（1. 南京航空航天大學，南京 210016；2. 南京工業(yè)職業(yè)技術大學，南京 210023；3. 中國航發(fā)沈陽黎明航空發(fā)動機有限責任公司，沈陽 110043）

鈦合金風扇葉片是軍用航空發(fā)動機的核心部件之一，其成形制造是國家航空工業(yè)研制的關鍵技術，制造質量將直接影響到發(fā)動機的整體壽命和運行的可靠性，同時它代表著國家國防工業(yè)的發(fā)展。傳統(tǒng)實心葉片的窄弦設計阻礙了弦線寬度設計，無法避免超高轉速時的顫振 （氣動彈性共振變形）問題，并且大直徑的實心風扇葉片還會帶來重量過大、制造及維修成本高和噪聲大等問題[1–2]。為解決以上問題，20世紀80年代美國率先研制出新一代鈦合金寬弦空心風扇葉片，具有質量輕、高推重比和抗外物損傷能力強等優(yōu)點[3]，并受到國內外學者的廣泛關注。

某型號新型對開式鈦合金寬弦空心葉片設計要求空心率不低于20%，扭轉角度為58°，其外形為彎扭復合的葉型，內部為有筋條支撐的空心結構，具體外形結構如圖1（a）所示。復雜的空心結構設計可以有效減少葉片的總質量并提高其性能，但在制造中既要保證內部減重結構的完整性，又要保證外部氣動曲面形狀的準確性，故其制造技術難度非常高。世界各國紛紛選擇超塑性/擴散連接 （Superplastic forming/diffusion bonding，SPF/DB）成形技術[4]來制備鈦合金寬弦空心風扇葉片。目前英國羅·羅和美國普惠等公司均大規(guī)模采用該技術制造鈦合金空心葉片，并一直占據著世界航空發(fā)動機空心風扇葉片大部分市場[5]。國內中國航空制造技術研究院開展了SPF/DB 鈦合金空心風扇葉片成形有限元分析和數控精加工研究[6–7]，成功研制且通過了CJ–1000AX 裝機考核。本課題組也獨自摸索出一套完整的對開式鈦合金寬弦空心風扇葉片制造工藝[8]，其主要流程為銑削內筋→擴散焊接→扭轉預成形→模具精整→超塑氣脹校形→數控精加工，其中在高溫下“扭轉預成形”是成形的關鍵工序，同時也是技術難點。在高溫爐中一端夾住榫頭，另一端夾住葉尖進行等溫扭轉，其彎扭成形示意圖如圖1（b）所示。在國外，Sharman等[9]學者對TC4 鈦合金進行了高溫彎扭變形試驗，研究結果證明高溫扭轉變形可以細化晶粒，提高材料的抗拉強度。在國內，張文井等[10]學者同樣證明TC4 鈦合金在經歷高壓扭轉后微觀組織更為均勻，從而證明了本研究鈦合金高溫彎扭成形的理論可行性。

圖1 雙層鈦合金寬弦空心風扇葉片結構及彎扭成形示意圖Fig.1 Structure of two layers titanium alloy wide-chord hollow fan blade and diagram of twist-bend forming

選用超塑性材料是SPF/DB 工藝的基礎，大部分鈦合金在高溫下具有較高的延伸率?？紤]到α 型和β 型均為單相鈦合金，其塑性變形能力較差，α+β 兩相鈦合金在高溫超塑性變形中兩相相互制約，晶粒難以長大，細晶粒能長時間保持下來有利于超塑性變形[11]。沈陽工業(yè)大學王鑫等[12]對TC4 鈦合金在變形溫度800 ℃下進行10–2～10–4s–1超塑拉伸試驗，其最大延伸率為867%；Velay 等[13]學者通過對比TC4 鈦合金不同晶粒尺寸下等軸組織在熱超塑性成形條件下的組織演變和力學行為，發(fā)現在650 ℃下，α 相平均晶粒尺寸為3 μm的超塑拉伸的延伸率超過1000%。故選擇延伸率較高的TC4 兩相鈦合金作為空心風扇葉片的材料。

本研究針對鈦合金空心風扇葉片的高溫彎扭成形工藝展開研究，首先以TC4 鈦合金高溫拉伸物理試驗為基礎，結合材料熱變形行為，建立材料的修正Misiolek 硬化方程；然后在有限元ABAQUS 軟件上建立高溫彎扭仿真模型和設計模型對比，得到最優(yōu)成形工藝參數；最后對空心風扇葉片毛坯進行高溫扭轉試驗，得到空心葉片葉身整體過渡圓滑，無過度減薄、凹陷，驗證了有限元模型仿真的正確性，為TC4 鈦合金寬弦空心風扇葉片工藝方案制定及批量化生產提供技術儲備。

1 試驗及方法

試驗用原始材料為TC4 鈦合金板材，厚度為70 mm，其化學成分如表1 所示。TC4 鈦合金的原始微觀組織如圖2（a）所示，合金材料由初生等軸α 相、次生α 相和β 雙相組成，高溫拉伸試樣按照GB/T 24172—2009《金屬超塑性材料拉伸性能測定方法》[14]制備，形狀尺寸如圖2（b）所示。在變形溫度[15]為650 ℃、700℃、750 ℃、800 ℃和850 ℃及應變速率10–3s–1、10–2s–1、10–1s–1和1 s–1條件下，利用UTM 5504X 電子萬能試驗機進行TC4 鈦合金高溫拉伸試驗。試驗前，為了減少高溫氧化對拉伸試驗結果的不利影響，在試樣表面噴涂了少量氮化硼。通過此試驗獲取TC4 母材高溫拉伸力–位移曲線，進行數據處理后可獲得真應力–真應變曲線。

表1 TC4 鈦合金化學成分（質量分數 ）Table 1 Chemical composition of TC4 alloy (mass fraction) %

圖2 TC4 鈦合金原始微觀組織及高溫拉伸試樣Fig.2 Original microstructure of TC4 titanium alloy and high temperature tensile specimen

試驗完成后立即采用水淬冷卻，將試樣沿著軸向剖開并鑲嵌，然后用砂紙打磨并在拋光機上進行拋光，再選擇腐蝕試劑 （體積比HNO3∶HF∶H2O =1∶3∶7）進行腐蝕，最后在光學顯微鏡下對試樣組織進行觀察，后續(xù)利用Image-pro plus軟件對微觀組織圖像進行二值化處理，并統(tǒng)計分析相含量。

2 結果與討論

2.1 TC4 鈦合金熱變形行為

圖3 為TC4 鈦合金在變形溫度為650～850 ℃和應變速率10–3～1 s–1下的高溫拉伸真應力–真應變曲線，反映了變形溫度和應變速率對流動應力的影響。由圖3 可知在拉伸試驗初期，流變應力隨真應變的增大而迅速上升，達到屈服應力后隨真應變的增大而緩慢下降。達到頸縮后，流動應力曲線迅速降至0。這主要是因為在初始階段，加工硬化占主導地位，流動應力迅速增加。隨著拉伸應變的增大，出現DRV 和DRX，軟化效應增強，流動應力緩慢減小，直至頸縮[16–17]。

從圖3 的總體趨勢可以看出，當變形溫度一定時，屈服強度會隨著應變速率的增大而增大；當應變速率一定時，變形溫度的升高會導致屈服強度的降低。主要原因是在相同的變形程度下，應變速率的增加會縮短拉伸時間，材料在短時間內不能完全發(fā)生位錯滑移和孿生，加工硬化占據主導地位，增加了材料的變形抗力。變形溫度的升高會增強材料中原子的激活能，原子擴散速度的加快會促進材料的動態(tài)軟化效應，降低合金的流動應力[18]。

圖3 TC4 母材高溫拉伸真應力–真應變曲線Fig.3 True stress–true strain curve of TC4 material at high temperature tensile

2.2 建立TC4 鈦合金的修正Misiolek 硬化方程

鈦合金屬于高層錯能金屬，具有明顯的加工軟化現象，流動應力在進入塑性階段后增長速度放緩出現下降，尤其在發(fā)生頸縮后應力直線下降?？紤]到傳統(tǒng)的Arrhenius、JC 和Fields–Backofen 等[19–20]唯象本構模型無法準確預測材料在斷裂后的流動應力趨勢，故20世紀70年代波蘭Misiolek 等[21]在研究鋅合金中溫單向拉伸變形試驗時提出建立分段模型，又稱Misiolek 本構模型。該模型采用兩個不同的公式分別對應變硬化和應變軟化兩個階段進行描述，可以精確地預測拉伸流動應力曲線。具體如式 （1）和 （2）所示。

式中，σe和σp為彈性階段流動應力和塑性階段流動應力；E為彈性模量，表示材料彈性變形的難易程度；ε為應變；C、n和n1均代表材料參數。盡管分段式Misiolek 方程的擬合精度較高，但并沒有考慮到應變速率和變形溫度的影響，故本文在此參照F–B 修正本構模型，引入變形工藝參數對Misiolek 本構模型進行修正。具體方程如式（3）所示。

式中，為應變速率；m為應變速率敏感系數；n和n1為應變硬化指數；C為材料的強化系數。其中C、n、n1和m4 個參數均與應變速率和變形溫度相關，為進一步求解參數，對方程（3）等式兩側取對數，可得

對式（4）求偏導，可得

結合2.1 節(jié)流動應力試驗數據，取塑性段真應變0.2 為例進行計算，建立lnσp– lnε·的線性擬合關系，其擬合直線曲線斜率即為m值。如圖4所示，計算可得m的平均值為0.113。對真應力–真應變曲線上塑性流動階段進行線性擬合，得到不同變形條件下的加工硬化n值，考慮到軟化階段流動應力數值波動較大，其平均值不具備參考價值，故對n值進行應變速率修正，建立n值與應變速率的一元線性方程，如式（7）所示。

繼續(xù)建立n– lnε·的線性擬合關系，如圖4 所示，通過擬合直線斜率的平均值可得A和B的值分別為0.0036 和0.0411。根據擬合后的式（7）計算不同變形溫度和應變速率下的n值，帶入到修正后的Misiolek硬化方程中。考慮到C和n1屬于與變形參數相關的材料參數，故用Matlab 軟件對其進行非線性擬合，可得參數表達式為

圖4 線性擬合關系Fig.4 Relationship of linear fitting

綜上，可得TC4 鈦合金在變形溫度650～850 ℃、應變速率0.001～1 s–1下修正的Misiolek 硬化方程為

通過上述所建立的Misiolek 硬化模型，帶入不同變形溫度和應變速率，得到圖5 所示的預測數值與試驗數據對比，選取650 ℃和700 ℃，擬合結果和試驗數據基本吻合，可以得出該修正模型可以較好地預測TC4鈦合金的流變行為，研究結果可為該合金的后續(xù)有限元仿真和實際熱加工成形提供理論指導。

圖5 不同變形條件下修正Misiolek 本構模型的預測值與試驗數據對比Fig.5 Comparasions of predicted values of modified Misiolek constitutive model under different deformation conditions and the experimental data

2.3 空心葉片高溫彎扭成形工藝有限元仿真

分析空心葉片外形特征，考慮到其特殊的扭轉工藝角度，將模型設計為由扭轉夾具、壓彎模具和平板葉片3 部分組成。采用葉片榫頭端彎曲后固定夾持、葉尖端通過夾具帶動扭轉成形方法，設計榫頭彎曲模具及扭轉夾具。為優(yōu)化有限元分析流程、減少運算量，將有限元分析模型簡化，如圖6（a）所示。由于空心葉片在整體上并非呈對稱分布，且彎扭預成形過程是非均塑性變形，因此需取完整的空心葉片毛坯進行建模分析。在不影響成形質量的基礎上合理簡化壓彎模具和扭轉夾具，將其設置為剛體，并進行離散化處理?？招娜~片平板毛坯是變厚度的中空結構件，采用ABAQUS 自帶的網格劃分工具會影響葉身的布局，因此采用前處理軟件HyperMesh 對空心葉片平板毛坯進行網格劃分，生成三維四面體網格，網格尺寸為5 mm，整個葉身共計90447 個網格。將生成的網格導入ABAQUS 賦予單元類型，采用四節(jié)點線性三維四面體單元C3D4，各向同性，結合上述TC4 高溫拉伸試驗數據及修正Misiolek 硬化方程，選用Mises 屈服準則。對于簡化后的壓彎模具和扭轉夾具，同樣選擇C3D4 網格屬性。

同時為了更好地檢驗空心葉片有限元分析結果與設計要求之間的匹配度，分析從不同截面扭轉獲取到的成形結果與后續(xù)加工情況來選取合適的成形截面，用以確定最終開展成形試驗時扭轉夾具的位置。故將榫頭處定位圓柱底面定為基準面，按梯次分別設立350 mm、400 mm、450 mm、500 mm、550 mm 5 個等截面，如圖6（b）所示。在確定扭轉截面后，為進一步確定扭轉中心和扭轉角，在Catia 軟件中依據葉片設計外形作葉片中性面，以葉片榫頭底部平面為參照，如圖7 所示。之后作平行的一系列扭轉截面與葉片中性面的相交線，作過相交線兩端點的輔助線，輔助線平行且與相交線相切，繼續(xù)作兩輔助線的中心線，葉片毛坯榫頭底部平面中心線及輔助線中心線交點即為扭轉截面內的扭轉中心P，兩中心線夾角為扭轉截面內的扭轉角α。

圖6 鈦合金空心風扇葉片彎扭成形有限元分析模型Fig.6 Finite element analysis model of twist-bend forming about titanium alloy wide-chord hollow fan blade

圖7 空心葉片在扭轉截面內扭轉中心及扭轉角度計算方法Fig.7 Calculation method of twist center and twist angle of hollow blade in twist section

對成形工藝參數進行分析，在本研究中主要討論試驗溫度、扭轉截面位置以及扭轉角度等工藝參數變量。根據上述TC4 高溫拉伸試驗數據及修正的Misiolek 硬化方程，確定有限元分析模型的主要工藝參數：扭轉溫度分別為650 ℃、700 ℃、750 ℃、800℃和850 ℃，扭轉截面位置分別為350 mm、400 mm、450 mm、500 mm 和550 mm，扭轉角速度分別為0.969°/min、1.938°/min 和3.876°/min， 其中扭轉中心設為 （78.695 mm，6.762 mm，596 mm），扭轉時間均為1800 s。確定工藝參數后，規(guī)劃有限元分析的試驗方案，確定不同工藝參數條件下的成形質量，從而確定最優(yōu)化工藝參數指導后續(xù)空心葉片成形試驗。

2.4 彎扭成形有限元仿真分析結果

如圖8 和9 所示，分別為變形溫度750 ℃和850 ℃下不同扭轉截面位置 （距離葉片榫頭底面距離為350mm、400mm、450mm、500mm、550mm）經歷1800 s 高溫扭轉后葉片變形情況。從圖8（a）～（e）可以看出，成形過程平均應力差別不大，相比較低溫 （650 ℃和700 ℃）條件下有所下降。但扭轉截面在350 mm、400 mm 位置時，空心葉片兩側薄邊部位和尺寸突變部位的應力集中情況較為明顯。從成形質量來看，葉身整體圓滑過渡效果良好，無表面塌陷等失效情況出現。從圖9（a）～（e）中可以明顯觀察到高溫Mises 應力整體繼續(xù)下降，在兩側薄邊部位和尺寸突變部位的應力集中情況輕微，但由于彎扭溫度較高，材料流動特性比較明顯，在夾具夾持部位厚度方向有所減薄，有輕微成形缺陷出現。

圖8 在750 ℃、扭轉時間1800 s 條件下不同扭轉截面高溫扭轉模擬結果Fig.8 High temperature twist simulation results of different torsional sections at 750 ℃ in 1800 s

圖9 850 ℃、扭轉時間1800 s 條件下不同扭轉截面高溫扭轉模擬結果Fig.9 High temperature twist simulation results of different torsional sections at 850 ℃ in 1800 s

對比相同截面內扭轉截面條件下在經歷不同溫度、1800 s 扭轉時間后的應力分布圖可以看出，成形過程平均應力隨著溫度的升高逐漸下降，在成形過程中的應力集中情況也有所降低，無明顯成形缺陷出現。在450 mm 扭轉截面條件下，在800 ℃、850 ℃時有成形缺陷出現。在500 mm 扭轉截面條件下，在850 ℃時有較為明顯成形缺陷出現，且厚度方向出現嚴重減薄。在550 mm 扭轉截面條件下，無明顯的應力集中現象，且應力分布較為均勻，無明顯的成形缺陷出現。

通過以上模擬結果可以看出，葉片成形過程中，平均應力的大小隨著溫度的升高不斷降低，應力的分布隨著溫度的升高變得均勻，隨著溫度的升高，材料的流變特性變得越來越好，在溫度達到800 ℃以上時有應力集中和邊緣減薄等成形缺陷出現。同時，隨著扭轉截面的不斷升高，成形應力的分布也變得更加均勻。綜合仿真結果，選擇750 ℃為扭轉成形溫度，選擇550 mm 截面為扭轉成形截面。

對550 mm 扭轉截面在750 ℃變形溫度條件下進行不同扭轉角速度的扭轉過程有限元模擬，分析扭轉角速度對成形結果的影響，如圖10 所示?？梢钥闯觯S著扭轉角速度的降低，葉身在扭轉過程中產生的應力減小。在扭轉角速度為3.876°/min 時，在葉片空心部位蒙皮產生的凹陷更小，但葉身左側沿著邊緣出現應力集中，減薄現象嚴重。同理，當扭轉角速度為0.969°/min 時，在葉片邊緣產生局部的應力集中，易導致葉片局部過度減薄，極易導致最終成形葉片局部材料不足，無法機加工出目標葉片外形。綜合考慮扭轉過程所需扭矩及成形質量，選擇1.938°/min 作為最終扭轉角速度。

綜上所述，綜合考慮TC4 高溫力學性能、彎扭預成形有限元模擬分析結果，選定750 ℃為扭轉成形溫度，扭轉成形截面550 mm、扭轉角速度1.938°/min 為鈦合金寬弦空心風扇葉片的最佳彎扭成形工藝參數。

2.5 空心葉片彎扭成形過程微觀組織性能調控

在應變速率0.001 s–1、真應變0.2下不同變形溫度的TC4 微觀組織如圖11 所示。可以看出，經過700～850℃退火，微觀組織發(fā)生了再結晶現象，α 相形成細小的無畸變小晶粒，隨著變形溫度的升高，再結晶程度不斷加強，小晶粒不斷相互吞食而長大，等軸α 相含量減少，同時轉變β相含量增加，β 相轉變基體上析出少量的次生片狀α 相。

圖11 不同溫度下應變速率 0.001 s–1、真應變0.2 時的TC4 微觀組織Fig.11 Microstructure of TC4 with strain rate 0.001 s–1 and true strain 0.2 at different temperatures

圖12 為相含量統(tǒng)計結果，可以發(fā)現隨著拉伸變形溫度的升高，等軸α 相 （包含次生α 相）含量減少，考慮到鈦合金α 相是密排六方結構，具有高強度特點，此時材料的強度降低，但又因為β 相是體心立方，具有較高的塑性延伸率，故高溫情況下具有較好的塑性加工成形性能，可在高溫變形下實現空心葉片的性能協(xié)調調控。

圖12 不同變形溫度下TC4 微觀組織相含量Fig.12 TC4 microstructure phase content at different deformation temperatures

2.6 彎扭成形空心葉片試驗及外形檢驗

試驗前在空心葉片平板毛坯、葉身扭轉夾頭、榫頭壓彎模具表面噴涂具備防氧化能力的氮化硼試劑，以降低在試驗過程中高溫帶來的表面氧化的影響。按照臥式彎扭預成形試驗平臺的設計原理開展空心葉片平板毛坯的高溫彎扭預成形試驗。利用加熱控制柜將目標成形溫度設定為750 ℃，加熱升溫速度為150 ℃/h，在爐溫達到450 ℃、600 ℃時各保溫10 min，最終在模具溫度達到750 ℃后保溫1 h。通過PLC 控制器設置葉尖扭轉角度。在葉片扭轉試驗結束后，榫頭壓彎模具、葉身扭轉夾頭和空心葉片均隨爐冷卻。待爐內溫度在200℃以下時，打開爐門，取出葉片，之后隨空氣冷卻至室溫。

如圖13 所示，對高溫彎扭預成形后的空心葉片進行外形檢測，對葉片表面進行細致的檢查后發(fā)現葉身整體過渡圓滑，無過度減薄、表面凹陷、扭轉過度等情況出現。為判斷空心葉片平板毛坯經高溫彎扭預成形后的成形質量，以榫頭底面為基準，偏移80 mm 作為第一外形檢驗樣板截面1，依次向葉尖作100 mm 等距的其他4 個檢測截面，分別對葉片5個截面進行外形檢驗。通過塞尺對每個截面樣板及葉片外形進行間隙檢驗，發(fā)現預成形后具備過渡外形的空心葉片可以與樣板很好地貼合，各截面樣板最大間隙為0.2 mm，這就說明高溫彎扭預成形試驗可以將空心葉片平板毛坯成形至所需的過渡外形。

圖13 鈦合金空心葉片的外形檢測Fig.13 Shape detection of titanium alloy hollow blade

3 結論

（1）對TC4 鈦合金在變形溫度為650～850 ℃和應變速率10–3～1 s–1下進行高溫拉伸試驗，分析材料的熱變形行為，采用線性擬合的方法建立修正的Misiolek 硬化方程，該模型可以準確預測TC4 鈦合金不同變形條件下的流動應力。

（2）建立TC4 高溫彎扭預成形有限元模型，驗證了空心葉片彎扭成形工藝的可行性。結合有限元模擬仿真結果確定空心風扇葉片彎扭成形的最佳工藝參數：扭轉成形溫度750 ℃、扭轉成形截面550 mm 和扭轉角速度1.938°/min。

（3）隨著變形溫度的增加，TC4鈦合金微觀組織中等軸α 相含量減少，但體心立方β 相含量持續(xù)升高，材料具備較高的塑性延伸率，具有良好的塑性加工成形性能。最終通過彎扭成形制備的空心葉片的葉身整體過渡圓滑、無表面凹陷，成形質量高，對航空發(fā)動機扭轉類零件的精確熱成形工藝研究進行了有益的探索。