基于ProCAST的高Nb-TiAl合金葉輪熔模鑄造

劉金虎, 紀志軍, 李 峰, 馮 新, 余 穩(wěn), 丁賢飛, 南 海

（1．中國航發(fā)北京航空材料研究院 鑄造鈦合金技術中心，北京 100095；2．北京百慕航材高科技股份有限公司，北京100094；3．北京市先進鈦合金精密成型工程技術中心，北京 100095）

γ-TiAl合金輕質高強、高溫強度與抗氧化抗蠕變性能較好，是一種極具潛力的高溫結構材料，近年來已經(jīng)成功應用于汽車發(fā)動機葉輪與飛機發(fā)動機渦輪葉片等構件[1-4]。通過在γ-TiAl合金中加入5%～10%（原子分數(shù)）的Nb可以使室溫塑性與蠕變和抗氧化性能有較好的匹配，近年來得到了較多的研究與發(fā)展，此類合金稱為高Nb-TiAl合金[5-11]。汽車發(fā)動機葉輪的服役環(huán)境要求合金具有優(yōu)異的高溫強度和耐腐蝕性，同時較低的比重可有效提升發(fā)動機起動速度與瞬態(tài)響應性能，減少廢氣排放。高Nb-TiAl合金的密度（3.9～4.2 g/cm3）約為鎳基高溫合金的一半[12]，適合應用在葉輪上。

美國、日本、德國、瑞典等國都已經(jīng)成功研制使用了TiAl葉輪，三菱重工將TiAl葉輪在三菱賽車上裝機使用[13]。由于葉輪結構復雜，曲面加工難度較大，現(xiàn)有的研究多采用熔模精密鑄造，但高Nb-TiAl合金的熔點高、黏度大、活性高等問題[14-15]，使得熔模鑄造的難度較高，高Nb-TiAl合金的流動性隨著Nb含量的增高而降低，葉輪最薄處僅為2.5 mm，完整充型的難度較高；高Nb-TiAl熔點高、收縮率大，精鑄件容易形成縮孔縮松等缺陷。用傳統(tǒng)的試錯法成本高時間長，采用數(shù)值模擬的方法可以有效提升研發(fā)效率。目前TiAl精鑄數(shù)值模擬研究發(fā)展較快[16-20]，但高Nb-TiAl的研究較少，缺乏薄壁件在實際生產(chǎn)條件下的精鑄研究。

本工作采用ProCAST軟件對葉輪熔模鑄造方案進行數(shù)值模擬，通過對葉輪澆注方式的仿真計算，得到優(yōu)化的方案，進行熔模精密鑄造，并對鑄件進行解剖分析與力學性能檢測。

1 實驗材料及方法

1.1 三維模型設計

圖1為三維建模軟件UG建立澆注系統(tǒng)的三維模型。澆注系統(tǒng)由澆口杯、中心澆道、橫澆道、澆口、冒口等組成。由于葉輪最薄處僅有1.5 mm，是典型的薄壁結構件，為了保證完整充型，設計了300 mm高的中心澆道與50 mm高的澆口杯，提供充足的充型壓力。為保證力學性能與鑄件的一致性，在上層橫澆道設置了附注試樣，包括標準拉伸試棒與斷裂韌度試塊。為了提縮與出氣，在鑄件與試棒上方都設置了出氣針與冒口。將三維模型導入Meshcast軟件中進行網(wǎng)格劃分，為保證模擬計算的精度與速度，鑄件網(wǎng)格劃分尺寸較小，如圖1（a）所示；而澆道劃分尺寸較大，劃分完成后共有節(jié)點1106890個，體網(wǎng)格6878965個，如圖1（b）所示；最后設置了10層共10 mm厚的氧化釔型殼，如圖1（c）所示。

圖1 澆注系統(tǒng)三維模型與網(wǎng)格劃分 （a）鑄件網(wǎng)格劃分；（b）鑄件與澆道設計；（c）鑄件外多層氧化釔陶瓷型殼Fig. 1 3D model of pouring system and meshing result （a）casting mesh division；（b）casting and runner design；（c）multi-layer yttrium oxide ceramic shell outside the casting

1.2 邊界條件與熱物性參數(shù)選擇

鑄件母合金材料為Ti-45Al-8Nb-0.7Cr-0.5Si-0.2B；圖2為熱物性參數(shù)，由ProCAST軟件內置數(shù)據(jù)庫得來。合金的液相線溫度1585 ℃，固相線溫度1445 ℃。型殼采用氧化釔陶瓷型殼，其熱物性參數(shù)由商用數(shù)據(jù)庫得來。

圖2 合金熱物性參數(shù) （a）熱導率λ；（b）密度ρ；（c）比熱容c；（d）固相率Fig. 2 Properties of the alloy （a）thermal conductivity λ；（b）density ρ；（c）specific heat c；（d）solid fraction

1.3 熔煉澆注、試樣解剖與力學性能分析檢測

實驗所用合金材料采用0級海綿鈦、鋁豆和中間合金，壓制電極后，采用真空感應凝殼爐與真空自耗電極電弧熔煉爐進行三次熔煉，獲得?120 mm ×240 mm的鑄錠。在20 kg水冷銅坩堝真空感應熔煉爐中進行重力澆注，熔煉功率約為 450 kW。使用氧化物陶瓷型殼，型殼預熱溫度800 ℃。澆注溫度1600 ℃，冷卻至200～300 ℃時取出。

圖3為葉輪葉片的解剖圖。在葉輪軸心部位進行沿軸向的剖面解剖，取樣后進行金相觀察與分析，并對葉輪與試棒進行X射線檢測。使用Bruker D8 Advance X-ray diffractometer進行XRD測試。使用Zeiss SUPRA 55進行SEM測試。

葉輪與附注試棒進行1260 ℃/170 MPa/4 h熱等靜壓后，將附注試棒加工成拉伸試棒使用，進行室溫和高溫拉伸實驗。室溫溫度為23 ℃，高溫溫度選取800 ℃、850 ℃、900 ℃，每個溫度點測試三根試棒取平均值，采用INSTRON 5982型拉伸試驗機測試拉伸性能。

圖3 葉輪解剖方法 （a）沿中心解剖，于軸心處取樣；（b）沿橫截面解剖，于葉片處取樣；（c）沿縱截面解剖，于葉片處取樣Fig. 3 Impeller dissection method （a）dissection along longitude，sampling at the axis；（b）dissection along the cross section，sampling at the blade；（c）dissection along the longitudinal section，sampling at the blade

2 結果與分析

2.1 模擬仿真優(yōu)化

表1為原方案因素設置及計算結果，葉輪設置了6種因素：（1）上層與下層；（2）有冒口與無冒口；（3）靠近中心澆道與遠離中心澆道；（4）大澆口與小澆口；（5）頂注式與底注式；（6）正置與倒置。

表1 原方案因素設置及計算結果Table 1 Factor setting and calculation result of the original scheme

圖4為各種因素下澆注系統(tǒng)中縮孔縮松分布計算結果。圖4（a）為原方案三維模型，原方案計算結果表明：1、6兩因素對葉輪的充型凝固過程影響不大；圖4（b）為5因素的計算結果，頂注式葉輪軸心部會形成縮孔縮松，由于重力作用，即使在頂注式葉輪底部加上冒口，最后凝固區(qū)依然會在葉輪軸心部中上方，所以頂注式葉輪不適合該澆注系統(tǒng)；圖4（c）為3因素的計算結果，靠近中心澆道的葉輪縮孔縮松形成位置靠上，說明越靠近中心澆道溫度越高，澆道對葉輪的補縮效果更明顯；圖4（d）為2因素的計算結果，加上冒口后縮孔從鑄件中轉移到了冒口里，保證了鑄件本體的質量。綜上所述，應選用大澆口、有冒口、底注式、靠近中心澆道的方案。

圖4 原方案各種因素下澆注系統(tǒng)中縮孔縮松分布計算結果 （a）原方案三維模型；（b）頂注式與底注式計算結果；（c）靠近中心澆道與遠離中心澆道計算結果；（d）最優(yōu)組合：靠近澆道、大澆口、有冒口、底注式Fig. 4 Calculation results of shrinkage cavity and porosity distribution in gating system under various factors in original scheme（a）three-dimensional model of original scheme；（b）calculation results of top injection and bottom injection；（c）calculation results of close to center runner and far from center runner；（d）optimal combination：close to runner，large gate，riser，bottom injection

圖5 優(yōu)化后方案及模擬仿真計算結果 （a）優(yōu)化后三維模型；（b）優(yōu)化后葉輪中無縮孔分布；（c）優(yōu)化后側注式葉輪中無縮孔分布；（d）優(yōu)化后拉伸試棒縮孔存在于冒口與澆道中Fig. 5 Optimized scheme and simulation results （a）three-dimensional model after optimization；（b）no shrinkage cavity distribution in impeller after optimization；（c）no shrinkage cavity distribution in optimized side injection impeller；（d）after optimization，shrinkage cavities of tensile test bar existed in riser and runner

圖5為優(yōu)化后的澆注方案及計算結果。圖5（a）為優(yōu)化后的三維模型，與原方案相比取消了遠離中心澆道的葉輪，在全部采用大澆口的條件下使用出氣針代替冒口進行補縮，為了提升空間利用率，在中心澆道上增加了側注式葉輪。為了衡量葉輪的力學性能，在上方澆道設置了拉伸性能試樣與斷裂韌度試塊。如圖5（b）所示，縮孔縮松都存在于澆道中，葉輪本體內無縮孔縮松，圖5（c）中的側注式葉輪中同樣不存在縮孔縮松。圖5（d）中的拉伸性能試棒由于冒口的存在將縮孔縮松提到了頂端，測試段與夾持段無縮孔縮松存在。整個澆注系統(tǒng)的縮孔縮松占3.8%，存在于澆杯與澆道中，鑄件中無明顯縮孔縮松。

2.2 充型過程分析

圖6為整個型殼中高溫金屬熔體充型過程模擬。金屬液沿中心澆道進入澆注系統(tǒng)底部，由圖6（a）可知，在0.9 s時金屬液已經(jīng)開始填充底部澆道，同時有少量金屬液進入中心澆道上的側注式葉輪。圖6（b）中，在1.16 s時，底部澆道上的葉輪由中心到四周完成充型，而側注式葉輪自下而上也完整充型。側注式與底注式的充型過程不同，二者的可能出現(xiàn)的缺陷分布也不同。底注式葉輪的壓頭較大，有利于完整充型，但補縮能力有限，側注式葉輪的缺點則是靠近中心澆道，金屬液流動速度較快，對型殼的沖刷較為劇烈，容易產(chǎn)生夾渣等問題。由圖6（c）可知，在1.68 s時底部澆道上的底注式葉輪和中心澆道上的側注式葉輪都已經(jīng)實現(xiàn)完整充型，金屬液開始進入上部澆道，最終在1.88 s時整個澆注系統(tǒng)完成充型（圖6（d））。整個充型過程時間較短，金屬液流動穩(wěn)定，得到了較為理想的結果。

圖6 充型過程模擬Fig. 6 Simulation of filling process （a）0.90 s；（b）1.16 s；（c）1.68 s；（d）1.88 s

圖7為單個葉輪充型過程。如圖7（a）所示，0.89 s時底注式葉輪開始充型，同時側注式葉輪已經(jīng)充型接近一半，底注式葉輪從中心開始充型，各個方向上金屬液較為均勻，側注式葉輪從底部開始充型。如圖7（b）所示，底注式葉輪中金屬液流速較快，在沿葉輪葉片上緣流動充型時也同時進入了出氣針中，金屬液首先充滿葉輪葉片上緣，上緣充滿后開始流向下緣。如圖7（c）所示，0.97 s時葉片邊緣最后充型，尖角處尚未完全填充。圖7（d）所示1.02 s時，底注式葉輪完全成型，整個過程中金屬液流速較快，在葉輪下部充型時有部分紊流，但最終都能全部填充鑄型，此時金屬液逐漸冷卻，葉片最外緣已經(jīng)低于液相線30 ℃，而軸心部仍在液相線之上。由凝固理論可知，當固相率超過30%時金屬液便很難流動，此時枝晶已經(jīng)形成且互相搭接阻塞金屬液流動，當枝晶骨架形成后如果后續(xù)金屬液沒有很好補縮便會形成縮孔縮松。底注式葉輪與側注式葉輪中心溫度較高，可以對葉片進行補縮，防止縮孔縮松的形成，側注式葉輪因為離中心澆道較近，溫度更高可以更好地補縮。

2.3 縮孔縮松的預測

圖7 葉輪充型過程模擬Fig. 7 Simulation of impeller filling process （a）0.89 s；（b）0.94 s；（c）0.97 s；（d）1.02 s

圖8 縮孔縮松形成傾向計算結果 （a）縮孔縮松位置模擬；（b）Niyama判據(jù)計算結果；（c）1.98 s溫度分布；（d）63 s溫度分布Fig. 8 Calculation result of shrinkage cavity and porosity formation tendency （a）simulation of shrinkage cavity and porosity position；（b）niyama criterion calculation result；（c）temperature distribution at 1.98 s；（d）temperature distribution at 63 s

圖8為縮孔縮松形成傾向計算結果。鑄件整體縮孔縮松數(shù)量較少，圖8（a）中，縮孔縮松存在于中心澆道、橫澆道、試棒上方冒口中，對鑄件及試棒本身無影響，只有K1c方塊由于壁厚過大，中心存在縮孔縮松的傾向。觀察其凝固時固相分數(shù)分布圖可知，如圖8（b）所示，K1c方塊中心有非常嚴重的縮孔縮松形成傾向。如圖8（c）所示，在1.98 s時，葉輪由于壁厚薄體積小，已經(jīng)完全凝固，試棒上部冒口還未完全凝固，所以在后來的冷卻過程中形成縮孔縮松，這進一步證明冒口提縮的作用得以實現(xiàn)，防止試棒中出現(xiàn)縮孔縮松。而K1c方塊由于厚度過大，得不到有效補縮，內部形成了縮孔縮松。圖8（d）中可見，直至63 s時，K1c方塊仍未凝固。

2.4 鑄件檢測與分析

2.4.1 X射線檢測縮孔

使用優(yōu)化后方案的工藝參數(shù)進行熔模精密鑄造，獲得葉輪鑄件與試棒，進行檢測分析?？s孔縮松是在鑄件凝固后期由于體積收縮導致的，往往引發(fā)服役過程中的裂紋萌生擴展，進而產(chǎn)生斷裂失效，因此必須控制縮孔縮松的數(shù)量。圖9為葉輪鑄件的X射線檢驗圖。由圖9（a）可見，底注式葉輪葉片下方存在一個尺寸較小的縮孔，而圖9（b）中側注式葉輪都無明顯縮孔縮松，結合模擬仿真結果可知：底注式葉輪最先完成充型，整個充型過程僅0.1 s就已經(jīng)結束，且遠離中心澆道冷卻速度較快，在凝固過程中得到的補縮較少。側注式葉輪的充型時間更長，金屬液進入型殼后可以得到較好的補縮，因此側注式葉輪的縮孔縮松較少。在模擬仿真實驗中，拉伸試棒的縮孔部位集中在冒口，在拉伸試棒的上端冒口切除后，X射線檢測結果可見夾持端與拉伸試棒無明顯縮孔縮松，只有在夾持端最下部有一處縮孔如圖9（d）所示，在機加工后不影響試棒的正常使用。而9（c）中斷裂韌度試塊中部和底部則可見明顯的縮孔縮松，這與模擬的結果一致，在經(jīng)過熱等靜壓后，整個試塊的變形量達到2 mm以上，已經(jīng)無法正常使用。對于K1c方塊這種厚壁鑄件，需要重新選用澆注系統(tǒng)，使用更大的冒口以消除缺陷。對比圖5中優(yōu)化后的縮孔縮松預測結果可知，葉輪內已基本沒有較大的縮孔縮松，8個葉輪中只有一個葉輪存在一處較小的縮孔，與模擬仿真結果相符，而試棒中的縮孔縮松被轉移到了澆道中，8根試棒中僅有一處夾持段的微小縮孔，且不影響使用，可見模擬仿真結果較為準確。

圖9 鑄件X光透射檢驗 （a）底注式葉輪；（b）側注式葉輪；（c）K1c方塊；（d）拉伸試棒Fig. 9 X-ray transmission inspection photographes of impeller castings and samples （a）bottom-injected impeller；（b）side-filled turbine；（c）K1c samples；（d）tensile test samples

2.4.2 葉輪解剖分析

圖10為葉輪顯微組織分析。對底注式葉輪軸心部位取樣進行金相分析可知，葉輪基體為全片層（full-lamellar）γ-TiAl，如圖10（a）所示，基體主要由全片層結構的等軸晶構成，晶界間存在少量白色襯度的B2相，晶粒平均尺寸約為40 μm，由Hall-Petch關系可知，細小的晶粒有利于提升強度與韌度。由圖10（b）可知，基體中彌散分布著較多的細線狀硼化物與點狀的硅化物。由于加入了硼、硅元素，析出相的存在起到形核與釘扎晶界的作用，實現(xiàn)了晶粒的細化，晶粒尺寸遠小于其他鑄造鈦鋁合金。圖10（c）所示XRD結果表明，合金主要由γ相（TiAl）、α2相（Ti3Al）、B2相（Ti2AlNb）構成。由γ相與α2相構成的γ-α2片層結構具有較好的強度與穩(wěn)定性，因此高溫強度與抗蠕變性能較好。B2相是一種硬脆相，但高溫下可以增強合金的變形能力。由顯微組織的組成可以看出，合金的強度較高，但室溫塑性會稍差。

圖10 葉輪顯微組織分析 （a）低倍SEM圖；（b）高倍SEM圖；（c）XRD分析Fig. 10 Microstructure image of impeller as-cast microstructure in BSE mode （a）low magnification SEM image；（b）high magnification SEM image；（c）XRD analysis

圖11為葉輪解剖組織光學顯微圖。由圖11可知，在底注式葉輪中，無論是在軸心部還是葉片，組織都高度相似，沒有發(fā)現(xiàn)明顯的縮孔縮松。這說明整個葉輪在充型后在較短的時間內就實現(xiàn)了充型和凝固，在高倍金相觀察中發(fā)現(xiàn)鑄造組織只存在一些顯微縮孔，如圖11（c）中右上角插圖所示，這些縮孔的尺寸大多集中5～6 μm，在整個縱剖面的金相檢查中發(fā)現(xiàn)了約20處，最大的顯微縮孔如圖11（d）中所示，尺寸達到了22 μm。在熱等靜壓后這些顯微縮孔都已經(jīng)被消除。鑄件中的顯微組織較為均勻，縮孔縮松尺寸較小可消除，滿足使用標準。在側注式葉輪的解剖中，也有相同的結果。

圖11 葉輪解剖組織光學顯微圖 （a）葉輪軸心上部；（b）葉輪軸心下部；（c）葉輪縱剖面上部；（d）葉輪縱剖面下部；（e）葉輪橫剖面上部；（f）葉輪橫剖面下部Fig. 11 Optical micrograph of impeller anatomy （a）upper zone of impeller axial center；（b）lower zone of impeller axial center；（c）upper longitudinal section of impeller；（d）lower longitudinal section of impeller；（e）upper cross section of impeller；（f）lower cross section of impeller

2.4.3 力學性能

為了衡量葉輪的力學性能，在相同的實驗條件下進行了已經(jīng)成熟應用的Ti-48Al-7.5Nb-2.5V-1.0Cr合金的室溫拉伸實驗。圖12為兩者的拉伸曲線，其中Ti-48Al-7.5Nb-2.5V-1.0Cr合金記為7.5，Ti-45Al-8Nb-0.7Cr-0.5Si-0.2B合金記為8。具體數(shù)值如表2所示，附注試棒的室溫拉伸性能方面，合金8的室溫抗拉強度高出合金7.5近100 MPa，但塑性較差，試樣8-1幾乎沒有塑性變形就直接斷裂，這也是TiAl合金的一貫問題，極大地增加了機加工的難度，阻礙了鈦鋁合金的應用。通常鈦鋁合金的室溫塑性達到0.5%以上，其可應用性就會大大提高，因此后續(xù)需要針對合金成分及其組織進行優(yōu)化，來進一步提高室溫塑性。

圖12 熱等靜壓附注試棒室溫拉伸曲線（Ti-48Al-7.5Nb-2.5V-1.0Cr合金記為7.5，Ti-45Al-8Nb-0.7Cr-0.5Si-0.2B合金記為8）Fig. 12 Tensile curves of the attached samples after HIP at room temperature（Ti-48Al-7.5Nb-2.5V-1.0Cr alloy is recorded as 7.5，Ti-45Al-8Nb-0.7Cr-0.5Si-0.2B alloy is recorded as 8）

圖13為高溫拉伸力學性能，同樣進行了兩種合金的高溫拉伸實驗，每個點數(shù)據(jù)由三根拉伸試棒數(shù)據(jù)取平均值與標準差得來。兩種合金在800 ℃到900 ℃時的抗拉強度和屈服強度都是隨溫度下降的。合金8的抗拉強度始終高于合金7.5，在800 ℃時高出120 MPa，在850 ℃與900 ℃時二者抗拉強度接近；800 ℃時合金8 的屈服強度高于合金7.5約70 MPa，在850 ℃與900 ℃時二者屈服強度接近。高溫拉伸結果表明，合金8的高溫力學性能普遍接近或高于目前已經(jīng)成熟應用的合金7.5，滿足服役要求。

表2 熱等靜壓后附注試棒的室溫拉伸性能Table 2 Table 1 Tensile properties of attached samples after HIP at room temperature

圖13 兩種合金高溫拉伸性能 （a）抗拉強度；（b）屈服強度Fig. 13 High temperature tensile properties of the two alloys （a）tensile strength；（b）yield strength

3 結論

（1）模擬仿真計算優(yōu)化了澆注工藝，優(yōu)化后整個澆注系統(tǒng)的縮孔縮松占3.8%，主要存在于澆杯與澆道中，鑄件本體中無明顯縮孔縮松。

（2）檢測與解剖結果表明，葉輪可以完整充型且內部無明顯縮孔縮松，8個葉輪中僅有一個葉輪存在一處較小的縮孔。金相檢測表明葉輪組織中只存在尺寸小于23 μm的顯微縮松與氣孔，與模擬仿真計算結果吻合較好。

（3）熱等靜壓后鑄件室溫抗拉強度約580 MPa，850 ℃高溫拉伸強度約450 MPa，均優(yōu)于同類型已經(jīng)應用的合金，性能滿足要求。