魏 鑫，李昌永，趙興東，徐建偉，曾衛(wèi)東

(1. 中國航發(fā)沈陽黎明航空發(fā)動機有限責任公司，遼寧 沈陽 110043)(2. 西北工業(yè)大學 凝固技術(shù)國家重點實驗室，陜西 西安 710072)

1 前 言

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

TC17合金是一種高強、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)動機的重要候選材料之一，其熱加工過程中的組織、性能變化一直是科學界和工程界關(guān)注的焦點。近年來，針對TC17鈦合金工藝、組織、性能關(guān)系的研究相繼開展。如：Teixeira等[5]研究了TC17合金在連續(xù)冷卻過程中的組織演變行為，并建立了相轉(zhuǎn)變動力學方程；Ma等[6]研究了TC17合金的高溫變形行為，構(gòu)建了其在熱變形過程中的本構(gòu)方程；趙興東等[7]對TC17合金在β鍛造過程中的組織變化進行了分析，揭示了變形參數(shù)對組織演變的影響規(guī)律；Xu等[8，9]對TC17合金在熱處理過程中的片狀α相球化與粗化行為進行了研究，建立了相應(yīng)的動力學方程。以上研究為TC17合金的熱加工過程提供了一定的理論指導。

然而，在盤鍛件的實際生產(chǎn)過程中，仍然存在一些技術(shù)難題亟待解決。某型號發(fā)動機盤鍛件采用TC17合金β鍛造工藝成形并經(jīng)固溶、時效熱處理。但是，基于原始固有方案生產(chǎn)的盤鍛件在按照新的標準進行組織檢驗和性能測試過程中，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題。初步分析，原始固有方案的預(yù)制坯結(jié)構(gòu)設(shè)計不合理，針對此問題，本文將采用有限元模擬的方式對預(yù)制坯結(jié)構(gòu)進行優(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)進行盤鍛件鍛造，對比分析優(yōu)化前后的組織和性能。

2 試驗及模擬

2.1 試驗材料及方案

本次盤鍛件鍛造所用的TC17合金原料是由西部超導公司采用三次真空自耗熔煉的鑄錠，其化學成分見表1，相變點為900 ℃。經(jīng)過均勻化處理后，加大開坯鍛造變形量，在快鍛機上多火次鍛造成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合金的化學成分(w/%)

實驗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。完全冷卻后對盤鍛件進行固溶時效處理，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、力學性能波動較大等問題，為探明原因，改進工藝，進一步對盤鍛件成形過程進行有限元模擬，優(yōu)化其工藝方案，再使用優(yōu)化后的工藝生產(chǎn)盤鍛件。對優(yōu)化前后盤鍛件的不同部位進行金相組織觀察，金相組織采用Olympus/PMG3光學顯微鏡進行拍攝，然后對初始工藝及優(yōu)化工藝生產(chǎn)的盤鍛件進行力學性能測試，測試項目包括室溫拉伸、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，該軟件是針對金屬材料的塑性成型所開發(fā)的，適用于本次鍛造過程的模擬。由于盤鍛件屬于軸對稱零件，采用DEFORM軟件中的2D模塊進行模擬[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，導入DEFORM有限元模擬軟件的前處理器中，并進行參數(shù)設(shè)置。將坯料設(shè)為塑性體，模具簡化為理想狀態(tài)(不變形)，設(shè)定為剛性體；采用四邊形的單元網(wǎng)格對坯料進行離散，根據(jù)鍛件尺寸，劃分25 000個網(wǎng)格，選擇網(wǎng)格畸變自動重劃分，以保證模擬過程的精度和收斂性。材料使用作者單位前期積累的TC17合金本構(gòu)數(shù)據(jù)和熱力學參數(shù)，根據(jù)實際工況，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及應(yīng)變分布，以判斷其成形性及變形合理性。針對原始方案中存在的應(yīng)變分布不均勻的問題，主要采取應(yīng)變較大位置減少金屬流動、應(yīng)變較小位置增加金屬流動的原則進行預(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DEFORM有限元軟件對盤鍛件鍛造過程進行模擬。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，對預(yù)制坯加工定位臺，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)變相對較大，應(yīng)變超過1.2，而且在這2個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程中金屬的不均勻流動導致的，副板部位最先承受壓縮變形，隨后金屬向輪緣部位流動，使得這2個部位的金屬流動劇烈，應(yīng)變較大，而鼓筒、試環(huán)和葉身部位的金屬填充過程中并沒有受到明顯的變形，應(yīng)變較小。這樣的應(yīng)變分布將導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法充分變形，進而可能會影響力學性能。

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

針對原始方案存在的問題，對預(yù)制坯進行優(yōu)化以解決鍛件應(yīng)變分布不均的問題，優(yōu)化后的預(yù)制坯結(jié)構(gòu)如圖2c所示?？紤]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的劇烈程度、降低應(yīng)變，如圖2c中的①所示。此外，對餅坯外側(cè)的葉身部位進行處理，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，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，沒有過大或過小應(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比

通過有限元模擬對比，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，為進一步確認優(yōu)化工藝的優(yōu)越性，本部分對上述2種工藝生產(chǎn)的盤鍛件微觀組織進行表征和分析。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，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，對性能產(chǎn)生不確定影響，在工程中應(yīng)當避免[10]。2#和3#位置的應(yīng)變較小，微觀組織中的原始β晶?；颈３值容S狀，沒有明顯的變形痕跡，而且晶界α相連續(xù)、平直，晶界一般被認為是斷裂過程中的薄弱環(huán)節(jié)[13，14]，裂紋容易在晶界處萌生和擴展，因此平直且連續(xù)的晶界往往會導致性能惡化，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合理，原始β晶粒呈拉長狀、沒有或者含有少量的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準要求，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致首批盤鍛件力學性能波動較大、部分性能偏低的主要問題[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)變分布更均勻相對應(yīng)；其次，各部位的微觀組織形貌更加合理，滿足拉長的原始β晶粒、沒有或者少量的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)化前后的力學性能對比

為進一步對比原始方案和優(yōu)化方案的優(yōu)劣性，對優(yōu)化前后的TC17合金盤鍛件各部位進行力學性能測試，測試項目包含室溫拉伸性能、斷裂韌性和低循環(huán)疲勞性能，測試結(jié)果如表2和表3所示。通過對比可知，原始方案與優(yōu)化方案得到的試樣強度和斷裂韌性水平相當，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)，這都會對塑性產(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，如鼓筒部位和輪緣部位的延伸率、斷面收縮率相差超過一倍，這主要是由組織的不均勻性導致的[20]。優(yōu)化后，盤鍛件力學性能波動較大、部分塑性偏低的問題得到明顯改善。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條件下進行低循環(huán)疲勞測試，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。

表2 原始方案生產(chǎn)的盤鍛件力學性能

表3 優(yōu)化工藝生產(chǎn)的盤鍛件力學性能

4 結(jié) 論

通過對TC17合金某盤鍛件優(yōu)化前后的組織和力學性能對比分析，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，導致其鍛造過程中變形不均勻，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晶粒呈拉長狀、沒有或者有少量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)的盤鍛件的力學性能優(yōu)于原始方案，而且優(yōu)化后盤鍛件各部位的力學性能分散度較小、穩(wěn)定性較好。