電液錘上GH901合金渦輪盤模鍛成形工藝

羅通，楊陽2，陳開勇2，韓宗輝2，徐東，斯慶陽，袁慧，郝曉霞

（1.貴州安大航空鍛造有限責任公司，貴州 安順 561005；2.空軍裝備部駐安順地區(qū)軍事代表室，貴州 安順 561005）

航空發(fā)動機熱端部件、航天火箭發(fā)動機高溫部件及燃氣輪機的高溫耐蝕部件一般采用鎳基高溫合金制造[1—3]，其中GH901是以Fe-43Ni-12Cr為基體，加入鈦、鋁等強化元素形成的時效硬化型鎳基高溫合金，廣泛應用于650 ℃以下工作的航空及地面燃氣渦輪發(fā)動機上，如轉動件、渦輪外環(huán)、堅固件等[4—6]。鎳基高溫合金盤件一般通過模鍛成形，模鍛是應用廣泛的一種鍛造工藝，電液錘既有錘的速度和打擊力，又有液壓機靜壓成形的特點，這符合鎳基高溫合金對變形量、變形速度及鍛造溫度的要求，因此很適合于高溫合金渦輪盤形鍛件的生產(chǎn)[7]。渦輪盤的模鍛既要實現(xiàn)盤件的熱加工成形性又要實現(xiàn)組織性能控制，二者均很重要，同時又互相影響、互相制約，這一特點在大直徑的渦輪盤中體現(xiàn)得更為突出[8]。渦輪盤作為航空發(fā)動機中最重要的轉動件，其產(chǎn)品的性能質量直接制約著發(fā)動機的效率，而鍛造工藝是決定渦輪盤鍛件產(chǎn)品質量的關鍵因素[9—11]。

GH901合金平均晶粒尺寸約為100～200 μm，與其他高溫合金相比，GH901合金的晶粒尺寸較大，晶粒尺寸的變化范圍也更大[12]。GH901合金鍛件的晶粒度大小和均勻程度對鍛件的性能產(chǎn)生直接的影響，由鍛造工藝不當引起的性能不合格問題無法由后期熱處理工藝進行改善[13]。在鍛造生產(chǎn)中，由于GH901合金組織性能對熱加工工藝參數(shù)較為敏感，若鍛造工藝參數(shù)選擇不當，容易形成粗晶、組織不均勻和性能不合格的問題，直接影響鍛件的合格率[14]。GH901合金渦輪盤鍛件的組織性能、成形時型腔的充填情況及質量穩(wěn)定性主要取決于鍛造工藝的控制，因此研究其模鍛成形工藝具有重要的實用價值。

1 模鍛成形工藝方案

1.1 零件工藝難點

某項GH901合金渦輪盤粗加工外形尺寸如圖1所示，圖1a為粗加工鍛件的三維剖視圖，圖1b為粗加工圖。渦輪盤內孔直徑為113 mm，輪轂臺階高度為65 mm，輪輻的上下端面均有凸起的臺階，輪緣部位厚度為32 mm，渦輪盤的最大外徑為Φ475.5 mm，內外徑尺寸跨度達181 mm。盤件截面高低起伏，沿徑向展寬大，增加了工藝設計難度。此外GH901合金對溫度較為敏感，易出現(xiàn)粗晶、變形抗力大及鍛造工藝窗口窄的情況，導致該項渦輪盤鍛件成形難度較高。

圖1 GH901合金渦輪盤鍛件粗加工尺寸圖Fig.1 Rough machining dimension of GH901 turbine disk forging

1.2 試驗用原材料

試驗用GH901合金原材料為Φ250 mm的鍛造車光棒材，采用真空感應+真空自耗重熔的方法冶煉，熱處理制度為：固溶（1090±10）℃×3 h，水冷；一次時效（775±5）℃×4 h，空冷；二次時效（715±5）℃×24 h，空冷。棒材主要化學成分、室溫拉伸性能、高溫拉伸性能、高溫缺口持久性能分別見表1—4，棒材熱處理前后橫截面原始組織見圖2，原材料熱處理前晶粒度為7級，熱處理后晶粒度為2.5級，原材料各項指標滿足技術要求。設計模鍛件時，需結合零件尺寸結構特點，對零件外廓尺寸進行適當放大處理，同時需考慮鍛件流線分布的合理性，避免產(chǎn)生渦流和穿流。鍛件不易填充的凹槽、尖角等區(qū)域需適當放量并用圓角過渡，但出于成本考慮，不宜有過多的機械加工余量。文中利用三維制圖軟件繪制出GH901合金渦輪盤鍛件粗加工的三維模型，對粗加工輪廓作合理放量處理得到模鍛件輪廓，計算出模鍛件體積及最大投影面積，加上毛邊余量、鍛造燒損等消耗，得出所需棒料尺寸為Φ250 mm×285 mm。

表1 原材料主要化學成分（質量分數(shù)）Tab.1 Main chemical composition of raw material (mass fraction) %

表2 原材料室溫拉伸性能Tab.2 Room temperature tensile properties of raw material

表3 原材料高溫拉伸性能Tab.3 High temperature tensile properties of raw material

表4 原材料高溫缺口持久性能Tab.4 High temperature notch rupture properties of raw material

圖2 GH901合金原材料熱處理前后高倍組織Fig.2 Microstructure of GH901 raw material before and after heat treatment

1.3 鍛造工藝路線的確定

制定鍛造工藝路線時，應合理分配鍛造各火次的變形量，確定中間坯形狀。結合該項GH901合金渦輪盤的結構特點，確定成形工藝路線為棒材下料、鐓粗、沖孔、模鍛，圖3為GH901合金渦輪盤鍛件成形工藝簡圖。

圖3 GH901合金渦輪盤鍛件模鍛成形工藝簡圖Fig.3 Forging process diagram of GH 901 turbine disk forging

2 模鍛工藝過程模擬結果與分析

2.1 數(shù)值模擬條件

由于該項鍛件軸對稱，因此采用二維軸對稱模型進行模擬。利用三維制圖軟件繪制坯料及模具模型，圖4為模鍛成形時模具與坯料的裝配示意圖。將坯料及模具模型導入Simufact-2D有限元模擬軟件，采用鋼塑性有限元法，將模具設置為剛性體，摩擦因數(shù)為0.4，根據(jù)貴州安大航空鍛造有限責任公司10 t電液錘實際參數(shù)，錘擊最大能量為280 kJ。錘鍛中錘擊能量存在一定損失，并非全部轉化為坯料變形所需的能量，其轉換效率通常為0.8～0.9[15]，本模擬設置能量轉換效率為0.8。錘擊間隙為2 s，錘擊能量可調整，錘頭質量為1×104kg，模具溫度為250 ℃，環(huán)境溫度為20 ℃。渦輪盤鍛造時，動態(tài)再結晶主要受變形速率和溫度影響，選取合適的鍛造加熱溫度可使坯料更好填充模具，還能提高動態(tài)再結晶體積分數(shù)，降低平均晶粒尺寸分布，獲得性能更優(yōu)良的盤件[16]。當GH901合金加熱溫度在1000～1100 ℃之間時鍛造不易開裂，具有較好的熱加工塑性[17—19]，因此鍛件始鍛溫度設置為1090 ℃。

圖4 數(shù)值模擬模具示意圖Fig.4 Schematic diagram of numerical simulation model

2.2 中間坯高度對成形質量和應變的影響

鐓粗、沖孔獲得的中間坯尺寸將直接影響最終模鍛成形效果，因此合理的中間坯尺寸十分重要。對于棒材而言，鐓粗的高度直接決定了其外廓形狀，結合生產(chǎn)經(jīng)驗，設計了如表5所示的4種中間坯高度方案，比較4種中間坯模鍛的填充效果，從而優(yōu)選出最佳的方案。

表5 中間坯高度和高徑比Tab.5 Height and ratio of height to diameter of intermediate blank

圖5a—d分別為4種方案中間坯模鍛時模具打靠后的填充情況?？梢钥闯觯桨?的鍛件上端面靠內徑輪轂的凸臺兩個尖角部位未充滿，這是由于方案1高徑比小，材料更多沿外徑流動，因此外徑輪緣處完全填充時，靠內徑的輪轂處仍沒有完全填充，同時尖角處金屬冷卻較快、變形抗力和摩擦阻力大，也會導致其充不滿。方案3和4靠內徑的輪轂處填滿，而輪緣處均未充滿，這是由于中間坯高徑比較大，模鍛時材料沿徑向流動的距離加大，且隨著模鍛的進行，坯料表面溫度下降，與模具的摩擦力加大，導致材料更加難以向外徑流動。方案2坯料則完全充滿了模具型腔，余料往內外徑的毛邊槽均勻分布。

中間坯截面的典型點如圖6所示，在坯料截面中心沿徑向分別取3個典型點，比較4種方案中間坯模鍛時該三點的等效應變，S1，S2，S3三點與坯料中心的距離分別為105，175，200 mm。圖7為4種方案中間坯三點的等效應變隨時間的變化曲線，可以看到方案1的S2點等效應變較小，方案2—4的S1和S2點等效應變均達到0.54以上，4種方案外徑的S3點等效應變均達到0.8?？梢钥吹?，高徑比越大，等效應變越大，這是由于高徑比越大，變形程度越劇烈，可知方案2的3個點等效應變值差別不大。

圖6 中間坯截面的典型點Fig.6 Typical point of intermediate blank section

方案2模鍛時截面等效應變分布見圖8，可知，坯料等效應變在0.25～1，整體等效應變分布較為合理。結合坯料的填充情況可知，方案2的中間坯更為合適，因此確定方案2作為模鍛的中間坯。

2.3 錘擊能量對鍛件溫度的影響

2.3.1 鐓粗工序模擬結果與分析

錘擊時采用不同能量的打擊對坯料的溫度分布及應變快慢有顯著影響。為確定合理的錘擊方式，結合貴州安大航空鍛造有限責任公司的10 t電液錘，對4種典型錘擊方式進行數(shù)值模擬，即每錘50%打擊能量、每錘以50%和80%的能量交替打擊、每錘80%、每錘100%打擊能量，能量越大，錘頭打擊的初始速度越大，打擊能量和打擊速度見表6。比較4種打擊能量下坯料在鐓粗階段的溫度分布、典型點的溫度隨時間變化規(guī)律，從而得出較好的鐓粗方案。

圖7 不同中間坯典型點的等效應變Fig.7 Effective strain of typical points with different intermediate blank

圖8 方案2模鍛等效應變Fig.8 Forging effective strain of plan 2

圖9為鐓粗階段坯料以不同能量錘擊的溫度分布，可以看出，不同錘擊能量下坯料的溫度差別主要集中于心部。圖10為不同錘擊能量下高溫區(qū)邊緣與中心的距離曲線，方案A中，坯料心部較寬的區(qū)域溫度在1150～1180 ℃。方案B中，坯料中心沿徑向上的一部分區(qū)域產(chǎn)生了較明顯的溫升，該區(qū)域的溫度達1200 ℃，最遠處與中心相距49 mm，其余較寬的中間區(qū)域溫度分布在1150～1190 ℃。方案C中，坯料中心區(qū)域 1200 ℃的高溫區(qū)進一步擴大，最長達134 mm。方案D中坯料心部高溫區(qū)面積最大，此時沿徑向最長達150 mm。隨著錘擊能量的提高，坯料中心高溫區(qū)明顯沿軸向和徑向擴大。錘擊能量大時，坯料成形時間短，但容易形成較大的溫升區(qū)，影響鍛件的組織性能；錘擊能量小時，成形需要的時間長，但坯料內部不易形成大的溫升區(qū)，但錘擊能量過小時，隨著坯料溫度降低，坯料變形抗力增大，將增加成形難度。

表6 錘擊能量及速度Tab.6 Hammering energy and velocity

圖9 鐓粗階段溫度分布Fig.9 Temperature distribution in upsetting

圖10 不同錘擊能量的高溫區(qū)長度Fig.10 Length of high temperature zone with different hammering energy

坯料在錘擊過程中某處位置的溫度是實時變化的，這種變化會對坯料的內部晶粒組織產(chǎn)生影響。為進一步分析坯料在錘擊過程中溫度變化規(guī)律，在坯料的截面上選取3個典型點，以分析不同錘擊能量下同一點的溫度變化。如圖11所示，取坯料中部的高溫區(qū)P1、中溫區(qū)P2及低溫區(qū)P3三點，將該三點的溫度隨時間的變化作成圖12所示的曲線?？梢钥闯?，靠近坯料外緣的質點P3隨著鐓粗過程的進行，其溫度連續(xù)下降，而坯料內部區(qū)域的P1和P2點則隨著錘擊的進行，其溫度升高。這是由于GH901合金熱傳導系數(shù)低、變形抗力大，鍛造過程中吸收的一部分動能轉為熱能，且心部位置材料溫度很難傳遞出去，隨著錘擊的進行，源源不斷的動能轉化成熱能而導致產(chǎn)生溫升，打擊能量越大，坯料心部所產(chǎn)生的熱量越大。

圖11 坯料截面的典型點Fig.11 Typical points of blank section

圖12 鐓粗過程P1，P2，P3 三點溫度-時間曲線Fig.12 Temperature-time curve of point P1, P2, P3 in upsetting

圖13為坯料鐓粗階段的等效應變，可以看出，坯料整體變形量較大，等效應變多在0.6以上，中心上下端面區(qū)域等效應變最小，這是因為坯料上下端面的中心區(qū)域直接與模具接觸，處于難變形區(qū)，而渦輪盤內部的中心區(qū)域金屬易于向四周流動[20]，因此變形量較大，導致坯料鐓粗時中心區(qū)域表面及心部變形差異大，為了獲得變形量較一致的中間坯，同時便于后續(xù)模鍛更好地成形，該區(qū)域將通過隨后的沖孔工序將其去除。

圖13 鐓粗階段等效應變Fig.13 Effective strain in upsetting

圖14為沖孔時將中間芯料切下的過程，沖孔便于在后續(xù)模鍛中進行定位對中，使模具型腔各處填充均勻，同時還可將鐓粗所產(chǎn)生的變形死區(qū)及高溫區(qū)去除，使中間坯組織更加均勻。

2.3.2 模鍛工序模擬結果與分析

將鐓粗、沖孔后得到的坯料進行模鍛工序的模擬。為得出最佳錘擊的工藝方案，同樣地，模鍛過程中錘擊能量分別按表2的4種方案進行，從而選出合適的模鍛錘擊能量。圖15給出了以上4種錘擊能量下鍛件終鍛時的溫度分布云圖，可以看到，當電液錘以方案A、方案B打擊時，鍛件截面上均未產(chǎn)生明顯的溫升區(qū)，當以方案C、方案D交替打擊時，鍛件截面上靠近輪轂和輪輻的中心區(qū)域（圖中紅圈處）出現(xiàn)了兩個高溫區(qū)。

圖14 坯料沖孔過程Fig.14 Blank punching process

圖15 坯料模鍛階段溫度分布Fig.15 Temperature distribution in blank forging stage

為分析鍛件截面上典型區(qū)域在模鍛過程中的溫度變化，選取如圖16所示的3個點進行溫度追蹤。圖17為該3個點的溫度-時間曲線，可知，高溫區(qū)Q1、Q2和較低溫度區(qū)的Q3在模鍛的開始階段溫度均有小幅上升，而后產(chǎn)生溫降。錘擊能量越低則溫度上升的幅度越小，且最終溫度也越低，反之則越高。打擊能量低時，鍛件整體溫度偏低，這樣不利于材料完成動態(tài)再結晶，而打擊能量過高則導致鍛件局部溫升明顯，鍛件出現(xiàn)晶粒粗大的概率增加，綜合比較之下，采用方案B錘擊時坯料內部不會產(chǎn)生過高的溫度，這種“輕-重-輕-重”的錘擊方式也保證了坯料能夠在有限時間內充分填充型腔，因此方案B是最優(yōu)的錘擊方式。

圖16 鍛件截面的典型點Fig.16 Typical points of forging section

圖17 Q1，Q2，Q3 三點溫度-時間曲線Fig.17 Temperature-time curve of point Q1,Q2,Q3

3 工藝試驗驗證

利用數(shù)值模擬得到的模鍛成形工藝參數(shù)，設計并制造了上模和下模，在10 t電液錘上進行了工藝試驗。模擬得到的鍛件與模鍛實物比較如圖18所示，試驗得出的GH901合金渦輪盤產(chǎn)品無裂紋、表面光潔、充填完好，尺寸精度高，經(jīng)檢測渦輪盤鍛件符合要求，證實了GH901合金渦輪盤鍛件模鍛工藝設計及模擬結果合理、正確。

盤件高倍取樣位置見圖19，鍛件經(jīng)熱處理后，在截面（徑軸面）的典型區(qū)域上切取高倍試樣進行晶粒度檢測，圖20為各區(qū)域高倍組織，經(jīng)檢測各區(qū)域晶粒度均在2—3級之間，均勻性較好。

GH901合金渦輪盤鍛件按標準[4]進行室溫拉伸、高溫拉伸和高溫持久性能測試，其結果見表7—9，結果顯示各項指標符合標準要求，證明該電液錘模鍛工藝方案合理可行。

圖18 最終成形盤件外形Fig.18 Contour of formed plate

圖19 盤件高倍取樣位置Fig.19 Microstructure sampling position of disk

表7 盤件室溫拉伸性能Tab.7 Room temperature tensile properties of disk

圖20 盤件截面高倍組織Fig.20 Microstructure of disk section

表8 盤件高溫拉伸性能Tab.8 High temperature tensile properties of disk

表9 盤件高溫缺口持久性能Tab.9 High temperature notch rupture properties of disk

4 結論

設計了GH901合金渦輪盤的錘上模鍛工藝，通過有限元數(shù)值模擬，分析了不同中間坯高度對模鍛成形填充情況的影響，并得出了最佳的中間坯高度尺寸。對不同錘擊方式下鐓粗、模鍛過程的溫度場進行分析，得出錘擊能量越大，坯料內部越容易產(chǎn)生溫升。當電液錘以“輕-重-輕-重”的模式循環(huán)打擊時，鍛件的溫度場分布較為合理。試驗結果與模擬結果基本一致，GH901合金盤鍛件尺寸一致性較好，各項組織性能結果均符合指標要求，說明文中提出的在電液錘上模鍛成形的工藝是可行的，對該類渦輪盤鍛件的實際生產(chǎn)具有較好的指導意義。