魏 鑫，李昌永，趙興東，徐建偉，曾衛(wèi)東

(1. 中國(guó)航發(fā)沈陽(yáng)黎明航空發(fā)動(dòng)機(jī)有限責(zé)任公司，遼寧 沈陽(yáng) 110043)(2. 西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，陜西 西安 710072)

1 前 言

隨著我國(guó)航空事業(yè)的快速發(fā)展，先進(jìn)戰(zhàn)機(jī)需要具備高的飛行速度、良好的機(jī)動(dòng)性能，并能適應(yīng)復(fù)雜的飛行環(huán)境，這對(duì)其“心臟”部件發(fā)動(dòng)機(jī)提出了越來(lái)越高的要求。盤件作為發(fā)動(dòng)機(jī)的關(guān)鍵部件，其性能優(yōu)劣是決定發(fā)動(dòng)機(jī)性能的影響因素之一[1]。目前，發(fā)動(dòng)機(jī)盤件一般采用鍛造方式生產(chǎn)，鍛造工藝對(duì)盤件組織和性能至關(guān)重要[2]。

TC17合金是一種高強(qiáng)、高韌和高淬透性的近β型兩相鈦合金[3，4]，是制造高推重比發(fā)動(dòng)機(jī)的重要候選材料之一，其熱加工過(guò)程中的組織、性能變化一直是科學(xué)界和工程界關(guān)注的焦點(diǎn)。近年來(lái)，針對(duì)TC17鈦合金工藝、組織、性能關(guān)系的研究相繼開(kāi)展。如：Teixeira等[5]研究了TC17合金在連續(xù)冷卻過(guò)程中的組織演變行為，并建立了相轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)方程；Ma等[6]研究了TC17合金的高溫變形行為，構(gòu)建了其在熱變形過(guò)程中的本構(gòu)方程；趙興東等[7]對(duì)TC17合金在β鍛造過(guò)程中的組織變化進(jìn)行了分析，揭示了變形參數(shù)對(duì)組織演變的影響規(guī)律；Xu等[8，9]對(duì)TC17合金在熱處理過(guò)程中的片狀α相球化與粗化行為進(jìn)行了研究，建立了相應(yīng)的動(dòng)力學(xué)方程。以上研究為TC17合金的熱加工過(guò)程提供了一定的理論指導(dǎo)。

然而，在盤鍛件的實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程中，仍然存在一些技術(shù)難題亟待解決。某型號(hào)發(fā)動(dòng)機(jī)盤鍛件采用TC17合金β鍛造工藝成形并經(jīng)固溶、時(shí)效熱處理。但是，基于原始固有方案生產(chǎn)的盤鍛件在按照新的標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行組織檢驗(yàn)和性能測(cè)試過(guò)程中，發(fā)現(xiàn)盤鍛件存在組織不均勻且葉身和試環(huán)部位組織粗大、晶界平直，盤鍛件各部位塑性、低周疲勞性能偏低等問(wèn)題。初步分析，原始固有方案的預(yù)制坯結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)不合理，針對(duì)此問(wèn)題，本文將采用有限元模擬的方式對(duì)預(yù)制坯結(jié)構(gòu)進(jìn)行優(yōu)化，力求獲得應(yīng)變均勻分布的預(yù)制坯結(jié)構(gòu)，并基于優(yōu)化的預(yù)制坯結(jié)構(gòu)進(jìn)行盤鍛件鍛造，對(duì)比分析優(yōu)化前后的組織和性能。

2 試驗(yàn)及模擬

2.1 試驗(yàn)材料及方案

本次盤鍛件鍛造所用的TC17合金原料是由西部超導(dǎo)公司采用三次真空自耗熔煉的鑄錠，其化學(xué)成分見(jiàn)表1，相變點(diǎn)為900 ℃。經(jīng)過(guò)均勻化處理后，加大開(kāi)坯鍛造變形量，在快鍛機(jī)上多火次鍛造成Φ250 mm棒材，原始組織如圖1所示。原始組織為等軸組織，等軸α晶粒尺寸大約為5～7 μm，含量約為35%，分布均勻。

圖1 TC17鈦合金的原始組織OM照片

表1 TC17合金的化學(xué)成分(w/%)

實(shí)驗(yàn)使用的盤鍛件鍛造工藝為β鍛造，鍛造溫度為930 ℃，鍛后取出空冷。完全冷卻后對(duì)盤鍛件進(jìn)行固溶時(shí)效處理，制度為：820 ℃/4 h/水冷+630 ℃/8 h/空冷。第一批生產(chǎn)的盤鍛件出現(xiàn)組織不均勻、力學(xué)性能波動(dòng)較大等問(wèn)題，為探明原因，改進(jìn)工藝，進(jìn)一步對(duì)盤鍛件成形過(guò)程進(jìn)行有限元模擬，優(yōu)化其工藝方案，再使用優(yōu)化后的工藝生產(chǎn)盤鍛件。對(duì)優(yōu)化前后盤鍛件的不同部位進(jìn)行金相組織觀察，金相組織采用Olympus/PMG3光學(xué)顯微鏡進(jìn)行拍攝，然后對(duì)初始工藝及優(yōu)化工藝生產(chǎn)的盤鍛件進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試，測(cè)試項(xiàng)目包括室溫拉伸、疲勞性能及斷裂韌性。

2.2 有限元模型及參數(shù)

本次鍛造模擬使用的有限元軟件為DEFORM，該軟件是針對(duì)金屬材料的塑性成型所開(kāi)發(fā)的，適用于本次鍛造過(guò)程的模擬。由于盤鍛件屬于軸對(duì)稱零件，采用DEFORM軟件中的2D模塊進(jìn)行模擬[10]。模擬前，首先使用Auto CAD建立上下模具和坯料的幾何模型，之后保存為DXF格式文件，導(dǎo)入DEFORM有限元模擬軟件的前處理器中，并進(jìn)行參數(shù)設(shè)置。將坯料設(shè)為塑性體，模具簡(jiǎn)化為理想狀態(tài)(不變形)，設(shè)定為剛性體；采用四邊形的單元網(wǎng)格對(duì)坯料進(jìn)行離散，根據(jù)鍛件尺寸，劃分25 000個(gè)網(wǎng)格，選擇網(wǎng)格畸變自動(dòng)重劃分，以保證模擬過(guò)程的精度和收斂性。材料使用作者單位前期積累的TC17合金本構(gòu)數(shù)據(jù)和熱力學(xué)參數(shù)，根據(jù)實(shí)際工況，選取坯料和模具之間的摩擦系數(shù)為0.3，類型為剪切摩擦，坯料與模具之間的熱傳導(dǎo)系數(shù)為5 W·m-1·K-1，與空氣的換熱系數(shù)為0.02 W·m-1·K-1，坯料和模具的溫度均設(shè)置為930 ℃，鍛造速度為2 mm·s-1。

采用以上參數(shù)進(jìn)行鍛造模擬，模擬結(jié)束后，在后處理中分析鍛件的金屬流動(dòng)及應(yīng)變分布，以判斷其成形性及變形合理性。針對(duì)原始方案中存在的應(yīng)變分布不均勻的問(wèn)題，主要采取應(yīng)變較大位置減少金屬流動(dòng)、應(yīng)變較小位置增加金屬流動(dòng)的原則進(jìn)行預(yù)制坯結(jié)構(gòu)優(yōu)化，獲得應(yīng)變分布均勻的預(yù)制坯結(jié)構(gòu)。

3 結(jié)果與討論

3.1 盤鍛件成形的有限元模擬

盤鍛件在鍛造過(guò)程中各部位的變形程度是影響盤鍛件組織和性能的最關(guān)鍵因素，為確定盤鍛件各部位的變形程度，首先通過(guò)DEFORM有限元軟件對(duì)盤鍛件鍛造過(guò)程進(jìn)行模擬。原始方案盤鍛件的模具和預(yù)制坯形狀如圖2a所示，鍛造模具為開(kāi)式模具，原始方案的預(yù)制坯為異形截面的餅坯，根據(jù)模具形狀，對(duì)預(yù)制坯加工定位臺(tái)，使其完全貼合模具，以滿足其定位要求。原始方案鍛后的盤鍛件軸截面等效應(yīng)變分布如圖2b所示，可以看出，盤鍛件截面的應(yīng)變分布非常不均勻，其中輻板和輪緣部位的等效應(yīng)變相對(duì)較大，應(yīng)變超過(guò)1.2，而且在這2個(gè)部位存在明顯的剪切帶；鼓筒、試環(huán)和葉身部位的等效應(yīng)變較小，部分位置應(yīng)變小于0.4。應(yīng)變的不均勻分布主要是鍛造過(guò)程中金屬的不均勻流動(dòng)導(dǎo)致的，副板部位最先承受壓縮變形，隨后金屬向輪緣部位流動(dòng)，使得這2個(gè)部位的金屬流動(dòng)劇烈，應(yīng)變較大，而鼓筒、試環(huán)和葉身部位的金屬填充過(guò)程中并沒(méi)有受到明顯的變形，應(yīng)變較小。這樣的應(yīng)變分布將導(dǎo)致盤鍛件組織分布不均勻，特別是小應(yīng)變區(qū)位置由于變形程度不足使得晶粒無(wú)法充分變形，進(jìn)而可能會(huì)影響力學(xué)性能。

圖2 盤鍛件的預(yù)制坯形狀及應(yīng)變分布：(a，b)原始工藝，(c，d)優(yōu)化工藝

針對(duì)原始方案存在的問(wèn)題，對(duì)預(yù)制坯進(jìn)行優(yōu)化以解決鍛件應(yīng)變分布不均的問(wèn)題，優(yōu)化后的預(yù)制坯結(jié)構(gòu)如圖2c所示。考慮到原始方案中輻板和輪緣部位的應(yīng)變較大而且存在剪切帶，鼓筒和葉身部位的應(yīng)變較小，在優(yōu)化方案中降低餅坯中間輻板部位的高度，以緩解該部位金屬流動(dòng)的劇烈程度、降低應(yīng)變，如圖2c中的①所示。此外，對(duì)餅坯外側(cè)的葉身部位進(jìn)行處理，上部拉平，如圖2c中的②所示，下部設(shè)置凹槽，如圖2c中的③所示。如此，增加鼓筒、試環(huán)和葉身部位的金屬流動(dòng)，提高應(yīng)變。經(jīng)優(yōu)化后的盤鍛件應(yīng)變分布如圖2d所示，可以看出，盤鍛件截面的應(yīng)變均勻性已得到極大改善，整體應(yīng)變分布較為均勻，沒(méi)有過(guò)大或過(guò)小應(yīng)變區(qū)存在，優(yōu)化后盤鍛件主要位置的應(yīng)變分布在0.7～1.3之間，應(yīng)變分布合理，這樣的應(yīng)變分布可以適度拉長(zhǎng)原始β晶粒，并避免晶界平直、連續(xù)，保證盤鍛件性能[11，12]。

3.2 優(yōu)化前后的微觀組織對(duì)比

通過(guò)有限元模擬對(duì)比，優(yōu)化工藝的盤鍛件應(yīng)變分布相比于原始工藝明顯改善，為進(jìn)一步確認(rèn)優(yōu)化工藝的優(yōu)越性，本部分對(duì)上述2種工藝生產(chǎn)的盤鍛件微觀組織進(jìn)行表征和分析。微觀組織的取樣位置如圖2d所示，在盤鍛件的典型位置分別取1#～4#金相試樣，進(jìn)行微觀組織分析。

圖3為原始工藝生產(chǎn)的盤鍛件微觀組織形貌，1#位置的應(yīng)變較大，原始β晶粒被顯著拉長(zhǎng)，晶界被破碎、彎折，但該部位的微觀組織中存在明顯的β再結(jié)晶晶粒，并且主要聚集于原始晶界附近，β再結(jié)晶的形成可能引起混晶，對(duì)性能產(chǎn)生不確定影響，在工程中應(yīng)當(dāng)避免[10]。2#和3#位置的應(yīng)變較小，微觀組織中的原始β晶粒基本保持等軸狀，沒(méi)有明顯的變形痕跡，而且晶界α相連續(xù)、平直，晶界一般被認(rèn)為是斷裂過(guò)程中的薄弱環(huán)節(jié)[13，14]，裂紋容易在晶界處萌生和擴(kuò)展，因此平直且連續(xù)的晶界往往會(huì)導(dǎo)致性能惡化，特別是塑性[15-17]。4#位置的應(yīng)變適中，該位置的微觀組織形貌相對(duì)合理，原始β晶粒呈拉長(zhǎng)狀、沒(méi)有或者含有少量的β再結(jié)晶晶粒、晶界斷續(xù)、彎折、晶內(nèi)α相保持網(wǎng)籃結(jié)構(gòu)。

圖3 原有工藝的微觀組織形貌OM照片：(a)1#，(b)2#，(c)3#，(d)4#

以上分析表明，通過(guò)原始方案鍛造的盤鍛件的微觀組織分布不均勻，而且原始方案的微觀組織形貌不滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，輻板部位承受的變形較大，組織中含有大量的β再結(jié)晶晶粒，鼓筒和葉身部位承受的變形較小，組織沒(méi)有充分變形，原始β晶粒保持等軸狀，晶界α相連續(xù)、平直。這樣的組織分布是導(dǎo)致首批盤鍛件力學(xué)性能波動(dòng)較大、部分性能偏低的主要問(wèn)題[18，19]。

圖4展示了優(yōu)化工藝生產(chǎn)的盤鍛件的微觀組織，相比于原始工藝，優(yōu)化后的盤鍛件各部位微觀組織分布及形貌有明顯改善。首先，盤鍛件各部位的微觀組織分布均勻，沒(méi)有明顯的大變形或者小變形區(qū)，這與優(yōu)化后的盤鍛件應(yīng)變分布更均勻相對(duì)應(yīng)；其次，各部位的微觀組織形貌更加合理，滿足拉長(zhǎng)的原始β晶粒、沒(méi)有或者少量的β再結(jié)晶、晶界不連續(xù)、晶內(nèi)網(wǎng)籃結(jié)構(gòu)的微觀組織形貌要求，這類組織可以使鍛件具有更好的綜合力學(xué)性能。優(yōu)化后盤鍛件各部位的微觀組織得到改善，表明優(yōu)化工藝具有合理性。

圖4 優(yōu)化工藝的微觀組織形貌OM照片：(a)1#，(b)2#，(c)3#，(d)4#

3.3 優(yōu)化前后的力學(xué)性能對(duì)比

為進(jìn)一步對(duì)比原始方案和優(yōu)化方案的優(yōu)劣性，對(duì)優(yōu)化前后的TC17合金盤鍛件各部位進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試，測(cè)試項(xiàng)目包含室溫拉伸性能、斷裂韌性和低循環(huán)疲勞性能，測(cè)試結(jié)果如表2和表3所示。通過(guò)對(duì)比可知，原始方案與優(yōu)化方案得到的試樣強(qiáng)度和斷裂韌性水平相當(dāng)，但優(yōu)化方案的塑性和低周疲勞性能要優(yōu)于原始方案，而且優(yōu)化后盤鍛件各部位的力學(xué)性能分散度較小、穩(wěn)定性較好。原始方案生產(chǎn)的盤鍛件，鼓筒、試環(huán)和葉身部位的延伸率較低，這與兩部位的變化程度不足有關(guān)。在原始方案中，鼓筒和葉身部位承受的變形較小，微觀組織中β晶粒保持等軸狀、晶界α相平直且連續(xù)，這都會(huì)對(duì)塑性產(chǎn)生不利影響，而且，原始方案中不同部位的塑性存在較大波動(dòng)，如鼓筒部位和輪緣部位的延伸率、斷面收縮率相差超過(guò)一倍，這主要是由組織的不均勻性導(dǎo)致的[20]。優(yōu)化后，盤鍛件力學(xué)性能波動(dòng)較大、部分塑性偏低的問(wèn)題得到明顯改善。此外，在應(yīng)力集中系數(shù)為1.0、交變應(yīng)變應(yīng)變幅/平均應(yīng)變?yōu)?.00±0.02、總應(yīng)變?yōu)?.0093、循環(huán)頻率為10～30次/min條件下進(jìn)行低循環(huán)疲勞測(cè)試，由于組織均勻性和微觀組織形貌的改善，優(yōu)化方案的循環(huán)周次高于原始方案，優(yōu)化方案生產(chǎn)的盤鍛件具有明顯優(yōu)勢(shì)。

表2 原始方案生產(chǎn)的盤鍛件力學(xué)性能

表3 優(yōu)化工藝生產(chǎn)的盤鍛件力學(xué)性能

4 結(jié) 論

通過(guò)對(duì)TC17合金某盤鍛件優(yōu)化前后的組織和力學(xué)性能對(duì)比分析，得到主要結(jié)論如下：

(1)原始固有方案的預(yù)制坯形狀不合理，導(dǎo)致其鍛造過(guò)程中變形不均勻，鍛件截面存在小應(yīng)變區(qū)，優(yōu)化后，變形的不均勻得到明顯改善，鍛件截面主要部位的應(yīng)變分布在0.7～1.3之間。

(2)原始固有方案的組織分布不均勻，優(yōu)化后，鍛件各部位的組織分布均勻且形貌特征合理，原始β晶粒呈拉長(zhǎng)狀、沒(méi)有或者有少量β再結(jié)晶晶粒、晶界彎折、晶內(nèi)為網(wǎng)籃結(jié)構(gòu)。

(3)優(yōu)化方案生產(chǎn)的盤鍛件的力學(xué)性能優(yōu)于原始方案，而且優(yōu)化后盤鍛件各部位的力學(xué)性能分散度較小、穩(wěn)定性較好。