Ti60合金双性能整体叶盘锻造技术研究

孙二举+李宁+孙朋朋+万自永

摘 要：首先研究了Ti60合金双性能整体叶盘缩比件锻造技术，采用有限元数值模拟方法优化了模锻成形过程坯料形状，得到了具有明显应变梯度的最优化坯料；通过缩比件验证试验对有限元模型进行修正，重新确定了满足等轴组织和网篮组织双重组织状态的优化模锻坯料应变梯度和锻造工艺参数。采用缩比件试验方法和结论，探索了全尺寸双性能整体叶盘锻造工艺。全尺寸双性能整体叶盘试验结果表明：整体叶盘低倍组织轮缘部分为模糊晶，轮心部分为清晰晶，高倍组织基本达到了双重组织的要求。

关键词：Ti60合金 数值模拟 双性能 整体叶盘 最优化坯料

中图分类号：TG316 文献标识码：A 文章编号：1674-098X（2014）10（b）-0040-02

钛合金因其低密度、高强度、耐热性好等特点[1]，是航空发动机中的关键结构材料。Ti60合金是我国自主研发的高温钛合金，工作温度可达600℃，是在TA12合金的基础上，适当增加Al、Sn、Si的含量并添加了Nb元素，进一步提高高温强度和蠕变性能。目前，采用Ti60合金研制的风扇盘、高压压气机盘、低压涡轮叶片和导弹翼面已通过试车考核。

为满足以F119、F120、EJ200为标志的第4代战斗机用发动机以及未来高推重比新概念发动机的性能要求，关键是提高发动机的推重比。整体叶盘因其结构优势成为提高飞机发动机推重比的重要措施[2]。整体叶盘的工作条件相当恶劣，叶盘的叶片部分需要承受更高的温度和离心力，而叶盘的轮盘部分则要更承受复杂的应力。双性能整体叶盘能够使叶盘的不同部位呈现不同的组织状态和使用性能，避免了常规均质盘为了兼顾叶盘和轮盘的性能而进行的折衷，使材料本身的性能潜力得到了充分发挥。600℃高温钛合金双性能整体叶盘既具有结构方面减重的突出技术优势又能充分发挥高温钛合金的材料优势，是一个极具发展前景的研究方向。

对于钛合金双性能整体叶盘，为了满足使用性能的要求，叶盘的叶片部分组织状态为等轴组织，轮盘部分组织状态为网篮组织[3]。姚泽坤等人采用锻造方法已对TC11钛合金双组织-双性能盘进行了深入研究[4]，证明了实现双重组织性能的可行性。由于Ti60合金化程度高，加工窗口狭窄，锻件的组织性能对热加工过程十分敏感，因此，本文采用有限元数值模拟和试验验证相结合的方法，研究Ti60合金双性能整体叶盘的锻造技术。

1 缩比件锻造技术

该文所用Ti60合金相变点为1050℃。由文献[5]可知变形温度在相变点以上时，Ti60合金的组织为网篮组织；变形温度在相变点以下时，Ti60合金的组织为等轴组织。变形程度大于60%时，网篮组织发生球化转变，转化为等轴组织。因此可制定以下试验方案：整个成形过程分为二次进行，制坯变形温度1080℃，使坯料在相变点以上30℃适度变形，得到网篮组织；模锻变形温度1010℃，通过合理的坯料设计使坯料边缘部分大变形区等效应变大于1、中心部分小变形区等效应变小于0.3，使边缘处变形量足够大以获得良好的破碎晶粒和α相球化效果，又使中心处保留了制坯的网篮组织状态；之后在两相区退火处理，使缩比件各部分组织稳定。

该文采用1∶5的缩比件验证上述工艺设计。为了简化模具加工，采用平板镦粗的方式进行试验。

1.1 有限元模型建立

运用CAD实体建模软件UG完成坯料和上下模具的造型，引入到DEFORM2D，通过设置参数生成有限元计算模型。

成形过程中，上下模具只与工件发生热交换，不产生变形，因而模具可视为刚性体。工件为刚塑性体。模拟计算所需要参数值见表1。工件材料为Ti60合金，热导率和比热容分别为18.85W/（m℃）和900J/（kg℃）[6]，采用文献[7]建立的本构方程。模具材料为K403铸造高温合金。制坯坯料尺寸为Φ63×88 mm，制坯变形量为40%；模锻坯料需在预制坯基础上经适当的机械加工制成。上模运动速度为2 mm/s。

由于制坯阶段为平板镦粗，成形过程简单，该文不做详细分析。根据上述条件，建立了缩比件模锻成形过程有限元模型。图1所示为等效应变分布图。从图中可以看出，坯料成形完整，无折叠、缺肉等缺陷产生。坯料等效应变梯度分布明显，中心部分小变形区等效应变小于0.3，边缘部分大变形区等效应变基本大于1，变形过渡区等效应变呈弧形分布。

成形过程为近等温成形，且上模具运动速度较低，坯料变形生热和与模具接触传热对坯料整体温度变化影响不大。

1.2 缩比件验证试验

根据有限元模拟结果进行试验验证。试验工艺参数采用模拟参数，模锻成形坯料采用有限元模拟结果确定的最优化坯料。

图2所示为热处理后缩比件半子午面低倍组织，图中（a）、（b）、（c）处为大变形区，（d）处为变形过渡区，（e）、（f）处为小变形区。从图中可以看出，边缘大变形区为模糊晶，中心小变形区为清晰晶，低倍组织达到双重组织的要求。

图3所示（b）、（d）、（e）点对应位置高倍组织。从图中可以看出，其中点（b）初生α相形态为圆棒和长条状两种，相含量较多，为典型的等轴组织；点（e）微观组织为典型的网篮组织，原始β晶粒内分布着发达的片层α相，β晶界已被破碎，α相尺寸较大。点（b）变形量较大，制坯成形后的片状α相在模锻成形时基本上被压碎，未被压碎的粗大晶粒则存储较大的畸变能，热处理过程中这些变形畸变能使晶粒发生再结晶，得到较细小的等轴α相，因此这2点的晶粒基本上为等轴组织。点（e）在模锻成形时没有发生变形，未发生晶粒细化的作用，该点的组织保持了制坯的组织状态，并在后续热处理时晶粒长大，片状α相尺寸较大。

点（d）处于变形过渡区，模锻成行时，变形量较（b）点小，畸变能和形核率较低，导致α相尺寸相对较大，α相形状更不规则。不难看出，适当增加模锻成形时的变形量，可以提高组织的均匀性。从有限元模拟结果可以看出，此处等效应变值大概是0.7。因此可以认为，在模锻成形时，等效应变大于等于0.7时，变形可提高足够的畸变能，热处理后，材料的组织状态为等轴组织。

1.3 有限元模型修正

根据试验成型过程和组织分析结果，对有限元模型进行修正[5]。修正后的有限元模型为：摩擦因子为0.25，其他参数不变；应变梯度为大变形区大于等于0.7，小变形区等效应变小与0.3，变形过渡区等效应变适中。

2 全尺寸盘试验

采用缩比件模锻坯料的优化方法，确定全尺寸盘模锻成形坯料，图4所示为全尺寸盘模锻件。从图中可以看出，锻件成形良好，模具填充完整。

图5所示为锻件热处理后的低倍组织。图中显示的为锻件半子午面，即图左侧为轮毂，右侧为轮缘。从图5可以看出，锻件轮毂和腹板位置为清晰晶，轮缘为模糊晶。

图6所示为锻件高倍组织，其中（a）为大变形区，（b）为变形过渡区，（c）为小变形区。图（a）组织由等轴、片状α相与β转变组织组成。图（c）组织由大量片状α相和β转变组织组成，β晶界已经破碎，片状α相尺寸较大，这是因为模锻成形后轮腹位置基本无变形，仍然保留了制坯的组织状态。图（b）组织状态为图（a）和图（c）的过渡状态。图（a）轮缘外缘；（b）轮缘部分中心位置；（c）过渡区；（d）轮腹位置。

3 结论

（1）对缩比件模锻成形过程进行了数值模拟，优化了得到合适应变梯度的坯料形状。通过缩比件试验结果修正了得到双重组织状态的应变梯度，应变梯度值为大变形区等效应变大于0.7，小变形区等效应变小于0.3，过渡区等效应变适中。

（2）全尺寸盘低倍组织大变形区为模糊晶，小变形区为清晰晶；高倍组织基本符合双重组织的要求。

参考文献

[1] CAI Jian-Ming， et al. Research and development of 600℃ high temperature titanium alloys for aeroengine（航空发动机用600℃高温钛合金的研究与发展）[J].Materials Review，2005，19（1）：50-53.）

[2] Huang Chun-Feng.Modern aeroengine interal blisk and its manufacturing technology（现代航空发动机整体叶盘及其制造技术） [J].Aeronautical Manufacturing Technology，2006（4）：94-100.

[3] Hui Song-Xiao，et al.Progress of research on thermal stability of high-temperature titanium alloysⅠ.Metallurgical Stability（高温钛合金热稳定性研究进展）-Ⅰ.组织稳定性）[J].Chinese Journal of Rare Metals，1999，23（2）：125-130.

[4] Yao Ze-Kun，et al.Forging mechanism of two phase Ti alloy compressor disc with dual property（双性能钛合金压气机盘的成形机理）[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2000，10（3）： 378-382.

[5] Sun Er-ju. Forging Technology of Ti60 alloy Dual Property Blisk（Ti60合金双性能整体叶盘锻造技术研究）[D].Xian： Northwestern Polytechnical University，2011.

[6] QI De-Xin，et al.Analysis of Machining Features of BT20 Titanium Alloys（BT20钛合金切削加工性浅析）[J].Mechanical Engineer， 2002，10：28-30.

[7] SunEr-ju，et al.Constitutive Equations for Hot Deformation of Ti60HighTemperature Titanium Alloy（热加工条件下Ti60高温钛合金的本构关系）[J].Journal of Aeronautical Materials，2012， 32（3）：40-45.

1.3 有限元模型修正

根据试验成型过程和组织分析结果，对有限元模型进行修正[5]。修正后的有限元模型为：摩擦因子为0.25，其他参数不变；应变梯度为大变形区大于等于0.7，小变形区等效应变小与0.3，变形过渡区等效应变适中。

2 全尺寸盘试验

采用缩比件模锻坯料的优化方法，确定全尺寸盘模锻成形坯料，图4所示为全尺寸盘模锻件。从图中可以看出，锻件成形良好，模具填充完整。

图5所示为锻件热处理后的低倍组织。图中显示的为锻件半子午面，即图左侧为轮毂，右侧为轮缘。从图5可以看出，锻件轮毂和腹板位置为清晰晶，轮缘为模糊晶。

图6所示为锻件高倍组织，其中（a）为大变形区，（b）为变形过渡区，（c）为小变形区。图（a）组织由等轴、片状α相与β转变组织组成。图（c）组织由大量片状α相和β转变组织组成，β晶界已经破碎，片状α相尺寸较大，这是因为模锻成形后轮腹位置基本无变形，仍然保留了制坯的组织状态。图（b）组织状态为图（a）和图（c）的过渡状态。图（a）轮缘外缘；（b）轮缘部分中心位置；（c）过渡区；（d）轮腹位置。

3 结论

（1）对缩比件模锻成形过程进行了数值模拟，优化了得到合适应变梯度的坯料形状。通过缩比件试验结果修正了得到双重组织状态的应变梯度，应变梯度值为大变形区等效应变大于0.7，小变形区等效应变小于0.3，过渡区等效应变适中。

（2）全尺寸盘低倍组织大变形区为模糊晶，小变形区为清晰晶；高倍组织基本符合双重组织的要求。

参考文献

[1] CAI Jian-Ming， et al. Research and development of 600℃ high temperature titanium alloys for aeroengine（航空发动机用600℃高温钛合金的研究与发展）[J].Materials Review，2005，19（1）：50-53.）

[2] Huang Chun-Feng.Modern aeroengine interal blisk and its manufacturing technology（现代航空发动机整体叶盘及其制造技术） [J].Aeronautical Manufacturing Technology，2006（4）：94-100.

[3] Hui Song-Xiao，et al.Progress of research on thermal stability of high-temperature titanium alloysⅠ.Metallurgical Stability（高温钛合金热稳定性研究进展）-Ⅰ.组织稳定性）[J].Chinese Journal of Rare Metals，1999，23（2）：125-130.

[4] Yao Ze-Kun，et al.Forging mechanism of two phase Ti alloy compressor disc with dual property（双性能钛合金压气机盘的成形机理）[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2000，10（3）： 378-382.

[5] Sun Er-ju. Forging Technology of Ti60 alloy Dual Property Blisk（Ti60合金双性能整体叶盘锻造技术研究）[D].Xian： Northwestern Polytechnical University，2011.

[6] QI De-Xin，et al.Analysis of Machining Features of BT20 Titanium Alloys（BT20钛合金切削加工性浅析）[J].Mechanical Engineer， 2002，10：28-30.

[7] SunEr-ju，et al.Constitutive Equations for Hot Deformation of Ti60HighTemperature Titanium Alloy（热加工条件下Ti60高温钛合金的本构关系）[J].Journal of Aeronautical Materials，2012， 32（3）：40-45.

1.3 有限元模型修正

根据试验成型过程和组织分析结果，对有限元模型进行修正[5]。修正后的有限元模型为：摩擦因子为0.25，其他参数不变；应变梯度为大变形区大于等于0.7，小变形区等效应变小与0.3，变形过渡区等效应变适中。

2 全尺寸盘试验

采用缩比件模锻坯料的优化方法，确定全尺寸盘模锻成形坯料，图4所示为全尺寸盘模锻件。从图中可以看出，锻件成形良好，模具填充完整。

图5所示为锻件热处理后的低倍组织。图中显示的为锻件半子午面，即图左侧为轮毂，右侧为轮缘。从图5可以看出，锻件轮毂和腹板位置为清晰晶，轮缘为模糊晶。

图6所示为锻件高倍组织，其中（a）为大变形区，（b）为变形过渡区，（c）为小变形区。图（a）组织由等轴、片状α相与β转变组织组成。图（c）组织由大量片状α相和β转变组织组成，β晶界已经破碎，片状α相尺寸较大，这是因为模锻成形后轮腹位置基本无变形，仍然保留了制坯的组织状态。图（b）组织状态为图（a）和图（c）的过渡状态。图（a）轮缘外缘；（b）轮缘部分中心位置；（c）过渡区；（d）轮腹位置。

3 结论

（1）对缩比件模锻成形过程进行了数值模拟，优化了得到合适应变梯度的坯料形状。通过缩比件试验结果修正了得到双重组织状态的应变梯度，应变梯度值为大变形区等效应变大于0.7，小变形区等效应变小于0.3，过渡区等效应变适中。

（2）全尺寸盘低倍组织大变形区为模糊晶，小变形区为清晰晶；高倍组织基本符合双重组织的要求。

参考文献

[1] CAI Jian-Ming， et al. Research and development of 600℃ high temperature titanium alloys for aeroengine（航空发动机用600℃高温钛合金的研究与发展）[J].Materials Review，2005，19（1）：50-53.）

[2] Huang Chun-Feng.Modern aeroengine interal blisk and its manufacturing technology（现代航空发动机整体叶盘及其制造技术） [J].Aeronautical Manufacturing Technology，2006（4）：94-100.

[3] Hui Song-Xiao，et al.Progress of research on thermal stability of high-temperature titanium alloysⅠ.Metallurgical Stability（高温钛合金热稳定性研究进展）-Ⅰ.组织稳定性）[J].Chinese Journal of Rare Metals，1999，23（2）：125-130.

[4] Yao Ze-Kun，et al.Forging mechanism of two phase Ti alloy compressor disc with dual property（双性能钛合金压气机盘的成形机理）[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2000，10（3）： 378-382.

[5] Sun Er-ju. Forging Technology of Ti60 alloy Dual Property Blisk（Ti60合金双性能整体叶盘锻造技术研究）[D].Xian： Northwestern Polytechnical University，2011.

[6] QI De-Xin，et al.Analysis of Machining Features of BT20 Titanium Alloys（BT20钛合金切削加工性浅析）[J].Mechanical Engineer， 2002，10：28-30.

[7] SunEr-ju，et al.Constitutive Equations for Hot Deformation of Ti60HighTemperature Titanium Alloy（热加工条件下Ti60高温钛合金的本构关系）[J].Journal of Aeronautical Materials，2012， 32（3）：40-45.