張 卿,雷學(xué)林,郭海龍,何岑垚,張顯程

(1.華東理工大學(xué)機械與動力工程學(xué)院,上海 200237;2.中國航發(fā)湖南動力機械研究所,株洲 412000)

0 引 言

孔是航空發(fā)動機中常見的結(jié)構(gòu)之一,同時是典型的應(yīng)力集中結(jié)構(gòu),是航空發(fā)動機關(guān)鍵零部件中易產(chǎn)生疲勞斷裂失效的部位[1]。鎳基高溫合金是航空發(fā)動機熱端部件常用的材料[2],其含孔結(jié)構(gòu)件的疲勞壽命主要采用表面強化技術(shù),如噴丸、感應(yīng)淬火、激光沖擊、冷擠壓等對孔表面進行強化來提升。其中,冷擠壓技術(shù)操作相對簡單,成本低廉,效果明顯,應(yīng)用孔徑范圍廣,是目前應(yīng)用較為廣泛的孔強化技術(shù)。冷擠壓孔強化技術(shù)包括直接芯軸擠壓、開縫襯套擠壓、球擠壓和旋轉(zhuǎn)摩擦擠壓等[3-12],最初主要應(yīng)用于室溫服役材料,如鋁、鈦合金、不銹鋼等傳統(tǒng)金屬材料。隨著鎳基高溫合金的快速發(fā)展,越來越多的研究者們投入到鎳基高溫合金的孔冷擠壓強化的研究工作中。于洋等[2]對含孔結(jié)構(gòu)的FGH95鎳基高溫合金進行直接芯軸擠壓,發(fā)現(xiàn)強化試樣的疲勞壽命得到大幅度提升,其主要機理是冷擠壓在孔壁形成了一定深度的殘余壓應(yīng)力層和組織硬化層;許春玲等[13]通過直接芯軸擠壓工藝,將含中心孔GH4169鎳基高溫合金試樣的疲勞壽命延長至未擠壓試樣的2.6倍,其主要機理是強化后試樣孔壁的裂紋源由多源改善為單源,孔壁表面粗糙度明顯下降。

為了使冷擠壓試驗更加科學(xué)高效,仿真技術(shù)、仿真與試驗相結(jié)合的研究方法被廣泛應(yīng)用于鎳基高溫合金的孔冷擠壓研究中[14-16]。胡殿印等[17]建立了GH4169鎳基高溫合金孔冷擠壓數(shù)值仿真模型,分析了倒角尺寸、擠壓-倒角順序以及鉸削量對孔壁殘余應(yīng)力的影響。此外,也有學(xué)者設(shè)計發(fā)明了新的擠壓工具。CAO等[18]針對GH4169鎳基高溫合金設(shè)計了新型擠壓加工頭,提出了赫茲接觸擠壓孔強化技術(shù),通過試驗證明了該擠壓技術(shù)可以顯著地改善孔壁表面完整性。

目前,孔冷擠壓技術(shù)在鎳基高溫合金中的應(yīng)用主要集中在孔徑10 mm左右的大孔上,而對于深小孔(孔徑為0.1～3.0 mm,深徑比大于3)的冷擠壓技術(shù)的研究報道較少,這也是孔冷擠壓強化領(lǐng)域的一大難點。鎳基高溫合金表面硬度高,難加工,對刀具強度要求高,而為了保證擠壓工具可以進入深小孔內(nèi)部,需要設(shè)計出細長的擠壓工具,細長的結(jié)構(gòu)又會導(dǎo)致擠壓工具的強度較難滿足擠壓深小孔的強度要求?；诖?作者設(shè)計了一種多級凸包擠壓工具,該工具可將傳統(tǒng)的面接觸擠壓方式轉(zhuǎn)變?yōu)榫€接觸擠壓方式,并采用旋轉(zhuǎn)冷擠壓工藝來大大降低擠壓過程所需的進給力;擠壓棒采用硬質(zhì)合金材料,并在其表面制備類金剛石涂層。通過文獻[12,18-23]調(diào)研,選取影響擠壓效果顯著的擠壓率與主軸轉(zhuǎn)速作為待優(yōu)化的工藝參數(shù),通過不同工藝條件下的擠壓試驗,研究了GH4169鎳基高溫合金深小孔孔壁的表面完整性,對擠壓工藝進行優(yōu)化,通過對比未強化和優(yōu)化工藝強化后合金試樣的疲勞性能來驗證強化效果并探究強化機制,以期為鎳基高溫合金微小孔的強化提供一定的技術(shù)基礎(chǔ)。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗材料為中國航發(fā)湖南動力機械研究所提供的GH4169鎳基高溫合金,熱處理制度為(950～980)℃±10 ℃保溫1 h空冷,720 ℃±5 ℃保溫8 h,再以50 ℃·h-1速率爐冷至620 ℃±5 ℃保溫8 h,空冷。試驗合金的化學(xué)成分如表1所示,顯微組織如圖1所示, 可知試驗合金晶粒大小比較均勻。試驗合金的硬度為460 HV,屈服強度為964.14 MPa,抗拉強度為1 294.6 MPa,泊松比為0.3,彈性模量為193.80 GPa,斷后伸長率為19.48%[18]。

圖1 GH4169鎳基高溫合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of GH4169 nickel-based superalloy

表1 GH4169鎳基高溫合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of GH4169 nickel-based superalloy

在試驗合金上加工出尺寸為120 mm×10 mm×12 mm的平板試樣,采用鉆孔工藝在平板試樣上加工出11個孔徑為1.8 mm、深度為12 mm的深小孔,如圖2所示,然后采用鉸孔工藝對鉆孔后的小孔進行加工,鉸孔的孔徑為1.88 mm。鉆孔和鉸孔的主軸轉(zhuǎn)速分別為1 000,500 r·min-1,進給速度均為80 mm·min-1。采用擠壓工藝參數(shù)可控的V-8L型數(shù)控加工中心,并以加強刀柄代替普通數(shù)控刀柄夾持擠壓工具對鉸孔后的小孔進行旋轉(zhuǎn)冷擠壓試驗以及主軸轉(zhuǎn)速為0的無旋轉(zhuǎn)冷擠壓試驗。采用啄鉆式軌跡,以減少一次性擠壓所需要的軸向力。擠壓工具的進給量逐次等量遞加,遞加量為設(shè)置的步長,進退的次數(shù)為總進給量與步長的比值。不同深小孔加工及擠壓強化工藝如表2所示,擠壓率計算公式如下

圖2 平板試樣的形狀與尺寸Fig.2 Shape and size of flat sample

表2 深小孔加工及強化工藝Table 2 Processes of machining and strengthening for deep hole

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式中:E為擠壓率;d0為鉸孔后的孔徑,1.88 mm;d1為擠壓加工頭直徑。

1.2 試驗方法

表面完整性的主要參量包括表面粗糙度、殘余應(yīng)力、顯微硬度和顯微組織[24]。采用電火花切割方法先在平板試樣上切取尺寸為10 mm×10 mm×12 mm的小方塊含孔試樣,并沿孔徑方向?qū)Π肭懈?。其?一部分試樣依次經(jīng)過400#,800#,1200#,2000#水磨砂紙研磨后,用粒徑為0.04 μm二氧化硅拋光液機械拋光,再用由20 mL 硝酸、50 mL 鹽酸、40 mL 水、2.5 g 氯化銅組成的混合溶液腐蝕;另一部分試樣用乙醇超聲清洗以去除表面雜質(zhì)污垢。將腐蝕后的試樣置于AxioImagerA2m型光學(xué)顯微鏡(OM)下觀察孔壁微觀形貌。按照GB/T 4342—1991以及GB/T 4340.1—1999,用HVS1000型數(shù)顯顯微硬度計沿未腐蝕試樣孔壁深度方向進行顯微硬度測試;按照GB/T 7220—1987,采用PS-50型三維形貌儀測試未腐蝕試樣的孔壁表面粗糙度;按照GB/T 7704—2008,采用Proto-iXRDMG40PFSSTD型殘余應(yīng)力測試儀對孔壁表面的殘余應(yīng)力進行測試,X射線的穿透深度為20 μm,探測器最寬角度為29.6°;采用Electromet-4型電解腐蝕機對試樣進行逐層電解后測試沿孔壁深度方向的殘余應(yīng)力,輸出電壓為12 V,輸出電流為0.6 A,電解深度為25 μm。

在平板試樣上加工出如圖3所示的含中心孔的疲勞試樣,不同工藝下制備3個平行試樣,按照GB/T 15248—2008,采用MTS landmark 370.10型疲勞試驗機進行高溫疲勞試驗,應(yīng)力比為0.1,加載頻率為4 Hz,試驗溫度為300 ℃,應(yīng)力幅為650 MPa。采用Zeiss Crossbeam 340型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察疲勞斷口形貌。

圖3 疲勞試樣的尺寸Fig.3 Size of fatigue sample

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 孔壁表面完整性

由圖4可見:鉆孔和鉆孔-鉸孔工藝(1#和2#工藝)下的孔壁表面較為完整,幾乎未產(chǎn)生塑性變形層;

圖4 不同工藝下孔壁截面的微觀形貌Fig.4 Micromorphology of hole wall section under different processes: (a) 1# process; (b) 2# process; (c) 3# process; (d) 4# process; (e) 5# process; (f) 6# process; (g) 7# process; (h) 8# process; (i) 9# process; (j) 10# process and (k) 11# process

冷擠壓后(3#～11#工藝)孔壁產(chǎn)生塑性變形層,晶粒形狀由等軸晶粒變?yōu)檠財D壓力方向伸長的晶粒,晶粒得到細化,材料出現(xiàn)明顯塑性流動特征。當(dāng)擠壓主軸轉(zhuǎn)速為0時(3#～5#工藝),孔壁表面出現(xiàn)較厚的塑性變形層,同時出現(xiàn)較多的微裂紋,隨著擠壓率由2.4增大到3.6,塑性變形層厚度由18 μm增大到28 μm,產(chǎn)生了尺寸較大的微裂紋。當(dāng)擠壓主軸轉(zhuǎn)速增大至66 r·min-1時(6#～8#工藝),孔壁表面微裂紋明顯減少,僅在擠壓率為3.6%時開始出現(xiàn)微裂紋;隨著擠壓率的增大,塑性變形層厚度先增后減。當(dāng)擠壓主軸轉(zhuǎn)速繼續(xù)增大至200 r·min-1時(9#～11#工藝),孔壁表面出現(xiàn)較多尺寸較小的微裂紋,隨著擠壓率的增大,塑性變形層厚度變化不大,由12 μm增大到19 μm?？芍?采用無旋轉(zhuǎn)(主軸轉(zhuǎn)速為0)冷擠壓強化工藝時孔壁表面出現(xiàn)較多微裂紋,而且相對其他工藝而言,微裂紋尺寸更大,因此該工藝不適合作為鎳基合金深小孔的強化工藝。

鉆孔、鉸孔和冷擠壓過程會對鎳基合金孔壁表面形成劃痕,這些劃痕導(dǎo)致孔壁表面形貌不均勻,造成應(yīng)力集中,從而成為疲勞裂紋源。孔壁表面粗糙度越大,表示劃痕越嚴重,表面形貌均勻性越差[25]。1#,2#,6#,7#,8#,9#,10#,11#工藝下孔壁表面粗糙度Ra分別為0.449,0.161,0.391,0.298,0.274,0.530,0.486,0.429 μm。可知:旋轉(zhuǎn)冷擠壓強化后孔壁表面粗糙度相比于未強化時有所增大,并且主軸轉(zhuǎn)速為66 r·min-1下的表面粗糙度均低于主軸轉(zhuǎn)速為200 r·min-1下;在相同主軸轉(zhuǎn)速下,擠壓率越大,孔壁的表面粗糙度越低。綜上,主軸轉(zhuǎn)速為66 r·min-1下冷擠壓強化的孔壁微觀形貌和表面粗糙度明顯優(yōu)于主軸轉(zhuǎn)速為200 r·min-1下。下面對該工藝(6#～8#工藝)下加工的孔壁表面顯微硬度、殘余應(yīng)力和疲勞性能進行研究。

由圖5可見:鉆孔+鉸孔工藝下孔壁表面硬度與試驗合金基體硬度基本相同,平均硬度約為465 HV。經(jīng)主軸轉(zhuǎn)速為66 r·min-1的旋轉(zhuǎn)冷擠壓強化后孔壁表面均形成一定厚度的硬度高于基體硬度的硬化層,且隨著距孔壁表面距離的增大,硬度提升幅度降低;隨著擠壓率的增大,孔壁表面的硬度升高,在擠壓率為3.6%時(8#工藝)硬度達到522 HV,較基體提升約60 HV,硬化層厚度約為400 μm。

圖5 不同工藝下孔壁的顯微硬度隨距表面距離的變化曲線Fig.5 Curves of microhardness vs distance from surface of hole wall under different processes

在主軸轉(zhuǎn)速為66 r·min-1條件下,當(dāng)擠壓率為3.6%時,雖然孔壁表面硬度最高,但孔壁出現(xiàn)較多微裂紋,因此僅對擠壓率為2.4%和3.0%時的孔壁殘余應(yīng)力分布進行分析,并與鉆孔+鉸孔工藝下進行對比。由圖6可見:鉆孔+鉸孔工藝下孔壁表面形成厚度約為140 μm的殘余壓應(yīng)力層,這是刀具切削加工時留下的殘余應(yīng)力;在主軸轉(zhuǎn)速為66 r·min-1下旋轉(zhuǎn)冷擠壓強化后,擠壓率為2.4%和3.0%時的殘余壓應(yīng)力峰值分別為456,498 MPa,殘余壓應(yīng)力層厚度分別為350,450 μm,擠壓率為3.0%時的整體殘余壓應(yīng)力和殘余壓應(yīng)力層厚度均較大。綜上,優(yōu)化后的冷擠壓工藝參數(shù)為主軸轉(zhuǎn)速66 r·min-1、擠壓率3.0%,此時孔壁硬度較高,其峰值為515 HV。

圖6 不同工藝下孔壁周向殘余應(yīng)力隨距表面距離的變化曲線Fig.6 Curves of circumferential residual stress vs distance from surface of hole wall under different processes

2.2 疲勞性能與斷口形貌

由表3可見,在主軸轉(zhuǎn)速66 r·min-1、擠壓率3.0%工藝下冷擠壓強化的試樣疲勞壽命最長,約為未冷擠壓強化試樣的6.6倍,擠壓率2.4%下的疲勞壽命是未冷擠壓強化的2.7倍,而擠壓率3.6%下的疲勞壽命低于未冷擠壓強化試樣,這與該工藝下表面產(chǎn)生的微裂紋有關(guān)。這也進一步驗證了優(yōu)化的冷擠壓工藝參數(shù)為主軸轉(zhuǎn)速66 r·min-1、擠壓率3.0%。

表3 不同工藝下試樣的疲勞壽命Table 3 Fatigue life of samples under different processes

由圖7可見,未冷擠壓強化試樣的疲勞裂紋在孔壁表面萌生,而優(yōu)化工藝下冷擠壓強化試樣的疲勞裂紋在距孔壁表面約45 μm處萌生。這是因為在優(yōu)化工藝下進行孔強化后,孔壁表面形成一定厚度的塑性變形層,導(dǎo)致疲勞裂紋源由孔壁表面向內(nèi)部偏移。這與王欣等[26]的研究結(jié)果一致。

圖7 優(yōu)化工藝下旋轉(zhuǎn)冷擠壓強化前后試樣的疲勞斷口SEM形貌Fig.7 SEM morphology of fatigue fracture of samples before (a) and after (b) rotary cold extrusion strengthening under optimal process

在宏觀角度,拉應(yīng)力會促進疲勞裂紋的萌生與擴展,而壓應(yīng)力則會產(chǎn)生抑制作用。冷擠壓強化后的孔壁產(chǎn)生一定深度的殘余壓應(yīng)力,可以抵消工作載荷產(chǎn)生的部分拉應(yīng)力[27]。根據(jù)Goodman直線方程,在已知相關(guān)應(yīng)力參數(shù)時,可以推算出疲勞壽命為N時的應(yīng)力,具體計算公式[28]為

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式中:σN為疲勞壽命為N時的應(yīng)力;σu為極限應(yīng)力;σa為應(yīng)力幅;σm為平均應(yīng)力。

根據(jù)Basquin公式估計疲勞壽命[28],具體公式為

lgσN=a+blgN

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式中:m,c分別為與材料、應(yīng)力比、加載方式等有關(guān)的參數(shù)。

在疲勞試驗時經(jīng)過冷擠壓強化的孔壁的平均應(yīng)力降低,由式(3)可知,σN增大,再由式(4)推得疲勞壽命延長。因此,在宏觀上旋轉(zhuǎn)冷擠壓孔強化后的試樣疲勞壽命延長的本質(zhì)是周向殘余壓應(yīng)力的引入降低了試樣在工作載荷下的平均應(yīng)力。

零件的疲勞壽命主要包括裂紋萌生和擴展2個過程,其中裂紋萌生的時間占據(jù)整個壽命周期的大部分[25]。從微觀角度分析,裂紋萌生的壽命取決于材料的顯微組織。當(dāng)金屬承受交變循環(huán)載荷時,內(nèi)部的位錯密度不斷增大,形成位錯纏結(jié),位錯間產(chǎn)生相互作用,并逐步形成位錯胞,繼而發(fā)展為亞晶界;在疲勞載荷的作用下,這些亞晶界逐漸發(fā)展為滑移帶,而裂紋的萌生即是這些滑移帶的開裂。因此,疲勞裂紋萌生的根本原因是金屬材料內(nèi)部在循環(huán)載荷下產(chǎn)生了位錯運動。位錯運動可以通過在金屬內(nèi)部引入缺陷進行阻礙[18]。冷擠壓強化的孔壁表面形成一定深度的塑性變形層,伴隨著大量的位錯塞積。此時,為了激活相鄰晶粒內(nèi)位錯源,使金屬再次發(fā)生塑性變形,需要更大的外加作用力。同時,塑性變形層的晶粒細化后,疲勞過程中產(chǎn)生的塑性變形會在更多的晶粒內(nèi)進行,減小了應(yīng)力集中效應(yīng)。晶粒尺寸越小,晶界數(shù)量越多,晶界越曲折,疲勞裂紋就越不容易萌生。因此,冷擠壓孔強化后試樣的疲勞裂紋由應(yīng)力集中的孔壁表面向內(nèi)部偏移。此外,在優(yōu)化工藝下,冷擠壓強化后孔壁表面形成一定厚度的細晶強化層,導(dǎo)致了該區(qū)域較難形成疲勞裂紋源,從而提升了試樣的疲勞壽命。

3 結(jié) 論

(1) 與主軸轉(zhuǎn)速為0的無旋轉(zhuǎn)冷擠壓強化工藝相比,在66,200 r·min-1主軸轉(zhuǎn)速下旋轉(zhuǎn)冷擠壓強化后鎳基高溫合金深小孔孔壁表面微裂紋較少,但隨著主軸轉(zhuǎn)速的增加,微裂紋增多,表面粗糙度增大,且相同主軸轉(zhuǎn)速下,擠壓率越大,粗糙度越小,表面硬度越高,殘余壓應(yīng)力越大,壓應(yīng)力層越厚。

(2) 鎳基高溫合金深小孔旋轉(zhuǎn)冷擠壓強化工藝的較優(yōu)參數(shù)為主軸轉(zhuǎn)速66 r·min-1、擠壓率3.0%,該工藝下的孔壁表面微裂紋少,塑性變形層較厚(約30 μm),表層硬度較高(硬度峰值為515 HV),表面粗糙度較低(Ra為0.298 μm),沿深度方向形成了厚度約為450 μm、應(yīng)力峰值為498 MPa的周向殘余壓應(yīng)力層,平均疲勞壽命為312 298周次,約為孔未強化試樣的6.6倍,疲勞裂紋源由孔壁表面向內(nèi)部偏移45 μm。