GH4586合金渦輪盤預(yù)制坯優(yōu)化與組織均勻性控制

王 凱，張 靜，劉進(jìn)濤，苗金武

(西安航天發(fā)動(dòng)機(jī)有限公司，陜西 西安 710100)

0 引言

渦輪盤是我國(guó)新一代液體火箭發(fā)動(dòng)機(jī)關(guān)鍵部件之一，工作過程中轉(zhuǎn)速極高、離心應(yīng)力極大，且需要承受高速富氧燃?xì)獾膹?qiáng)力沖蝕，服役環(huán)境極其惡劣，其毛坯采用GH4586合金鍛件。該合金是在GH4141的基礎(chǔ)上研發(fā)的鎳基沉淀強(qiáng)化高溫合金，在液氮溫度至800 ℃范圍具有優(yōu)異的強(qiáng)度、良好的抗氧化、抗熱腐蝕等綜合性能[1-4]。但材料熱成形變形抗力大、可鍛溫度范圍窄，熱變形參數(shù)對(duì)微觀組織影響較大，且不易通過后續(xù)熱處理改善，而不均勻的組織會(huì)影響材料的力學(xué)性能[5-6]。胥國(guó)華、張北江、李愛民等[7-9]對(duì)GH4586合金進(jìn)行了系統(tǒng)的研究，發(fā)現(xiàn)GH4586合金在1 050 ℃、應(yīng)變超過0.2時(shí)發(fā)生再結(jié)晶，在1 100 ℃、應(yīng)變量0.5條件下發(fā)生完全再結(jié)晶，綜合給出了熱成形溫度應(yīng)選擇在1 050～1 150 ℃之間，應(yīng)變量大于0.3的工藝范圍，但這一工藝參數(shù)選擇范圍較寬，難以精確指導(dǎo)實(shí)際生產(chǎn)?，F(xiàn)有渦輪盤模鍛件在電動(dòng)螺旋壓力機(jī)上由棒料直接成形，變形溫度為1 080～1 100 ℃，主要存在的問題有：①棒料直接成形，渦輪盤不同位置應(yīng)變量差異較大，導(dǎo)致組織分布不均勻，心部晶粒度4～6級(jí)，邊緣晶粒度6～10級(jí)；②電動(dòng)螺旋壓力機(jī)成形速率較快，渦輪盤心部受變形熱效應(yīng)的溫升作用，實(shí)際變形溫度高，心部組織較為粗大[10]，甚至有3～4級(jí)的較粗大晶粒；③渦輪盤力學(xué)性能穩(wěn)定性較差。

鍛件的組織和性能是渦輪盤質(zhì)量的前提和基礎(chǔ)，因此，為滿足發(fā)動(dòng)機(jī)研制需求、進(jìn)一步提升渦輪盤的可靠性，開展GH4586合金渦輪盤微觀組織均勻性提升研究具有十分重要的意義。

1 熱成形參數(shù)對(duì)GH4586合金微觀組織的影響

1.1 試驗(yàn)材料與試驗(yàn)方法

首先通過熱模擬壓縮試驗(yàn)分析不同溫度和應(yīng)變量對(duì)材料微觀組織的影響規(guī)律[11]，得到渦輪盤成形的工藝參數(shù)選擇范圍。其中熱模擬壓縮試驗(yàn)所用GH4586合金材料的熔煉及開坯工藝與模鍛生產(chǎn)所用坯料相同；壓縮試樣加熱保溫溫度與模鍛成形坯料加熱溫度相同；為降低變形速率，模鍛成形在液壓機(jī)上進(jìn)行，平均變形速率約在應(yīng)變速率0.1 s-1量級(jí)。

壓縮試驗(yàn)用GH4586合金成分如表1所示，材料采用真空感應(yīng)-真空自耗雙聯(lián)工藝熔煉，熱軋成φ10 mm棒材，機(jī)械加工至φ8 mm×12 mm試樣，原始態(tài)晶粒度等級(jí)為7級(jí)。熱壓縮試驗(yàn)在Gleeble—3500試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試樣的升溫速率為10 ℃/s，到預(yù)設(shè)變形溫度后保溫5 min使得試樣內(nèi)部溫度分布均勻，變形完成后將試樣取出空冷至室溫。應(yīng)變速率選擇0.1 s-1，試樣加熱保溫溫度選擇1 040、1 060、1 080 ℃，名義應(yīng)變?yōu)?.2、0.4、0.6。試驗(yàn)結(jié)束后制備金相試樣，采用光學(xué)顯微鏡對(duì)試樣大變形區(qū)的顯微組織進(jìn)行觀察。

表1 GH4586合金化學(xué)成分的質(zhì)量分?jǐn)?shù)

1.2 變形溫度對(duì)微觀組織的影響

對(duì)應(yīng)變量0.4，不同變形溫度下，試樣壓縮后的顯微組織與未變形坯料進(jìn)行對(duì)比分析(見圖1)。在1 040 ℃下，壓縮后的組織晶粒被拉長(zhǎng)如圖1(b)所示，相較于原始未變形坯料如圖1(a)所示，晶粒尺寸變化較小，晶粒度等級(jí)為7～8級(jí)，在被拉長(zhǎng)的晶粒周圍未發(fā)生明顯的再結(jié)晶現(xiàn)象；當(dāng)變形溫度為1 060 ℃如圖1(c)所示，變形后的組織均勻細(xì)化，晶粒度等級(jí)達(dá)到12級(jí)；變形溫度達(dá)到1 080 ℃如圖1(d)所示時(shí)，變形后的試樣晶粒度等級(jí)為11～12(20%的9級(jí))，再結(jié)晶晶粒開始有長(zhǎng)大趨勢(shì)。

從圖1中可以看出：變形溫度的升高，能夠促進(jìn)GH4586合金再結(jié)晶的進(jìn)行。蔣世川、LIU等、FREUND等認(rèn)為，這是因?yàn)楹辖鹬械摩谩湎嗪吞蓟飳?duì)晶界有較強(qiáng)的釘扎作用，變形溫度的升高提高了γ′相和碳化物在合金中的溶解程度，進(jìn)而提升了晶界的遷移能力，促進(jìn)了再結(jié)晶的進(jìn)行[12-14]，但變形溫度過高，再結(jié)晶晶粒開始有長(zhǎng)大的趨勢(shì)，反而不利于組織的均勻細(xì)化。

圖1 變形溫度對(duì)GH4586合金微觀組織的影響Fig.1 Effects of deformation temperature on the microstructure of GH4586 alloy

1.3 應(yīng)變對(duì)微觀組織的影響

從1.2節(jié)可以看出，變形溫度為1 040 ℃時(shí)，在較大的應(yīng)變量(0.4)條件下，GH4586合金未產(chǎn)生明顯的再結(jié)晶，說明GH4586合金的模鍛成形溫度應(yīng)當(dāng)在1 040 ℃以上。為進(jìn)一步分析應(yīng)變量對(duì)GH4586合金微觀組織的影響規(guī)律，對(duì)變形溫度1 060、1 080 ℃，不同應(yīng)變量條件下合金的晶粒度和微觀組織進(jìn)行分析(見表2和圖2)，可以發(fā)現(xiàn)在1 060 ℃、應(yīng)變量為0.2(見圖2(a))時(shí)，變形后的試樣晶粒度等級(jí)為7～8級(jí)，材料的再結(jié)晶程度較小，應(yīng)變量增加至0.4時(shí)(見圖2(b))材料發(fā)生了再結(jié)晶，組織明顯細(xì)化，而變形溫度升高至1 080 ℃，應(yīng)變?yōu)?.2時(shí)(見圖2(c))，已有部分區(qū)域開始再結(jié)晶，晶粒度等級(jí)為7～11級(jí)，因應(yīng)變量過小，再結(jié)晶程度不充分，表現(xiàn)為組織均勻性較差；而當(dāng)應(yīng)變達(dá)到0.6時(shí)，從表2中可以看出2種變形溫度條件下均可以獲得細(xì)小均勻的組織。

表2 不同應(yīng)變量條件下的GH4568合金晶粒度

圖2 應(yīng)變對(duì)GH4586合金微觀組織的影響Fig.2 Effects of strain on the microstructure of GH4586 alloy

由此可以看出：隨著應(yīng)變的增加，材料的再結(jié)晶程度增加；隨著變形溫度的升高，開始再結(jié)晶所需的最小應(yīng)變量減小，這是由于再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力為材料內(nèi)部的畸變能，應(yīng)變的增大提高了坯料內(nèi)部的畸變能，促進(jìn)了再結(jié)晶的進(jìn)行，有利于組織的細(xì)化[15-17]。

2 渦輪盤模鍛成形預(yù)制坯仿真優(yōu)化

某型號(hào)火箭發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤模鍛件輪廓如圖3所示。

圖3 渦輪盤模鍛件零件輪廓尺寸Fig.3 Dimensions of the turbine disc die forging

通過熱壓縮試驗(yàn)可以得出：變形溫度1 060～1 080 ℃、應(yīng)變量大于0.4有益于獲得均勻細(xì)小的組織，在同一變形溫度條件下，應(yīng)變量對(duì)合金微觀組織的影響十分顯著，較小的應(yīng)變和不均勻的應(yīng)變分布，均不利于獲得組織均勻的模鍛件，而零件的應(yīng)變分布主要取決于預(yù)制坯的形狀，為進(jìn)一步優(yōu)化工藝方案，設(shè)計(jì)3種不同形狀的預(yù)制坯(見圖4)，3種預(yù)制坯形狀分別為圓柱形棒料(見圖4(a))、邊緣到中心梯度升高斜度為40°(見圖4(b))和25°(見圖4(c))的雙陀螺形坯料，采用Abaqus/Explicit有限元仿真分析。

圖4 3種不同預(yù)制坯方案Fig.4 Three different performed blanking schemes

有限元幾何建模選用軸對(duì)稱模型；材料為彈塑性模型，將不同溫度、應(yīng)變量條件下真實(shí)應(yīng)力應(yīng)變參數(shù)(見圖5)和比熱容665 J/(kg·℃)、線性膨脹系數(shù)18×10-6℃-1)、熱導(dǎo)率(約25 W/(m·℃)輸入材料屬性；網(wǎng)格選擇四邊形-顯式-熱力耦合-減縮積分單元(CAX4RT)，分析步選擇Dynamic、Temp-disp、Explict，接觸摩擦模型選用經(jīng)典庫倫摩擦模型。因?qū)嶋H生產(chǎn)采用石墨潤(rùn)滑，摩擦系數(shù)較小，摩擦系數(shù)參照以往模鍛生產(chǎn)與有限元仿真相互驗(yàn)證的經(jīng)驗(yàn)，選取0.22?？紤]到模鍛成形前會(huì)對(duì)模具進(jìn)行預(yù)熱，將模具初始溫度設(shè)為300 ℃。

對(duì)3種方案有限元仿真等效應(yīng)變結(jié)果進(jìn)行分析，如圖6所示。從圖中可以看出3種方案模鍛件難變形區(qū)均出現(xiàn)中心部位靠近上、下模的凸臺(tái)處，其中采用圓柱形狀棒料成形(方案a)難變形區(qū)域最大，采用從邊緣到中心梯度升高的雙陀螺形狀預(yù)制坯成形(方案b和c)，很大程度地減小了難變形區(qū)域的范圍，同時(shí)渦輪盤整體等效應(yīng)變分差異更小。

圖5 不同溫度、應(yīng)變量條件下GH4586合金真實(shí)應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.5 True stress-strain curve at different temperature and strain

圖6 3種預(yù)制坯方案模鍛成形等效應(yīng)變(PEEQ)分布云圖Fig.6 Equivalent plastic strain distribution of die forgings with three performed blanking schemes

通常情況下棒材心部的組織相較于邊緣位置更為粗大，模鍛過程中心部更大的應(yīng)變量有益于細(xì)化心部的晶粒[18-20]。由方案b(從邊緣到中心升高梯度為40°)、方案c(從邊緣到中心升高梯度為25°)等效應(yīng)變分布云圖可以發(fā)現(xiàn)：方案b盤部平均等效應(yīng)變更大，特別是心部和R/2處等效應(yīng)變均大于方案c；因而采用方案b預(yù)制坯形狀更有益于獲得均勻的組織。

3 GH4586渦輪盤模鍛成形試驗(yàn)

3.1 渦輪盤模鍛件組織均勻性分析

為進(jìn)一步驗(yàn)證預(yù)制坯形狀對(duì)渦輪盤模鍛件微觀組織分布的影響，確保獲得組織均勻的產(chǎn)品，進(jìn)行了GH4586渦輪盤模鍛成形試驗(yàn)。選用同爐批號(hào)、φ90×130 mm規(guī)格棒料，制坯成形如圖4所示3種預(yù)制坯尺寸。模鍛成形在液壓機(jī)上進(jìn)行，坯料加熱溫度選擇1 060 ℃，坯料表面使用硅酸鋁纖維進(jìn)行包套以減小散熱。

成形后在圖7所示位置切取金相試樣，對(duì)模鍛件3處典型位置的顯微組織進(jìn)行對(duì)比分析，并按GB/T 6394-2017《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》對(duì)不同成形方案渦輪盤模鍛件材料金相組織進(jìn)行晶粒度檢測(cè)，結(jié)果如表3所示。

圖7 渦輪盤模鍛件金相取樣位置示意圖Fig.7 Sketch diagram of sampling position of turbine disk die forging

表3 不同工藝方案模鍛件與原始棒料晶粒度對(duì)比

對(duì)比有限元仿真分析結(jié)果，從表3中可以看出，3種成形方案中心部位靠近上、下模凸臺(tái)處均處于難變形區(qū)，應(yīng)變量較小，因而晶粒度等級(jí)偏低；方案a因難變形區(qū)范圍最大，難變形區(qū)應(yīng)變量最小，其晶粒度等級(jí)最?。?種方案R/2部位晶粒度相較于原始棒料有一定程度的細(xì)化，且晶粒度分布較為均勻，說明此處材料產(chǎn)生了較大變形，方案c對(duì)比方案b雖然預(yù)制坯形狀類似，但方案b心部組織更為細(xì)小，渦輪盤整體組織均勻性更好，這是因?yàn)榉桨竍坯料成形過程中平均應(yīng)變量更大。方案a的邊緣位置、方案c的中心位置均存在10%的細(xì)小晶粒，這說明此處的材料已經(jīng)開始了再結(jié)晶的過程，這可能是由于方案a鍛造時(shí)變形程度過大，變形熱導(dǎo)致材料內(nèi)局部溫度升高，而這種溫升是不均勻的，使得部分區(qū)域再結(jié)晶晶粒迅速長(zhǎng)大，而部分區(qū)域才剛剛形核成細(xì)小的晶粒；方案c在心部產(chǎn)生部分細(xì)小的晶粒同樣是因?yàn)樽冃螣?，在中心區(qū)域溫度較高，較小的應(yīng)變量即可發(fā)生再結(jié)晶，但這一再結(jié)晶過程并不完全，致使局部區(qū)域已經(jīng)開始形核，而另一些區(qū)域還未開始再結(jié)晶。

進(jìn)一步對(duì)采用方案b成形的渦輪盤模鍛件顯微組織進(jìn)行分析(見圖8)，從圖8中可以看出，渦輪盤沿半徑方向組織分布均勻，其心部組織(見圖8(a))相較于R/2(見圖8(b))和邊緣部位(見圖8(c))晶界更為明顯。這是因?yàn)樽冃芜^程中中心部位溫度高于邊緣和表面區(qū)域，加之變形過程產(chǎn)生的溫升效應(yīng)，使得心部材料變形溫度較高，在較小應(yīng)變量條件下即發(fā)生了再結(jié)晶，再結(jié)晶完成后晶界平直較為明顯，R/2處和邊緣部位變形溫度相對(duì)較低，但應(yīng)變量大，產(chǎn)生再結(jié)晶后再結(jié)晶組織被破碎為晶界彎曲的鍛態(tài)組織，故而此處相較于渦輪盤心部位置，晶粒更為細(xì)小。

3.2 GH4586渦輪盤力學(xué)性能測(cè)試分析

抽取兩件采用方案b成形的渦輪盤，每件渦輪盤按標(biāo)準(zhǔn)沿弦向切取2組力學(xué)性能檢測(cè)試樣，經(jīng)1 080 ℃×4hAC固溶+760 ℃×16hAC時(shí)效處理后[7-8]，分別檢測(cè)室溫、低溫(-196 ℃)和高溫(600 ℃)力學(xué)性能，表4所示為渦輪盤模鍛件力學(xué)性能檢測(cè)平均值、原始棒料、原方案鍛件對(duì)比。

從表4可以看出，采用方案b成形的渦輪盤模鍛件相較于原始棒料和原工藝生產(chǎn)的渦輪盤鍛件，力學(xué)性能指標(biāo)均有一定程度提高，其中-196 ℃時(shí)延伸率和600 ℃時(shí)抗拉強(qiáng)度相較原始棒料分別提高了38%和11%，相較于原工藝生產(chǎn)的渦輪盤鍛件則提高了37%和12%。這是因?yàn)橄噍^于原始棒料和原工藝生產(chǎn)的渦輪盤，改進(jìn)后的渦輪盤模鍛件組織均勻性更好、平均晶粒度更高，細(xì)小的組織有益于提高材料的強(qiáng)度和塑性，而均勻的組織在高溫環(huán)境下裂紋擴(kuò)展速率更低，有益于提高高溫強(qiáng)度。

4 結(jié)論

1)在1 040～1 080 ℃、應(yīng)變量為0.2～0.6范圍內(nèi)，變形溫度的升高和應(yīng)變量的增加均有益于提高GH4586合金的再結(jié)晶程度，在1 060～1 080 ℃、應(yīng)變量大于0.4條件下進(jìn)行熱成形，有益于獲得均勻細(xì)化的組織。

2)采用從邊緣到中間梯度升高的雙陀螺形預(yù)制坯方案，能夠大幅減小難變形區(qū)的范圍，提高渦輪盤組織均勻性。

3)在1 060 ℃下模鍛，采用雙陀螺形狀的預(yù)制坯方案，坯料邊緣到中心升高梯度為40°，可以獲得組織均勻的渦輪盤模鍛件，心部晶粒度6～7級(jí)，盤部R/2處和邊緣晶粒度7～8級(jí)，—196 ℃時(shí)延伸率和600 ℃時(shí)抗拉強(qiáng)度相較原始棒料分別提高了38%和11%，相較于原工藝生產(chǎn)的渦輪盤鍛件則提高了37%和12%。