高 峻， 羅 皎， 李淼泉

(西北工業(yè)大學(xué)材料學(xué)院，西安 710072)

提高航空發(fā)動(dòng)機(jī)推重比，同時(shí)有效保證發(fā)動(dòng)機(jī)使用的持久性和可靠性，是發(fā)動(dòng)機(jī)設(shè)計(jì)者的永恒追求。隨著航空發(fā)動(dòng)機(jī)推重比的增加，壓氣機(jī)出口溫度、渦輪前溫度也大幅提升，發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件工作條件越來(lái)越苛刻。發(fā)動(dòng)機(jī)材料的高溫服役性能和自身減重等問(wèn)題變得越來(lái)越突出，為進(jìn)一步提高發(fā)動(dòng)機(jī)結(jié)構(gòu)效益，必須較大程度地改變發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤(pán)和壓氣機(jī)盤(pán)等熱端部件的材料或結(jié)構(gòu)，以滿足其在大應(yīng)力梯度和大溫度梯度環(huán)境下的工作需要［1～3］。

航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤(pán)和壓氣機(jī)盤(pán)工作條件極其特殊。盤(pán)緣接觸高溫氣體，工作溫度約為450～840℃，需要具有良好的持久、蠕變和疲勞裂紋擴(kuò)展抗力;與之相反，盤(pán)心工作溫度相對(duì)較低，但承受較大的離心應(yīng)力，需要具有較高的屈服強(qiáng)度和低周疲勞性能。這就要求盤(pán)體在不同的區(qū)域具有不同尺寸晶粒，以保證其在各自區(qū)域的工作需求，即盤(pán)緣粗晶，盤(pán)心細(xì)晶。雙性能盤(pán)就是在這種設(shè)計(jì)思想下產(chǎn)生，并不斷發(fā)展的。雙性能盤(pán)制造技術(shù)充分優(yōu)化了渦輪盤(pán)和壓氣機(jī)盤(pán)結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)，有效地避免了通過(guò)增加盤(pán)體厚度的方式來(lái)保證材料穩(wěn)定性，實(shí)現(xiàn)了發(fā)動(dòng)機(jī)的減重。美國(guó)、前蘇聯(lián)和英國(guó)等國(guó)家于20世紀(jì)70年代相繼展開(kāi)發(fā)動(dòng)機(jī)用雙性能盤(pán)的研制。然而，由于制造工藝復(fù)雜，尤其是大溫度梯度精確控溫及快速淬火熱處理裝置制造難度非常大，直至1997年，美國(guó)P＆WA公司采用雙重?zé)崽幚砉に?(Dual Heat Treatment)制造出了DTP IN100雙性能粉末盤(pán)，并成功服役于第四代戰(zhàn)斗機(jī)F22的F119發(fā)動(dòng)機(jī)［4］。本文主要介紹了雙性能盤(pán)發(fā)展歷程及未來(lái)發(fā)展方向。

1 雙性能盤(pán)的制造工藝

1.1 雙合金-雙組織雙性能盤(pán)

雙性能盤(pán)最初的研究始于“雙合金-雙組織”型，即在輪緣部位選擇持久、抗蠕變的粗晶合金，而輪轂部位選擇高強(qiáng)度的細(xì)晶合金，將兩種合金通過(guò)焊接、熱等靜壓復(fù)合或超塑性鍛造等方法連接起來(lái)制成雙性能盤(pán)。美國(guó)NASA最先提出了這一構(gòu)想，并通過(guò)HIP方法制得第一塊雙合金-雙性能盤(pán)。雙合金雙性能盤(pán)制備的工藝技術(shù)難點(diǎn)在于如何解決兩種合金結(jié)合區(qū)的“弱連接”問(wèn)題［5］，因?yàn)椤叭踹B接”部位極易形成雙合金盤(pán)的裂紋源，對(duì)于高度強(qiáng)調(diào)安全性的航空發(fā)動(dòng)機(jī)來(lái)說(shuō)，這是個(gè)致命隱患［6］。國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)雙合金盤(pán)開(kāi)展的工作主要集中在過(guò)渡區(qū)的界面失穩(wěn)與強(qiáng)化機(jī)理的研究。

美國(guó)Krueger等在對(duì)比分析了各種雙合金連接方法后，采用超塑性鍛造方法研制了多種雙合金雙性能盤(pán)，見(jiàn)表 1［7］，工藝流程圖見(jiàn)圖 1［8］。不過(guò)經(jīng)鍛造的雙合金結(jié)合區(qū)強(qiáng)度并未得到明顯增強(qiáng)，而且由于異種高溫合金γ'相溶解溫度相差較大，雙合金盤(pán)在后續(xù)熱處理過(guò)程遇到很大困難，沒(méi)有得到較好解決。80年代后期，美國(guó)曾嘗試使用噴射成形的方法制造雙合金-雙性能盤(pán)，該方法可以有效避免在兩種合金結(jié)合區(qū)形成缺陷(如氧化層、結(jié)合不致密等)，但該工藝設(shè)備復(fù)雜，操作難度大，噴射成形的連續(xù)性很難保證［5］。

表1 雙合金雙性能粉末盤(pán)Table 1 Double-properties turbine disc consisting of two alloys

俄羅斯研制雙合金雙性能粉末盤(pán)的主要工藝是HIP擴(kuò)散連接。日本學(xué)者津田修等采用HIP成形+超塑性鍛造工藝，霧化沉積兩種金屬粉末TMP-3/AF115(輪轂/輪緣)，分別經(jīng)HIP成形，然后進(jìn)行超塑性鍛造，再經(jīng)熱處理后，成功制成了機(jī)械性能可達(dá)到發(fā)動(dòng)機(jī)實(shí)際使用水平的雙性能渦輪盤(pán)［9］。

姚澤坤等對(duì)Ti3Al/Ti雙合金-雙性能盤(pán)的制造及連接界面失穩(wěn)與增強(qiáng)機(jī)理進(jìn)行了大量探索性研究(見(jiàn)表2)［10～14］，為制造輕質(zhì)高強(qiáng)雙合金盤(pán)奠定了技術(shù)基礎(chǔ)。Ti3Al金屬間化合物具有良好的高溫強(qiáng)度，密度接近高溫合金的1/2［15，16］，是理想的輪緣材料;Ti合金在中低溫具有較高的強(qiáng)度，適合做輪轂材料。采用真空電子束連接+近等溫鍛造+梯度熱處理強(qiáng)化界面的工藝，雙合金試樣在熱力耦合作用，焊縫處粗大的鑄態(tài)組織被充分破碎，并有強(qiáng)化相析出，兩側(cè)熱影響區(qū)原粗大的晶粒明顯細(xì)化［17］。

圖1 超塑性成形制造雙性能盤(pán)工藝流程圖Fig.1 Process schematic of dual alloy disk manufacture by isothermal forging

表2 Ti3Al/Ti雙合金雙性能盤(pán)Table 2 Double-properties turbine disc consisting of Ti3Al and Ti alloys

文獻(xiàn)［12］對(duì)真空電子束焊接后的 Ti--24Al-15Nb-1.5Mo/TC4雙合金件進(jìn)行熱模鍛造+熱處理強(qiáng)化界面的工藝研究。研究發(fā)現(xiàn)，增加變形量和提高鍛造溫度有利于合金元素在焊縫處的擴(kuò)散，提高雙合金試樣的高溫強(qiáng)度和塑性，使焊縫顯微硬度均勻化。表3給出了經(jīng)1020℃/38%變形(1號(hào)件)和970℃/30%變形(2號(hào)件)，按 700℃/12h，AC 熱處理的拉伸強(qiáng)度和塑性。

表3 試樣的室溫和高溫拉伸性能Table 3 Tensile properties of samples at roomtemperature and high temperature

為探索雙合金盤(pán)熱處理機(jī)制，姚澤坤等發(fā)明了一種雙合金盤(pán)類件電阻加熱梯度熱處理裝置，該裝置由梯度熱處理爐和水冷裝置組成［18］。雙合金盤(pán)盤(pán)緣置于內(nèi)室，通過(guò)電阻絲輻射加熱，盤(pán)芯處于外室，與大氣接觸，依靠盤(pán)件本身的熱傳導(dǎo)獲得熱量，實(shí)現(xiàn)盤(pán)類件的梯度熱處理。大溫度梯度獲得主要依賴在外室內(nèi)盤(pán)芯區(qū)域放置水冷裝置，通過(guò)改變循環(huán)水速率實(shí)現(xiàn)溫度梯度的定量控制。

近等溫鍛+梯度熱處理的方式雖然在一定程度上改善了焊接式雙合金盤(pán)過(guò)渡區(qū)的質(zhì)量，使其強(qiáng)度和塑性得到了提高，但尚不能完全改變焊接熔合區(qū)的鑄態(tài)組織形貌及其缺陷，Ti3Al基合金在熱影響區(qū)形成的粗大晶粒沒(méi)有得到顯著細(xì)化(見(jiàn)圖3)，是導(dǎo)致室溫拉伸發(fā)生脆性斷裂的主要原因，極易成為雙合金盤(pán)裂紋源［17］。

圖3 焊縫的組織形貌Fig.3 Optical micrographs of welded joints

1.2 單合金-雙組織雙性能盤(pán)

由于雙合金-雙性能盤(pán)結(jié)合區(qū)“弱連接”問(wèn)題一直無(wú)法突破，近年來(lái)，采用單合金制備出輪緣和輪轂部位具有不同晶粒尺寸的單合金-雙組織雙性能盤(pán)成為各國(guó)研究的熱點(diǎn)，且美國(guó)已率先開(kāi)發(fā)出DTP IN100雙性能粉末渦輪盤(pán)，并將其成功應(yīng)用在F119發(fā)動(dòng)機(jī)上。

單合金-雙組織雙性能盤(pán)制備的關(guān)鍵在于獲得輪緣粗晶組織和輪轂細(xì)晶組織的同時(shí)，要在過(guò)渡區(qū)域(幅板位置)形成平緩的組織過(guò)渡層，以避免在過(guò)渡區(qū)形成“弱連接”。這種技術(shù)避免了異種金屬連接可能存在的安全隱患，使整個(gè)盤(pán)件的安全系數(shù)顯著提高［19］。美國(guó)GEAE公司曾采用局部熱機(jī)械處理的方法制備AF115雙性能盤(pán)，即盤(pán)芯通過(guò)鍛造獲得細(xì)晶組織，盤(pán)緣不經(jīng)任何處理保持HIP態(tài)粗晶組織。這種方法雖獲得了雙重組織，但鍛造區(qū)與非鍛造區(qū)存在較大的力學(xué)性能不連續(xù)，是一種結(jié)構(gòu)缺陷。

目前，國(guó)際上制造單合金-雙組織雙性能盤(pán)應(yīng)用較多且比較成熟的工藝是雙重組織熱處理(DMHT)［20］，即使用梯度熱處理裝置，通過(guò)控制熱處理溫度與 γ'相溶解溫度的差值，在盤(pán)芯部位形成ASTM 8～12級(jí)細(xì)晶組織，在盤(pán)緣部位形成ASTM 3～6級(jí)粗晶組織。該技術(shù)的關(guān)鍵在于能否在盤(pán)芯和盤(pán)緣之間形成精確的溫度梯度，故熱處理裝置設(shè)計(jì)與制造成為該項(xiàng)技術(shù)的核心。美國(guó)對(duì)U720，IN100，Alloy10，ME209，Rene'104及LSHR等合金進(jìn)行雙性能實(shí)驗(yàn)研究，并獲得了雙重組織［21～23］，如 Wyman-Gordon公司采用DMHT工藝，研制了Alloy10雙性能盤(pán)，即通過(guò)HIP+HEX+ITF獲得細(xì)晶組織，輪轂部分在低于γ'完全固溶溫度下固溶處理，輪緣部分在高于γ'完全固溶溫度上固溶處理，結(jié)果在輪轂部分獲得了細(xì)晶組織，輪緣部分獲得了粗晶組織［4］。

美國(guó)在單合金-雙組織雙性能盤(pán)研究方面投入最大、技術(shù)最先進(jìn)、取得的專利最多［24～29］。目前，有實(shí)際應(yīng)用報(bào)道的是1997年P(guān)＆WA公司采用DHT工藝制造的DPT IN100雙性能粉末盤(pán)，即盤(pán)體經(jīng)過(guò)HEX+ITF處理后，將輪轂和輪緣兩部分同時(shí)固溶處理，輪轂部分溫度低于輪緣部分，可在輪轂部分獲得細(xì)晶組織，輪緣部分獲得粗晶組織［4］。該工藝要求有特殊電氣和軟件控制系統(tǒng)，控制過(guò)程十分復(fù)雜，難度大，制造成本高。關(guān)于該技術(shù)的詳細(xì)介紹尚未向外界公開(kāi)［5］。1994美國(guó)聯(lián)合技術(shù)公司采用盤(pán)芯水冷的方法制造了首個(gè)雙性能盤(pán)熱處理裝置(見(jiàn)圖4)。GE公司于1996年采用盤(pán)緣加熱，盤(pán)芯絕熱內(nèi)封，通過(guò)氣冷盤(pán)芯形成溫度梯度的方法制備雙性能盤(pán)，并成功獲得雙重組織，其熱處理裝置如圖5所示［28］。2002年 GE公司對(duì)該項(xiàng)專利技術(shù)再次升級(jí)［30］。NASA格林研究中心的John Gayda是DMHT技術(shù)的創(chuàng)始人，在雙重組織熱處理雙性能盤(pán)制備及性能測(cè)試方面做了大量研究工作。DMHT技術(shù)提高了工藝的可操作性，降低了雙性能盤(pán)制造成本。該工藝將盤(pán)芯封入絕熱箱，盤(pán)緣置于普通熱處理爐內(nèi)加熱，依靠與盤(pán)芯接觸的導(dǎo)熱墊塊吸熱來(lái)產(chǎn)生溫度梯度，其熱處理裝置如圖6所示。當(dāng)盤(pán)芯達(dá)到設(shè)定溫度時(shí)，將整體盤(pán)進(jìn)行淬火，得到具有不同晶粒度的微觀組織［29］。John Gayda制備的LSHR雙性能盤(pán)盤(pán)芯和盤(pán)緣的平均晶粒度分別為ASTM13和ASTM5［23］。Ladish 公司的 Joe Lemsky 應(yīng)用 DMHT技術(shù)制備了ME209雙性能盤(pán)，盤(pán)芯、過(guò)渡區(qū)和盤(pán)緣的平均晶粒度分別為 ASTM11.7、ASTM11.1和ASTM4.9［22］。

圖6 NASA研制的雙性能盤(pán)熱處理裝置Fig.6 The apparatus for heat-treating dual property disk made from NASA

北京鋼鐵研究總院在借鑒國(guó)外雙性能盤(pán)制備工藝的基礎(chǔ)上，立足國(guó)內(nèi)現(xiàn)有裝備條件，制備出了FGH96雙性能渦輪盤(pán)［19］。其制造工藝為:氬氣霧化(AA)制粉 +HIP壓制 +ITF+DMHT。FGH96合金雙性能盤(pán)的輪緣部位為ASTM 5～6級(jí)粗晶組織，輪轂部位為ASTM 10～11級(jí)細(xì)晶組織，過(guò)渡區(qū)域晶粒度介于ASTM 5～11級(jí)之間，整個(gè)過(guò)渡區(qū)域晶粒組織過(guò)渡平緩，盤(pán)件不同區(qū)域無(wú)異常晶粒長(zhǎng)大。拉伸性能測(cè)試表明:盤(pán)件的強(qiáng)度沿著輪轂-幅板(過(guò)渡區(qū)域)-輪緣方向呈現(xiàn)依次降低趨勢(shì)，過(guò)渡區(qū)強(qiáng)韌度配合良好。表5是該雙性能盤(pán)的力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果。

表5 不同溫度下盤(pán)件不同部位的弦向拉伸性能比較Table 5 Tensile properties of FGH96 dual property disk at different temperatures

蘇祖武、姚澤坤等［31，32］采用預(yù)處理 + 形變熱處理的方法制備了TC11鈦合金雙組織雙性能盤(pán)。通過(guò)預(yù)處理先在毛坯整體形成針狀馬氏體組織，再對(duì)輪緣和輪轂施以不同程度的等溫鍛造變形，最后經(jīng)再結(jié)晶退火，在輪緣形成具有較高蠕變抗力和斷裂韌度的網(wǎng)籃組織，在輪轂形成具有高強(qiáng)度和高低周疲勞性能α+β的等軸組織(見(jiàn)圖11)。整體雙性能盤(pán)的常規(guī)力學(xué)性能滿足使用要求。美國(guó)哥倫布空軍材料實(shí)驗(yàn)室采用組合制坯+等溫鍛造的工藝制備了T-6242合金雙性能壓氣機(jī)盤(pán)［33］。即分別在α+β相區(qū)和β相區(qū)鍛出具有等軸α+β組織的餅坯和具有網(wǎng)籃狀組織的環(huán)坯，經(jīng)電子束焊接成為組合的預(yù)成形坯，然后等溫模鍛而成。兩種Ti合金雙性能盤(pán)性能對(duì)比見(jiàn)表6。

圖6 TC11雙性能盤(pán)不同部位的顯微組織(a)輪緣部位;(b)過(guò)渡部位;(c)輪轂部位Fig.6 Optical microstructures showing in different regions of TC11 dual property disk(a)rim;(b)web;(c)bore

2 雙性能盤(pán)的發(fā)展方向

雙性能盤(pán)經(jīng)歷了20世紀(jì)80年代和90年代兩個(gè)快速發(fā)展階段，其制造工藝已日漸成熟，并在航空發(fā)動(dòng)機(jī)上得到實(shí)際應(yīng)用。進(jìn)入21世紀(jì)后，雙性能盤(pán)在理想合金選擇、梯度熱處理裝置的研發(fā)和新工藝應(yīng)用等方面取得重大進(jìn)展。為了提高雙性能盤(pán)的使用溫度、可靠性和服役壽命，使雙性能盤(pán)在飛機(jī)上大規(guī)模應(yīng)用，提高發(fā)動(dòng)機(jī)推重比，今后尚需在以下方面繼續(xù)發(fā)展。

(1)研制適用于雙重?zé)崽幚?、雙組織熱處理的新型粉末高溫合金和適于形變熱處理的新型高強(qiáng)耐熱鈦合金。DMHT技術(shù)問(wèn)世后，美國(guó)NASA，Ladish等機(jī)構(gòu)和公司相繼對(duì)Alloy10，ME3，ME209和LSHR等第三代粉末高溫合金進(jìn)行DMHT實(shí)驗(yàn)，并獲得了雙組織結(jié)構(gòu)。然而，其過(guò)渡區(qū)的晶粒度變化梯度并未達(dá)到最理想過(guò)渡，說(shuō)明仍需繼續(xù)尋找和研制最適合雙性能化的原始材料。

表6 TC11和Ti-6242合金雙性能盤(pán)的性能數(shù)據(jù)Table 6 Experiment data of TC11 and Ti-6242 alloys dual property disks

(2)研制超細(xì)晶盤(pán)坯。獲得具有雙組織的雙性能盤(pán)件主要包括超細(xì)晶高強(qiáng)度坯料制備和梯度熱處理兩個(gè)工藝過(guò)程，即對(duì)超細(xì)晶坯料進(jìn)行梯度熱處理使盤(pán)緣部分晶粒長(zhǎng)大，獲得粗晶組織。可見(jiàn)，超細(xì)晶盤(pán)坯的制造工藝是研制雙性能渦輪盤(pán)必不可少的前提。然而，獲得超細(xì)晶組織盤(pán)坯困難很大，尤其是獲得ASTM 12級(jí)以上的超細(xì)化晶粒盤(pán)坯。獲得超細(xì)化粉末盤(pán)坯可以通過(guò)超細(xì)粉末制備和大變形促進(jìn)再結(jié)晶細(xì)化晶粒組織來(lái)實(shí)現(xiàn)［34］。

(3)對(duì)DMHT雙組織熱處理裝置進(jìn)行升級(jí)改造。DMHT設(shè)備操作復(fù)雜，尤其在完成盤(pán)件加熱后要在限定時(shí)間內(nèi)進(jìn)行淬火處理，操作難度很大。此外，每制造一種材料和一種尺寸的雙性能盤(pán)，要專門設(shè)計(jì)制造與之匹配的散熱塊，導(dǎo)致其制造成本高，難以量產(chǎn)。因此，要推廣雙性能盤(pán)的應(yīng)用，必須改良發(fā)明可操作性強(qiáng)、生產(chǎn)效率高的DMHT設(shè)備。

(4)開(kāi)展雙性能盤(pán)模擬仿真與優(yōu)化技術(shù)研究。制備高性能雙性能盤(pán)技術(shù)含量高、工藝過(guò)程復(fù)雜，耗資大，因此，可以通過(guò)計(jì)算機(jī)模擬仿真雙性能盤(pán)制造過(guò)程，并對(duì)制造工藝不斷優(yōu)化。如對(duì)等溫鍛造過(guò)程進(jìn)行數(shù)值模擬，探索最優(yōu)的變形工藝參數(shù);建立熱處理數(shù)學(xué)模型，預(yù)測(cè)獲得理想力學(xué)性能的熱處理工藝等。此舉可提高零件成形質(zhì)量、節(jié)約時(shí)間與成本、加速高性能雙性能盤(pán)的研究與開(kāi)發(fā)。

(5)創(chuàng)新無(wú)缺陷組合制坯工藝，突破雙合金連接瓶頸。采用DMHT，DHT和形變熱處理等工藝制造單合金雙性能盤(pán)雖然避免了雙合金雙性能盤(pán)的“弱連接”問(wèn)題，但單一合金產(chǎn)生的雙性能必然受到合金自身性能的約束，并不能完全發(fā)揮雙性能盤(pán)的結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)優(yōu)勢(shì)。只有成功突破雙合金連接技術(shù)瓶頸，制成可實(shí)際應(yīng)用的雙合金雙性能盤(pán)，才能最大程度發(fā)揮雙性能盤(pán)結(jié)構(gòu)效益。目前最具希望的技術(shù)是無(wú)缺陷組合制坯工藝，即通過(guò)噴射成形工藝或激光熔敷成形工藝制備無(wú)結(jié)合缺陷的雙合金組合坯。這兩種工藝雖存在工藝操作難度大，設(shè)備復(fù)雜等特點(diǎn)，且成形質(zhì)量受制粉工藝影響，但卻最具發(fā)展前景。

3 結(jié)語(yǔ)

雙性能盤(pán)符合發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤(pán)和壓氣機(jī)盤(pán)工況特點(diǎn)，使材料的性能潛力得以充分發(fā)揮、盤(pán)件結(jié)構(gòu)效益得到優(yōu)化、盤(pán)體質(zhì)量得以減輕、發(fā)動(dòng)機(jī)推重比得到提高。因此，使用雙性能盤(pán)是發(fā)展大推重比發(fā)動(dòng)機(jī)不可或缺的關(guān)鍵技術(shù)之一，但雙性能研究歷時(shí)不到40年，制造技術(shù)尚不成熟，仍需不斷改進(jìn)、完善和發(fā)展。我國(guó)在雙性能盤(pán)研究領(lǐng)域起步較晚，研究水平與國(guó)際水平存在差距，僅有極少數(shù)單位在此方面涉足。應(yīng)進(jìn)一步加大雙性能盤(pán)研發(fā)力度，以推動(dòng)我國(guó)高性能發(fā)動(dòng)機(jī)的發(fā)展進(jìn)程。

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