Ti2AlNb合金超塑成形/擴散連接工藝研究

王　斌, 張凱鋒, 蔣少松, 王克環(huán)

(哈爾濱工業(yè)大學(xué) 金屬精密熱加工國家級重點實驗室, 哈爾濱 150001)

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Ti2AlNb合金超塑成形/擴散連接工藝研究

王斌, 張凱鋒, 蔣少松, 王克環(huán)

(哈爾濱工業(yè)大學(xué) 金屬精密熱加工國家級重點實驗室, 哈爾濱 150001)

摘要:為研究Ti2AlNb合金的超塑性及其成形性能,在920～960 ℃溫度區(qū)間,應(yīng)變速率10(-3)-10(-5)s(-1)范圍內(nèi)對該材料的超塑性進行了研究,結(jié)果表明該材料在960 ℃,1×10(-4)s(-1)應(yīng)變速率時具有較好超塑性,最大延伸率可達230%,應(yīng)變速率敏感性指數(shù)為0.31;用Marc軟件模擬了Ti2AlNb合金的3層結(jié)構(gòu)超塑成形過程,對缺陷形成進行分析,分析表明在芯板厚度為面板厚度1/3時,可改善3層結(jié)構(gòu)表面缺陷;用超塑成形/擴散連接工藝實現(xiàn)了Ti2AlNb合金3層結(jié)構(gòu)的制備,并通過改變芯板和外層面板的厚度比改善了3層結(jié)構(gòu)表面缺陷,結(jié)果表明,采用合理的工藝方式及工藝參數(shù)能夠?qū)崿F(xiàn)該合金的空心夾層結(jié)構(gòu)的制備．關(guān)鍵詞: Ti2AlNb合金;超塑性;有限元分析;超塑成形/擴散連接

1988年,印度國防實驗室文獻[1-2]在Ti3Al基合金的增塑增強研究中,發(fā)現(xiàn)了一種成分在Ti2AlNb附近、性能優(yōu)異的有序正交相O相．O相合金基于Ti2AlNb成分,具有CmCm對稱的三元有序正交晶體結(jié)構(gòu),可被認(rèn)為是α2的一種微小的畸變形式,即O相中Nb原子在Ti的亞點陣上進一步有序排列,使α2相基面上的對稱性降低,從而變成正交結(jié)構(gòu)．以O(shè)相為基礎(chǔ)的Ti2AlNb基合金,由于長程有序的超點陣結(jié)構(gòu)減少位錯運動和高溫擴散,使其具有優(yōu)良的高溫性能(比強度、比剛度、高溫蠕變抗力、抗氧化性、耐熱性、阻燃性能),其室溫塑性和斷裂韌性較低．相對于γ-TiAl和α2相合金,其室溫塑性較好,能在700～800 ℃范圍內(nèi)長時間使用,短時使用溫度可高于1 100 ℃,其密度低于鎳基高溫合金,因而已經(jīng)成為最具潛力的航空航天高溫結(jié)構(gòu)材料[3-5]．

超塑成形/擴散連接(SPF/DB)技術(shù)是利用材料在超塑狀態(tài)下流變抗力異常低、流變性能異常高的優(yōu)越特性,通過施加氣壓,使材料在適當(dāng)?shù)膽?yīng)力和應(yīng)變速率下延展,進行構(gòu)件整體成形的工藝過程．該工藝適合進行薄壁復(fù)雜型面構(gòu)件,空心類結(jié)構(gòu)件的成形;在降低結(jié)構(gòu)重量,提高結(jié)構(gòu)完整性和承載效率方面具有獨特的技術(shù)優(yōu)勢,尤其適合于難變形材料[6-7]．在Ti2AlNb合金實用化進程中,超塑成形以及超塑成形/擴散連接技術(shù)是該材料成形加工的理想工藝．國外學(xué)者也一直致力于Ti2AlNb基合金超塑性及超塑成形工藝的研究,由于Ti2AlNb一直作為軍工行業(yè)熱門材料,近幾年國外在Ti2AlNb超塑成形以及超塑成形/擴散連接技術(shù)方面的報道不多,能見到的報道僅限于O相合金超塑變形機理的研究,實際工程應(yīng)用方面鮮有報道．可以預(yù)見,超塑成形技術(shù)將是Ti2AlNb基合金加工成形的有效途徑[8]．本文采用仿真模擬和超塑成形/擴散連接組合工藝對以O(shè)相為主的Ti2AlNb基合金的空心夾層結(jié)構(gòu)制備進行了初步探索.

1Ti2AlNb合金原始板材的微觀組織分析

以中科院金屬研究所提供的名義成分為Ti22Al24.5Nb0.5Mo(at.%)(以下簡稱Ti2AlNb合金)熱軋板材為研究對象,材料終軋溫度為960 ℃,后經(jīng)1 000 ℃, 2 h退火處理,材料密度為5.3 g/cm3．原始板材SEM背散射電子像及EBSD圖像見圖1,背散射電子像襯度與合金各相平均原子序數(shù)有關(guān),原子序數(shù)越大,襯度越亮,反之越暗,由此可知,原始板材主要由兩相或三相組成．對圖中A,B兩點進行EDS分析見表1, A點處Al含量偏大,Nb含量偏小,襯度較暗;B點處Nb含量偏大,Al含量偏小,襯度較亮．由于該合金原始板材退火溫度為1 000 ℃,由Ti22AlxNb(at.%)相圖[9-10](圖2)可知,該溫度處于由α2+β/B2+O三相區(qū)到α2+B2兩相區(qū)的轉(zhuǎn)變溫度附近,因此,理論上構(gòu)成原始板材的兩個主相應(yīng)為α2相和B2相．根據(jù)Al是α相穩(wěn)定元素,Nb是β相穩(wěn)定元素及相關(guān)文獻[11-13],可斷定,圖中Nb含量較少的較暗區(qū)域為α2相,Nb含量較多的較亮區(qū)域為B2相,α2相近乎等軸狀,分布于B2基體內(nèi)．

(a)背散射電子圖像　　　　　　(b)EBSD圖像圖1　原始板材SEM組織(背散射電子像)(軋制面)及EBSD圖像

合金元素At%A點B點Ti59.3146.47Al15.3211.18Nb25.3742.08

圖2　Ti-22Al-xNb 三元系合金相

2Ti2AlNb合金原始板材超塑性測試

超塑拉伸遵循《金屬超塑性材料拉伸性能測定方法》GB/T 24172—2009．設(shè)定拉伸應(yīng)變速率為10-3～10-4s-1,可確定夾頭最大速度1.44 mm/min,最小速度為0.144 mm/min．為計算應(yīng)變速率敏感性指數(shù)m值,需要3組不同速度的試驗,另取一速度0.72 mm/min,分別在920、940和960 ℃ 3個溫度進行試驗,各溫度下工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線見圖3．圖4為延伸率與溫度及應(yīng)變速率關(guān)系,920 ℃時候延伸率較小,材料在該溫度下顯示出超塑性,但其斷后伸長率并不高．隨著溫度的升高,材料的延伸率呈增加趨勢,主要是因為溫度升高可以降低臨界切變應(yīng)力并提高原子的自由能,促進晶界的滑移．在940 ℃、960 ℃時,延伸率隨著應(yīng)變速率降低而增加,960 ℃時低應(yīng)變速率下拉伸,最高應(yīng)變量可達到230%．

(a) 920 ℃不同應(yīng)變速率　　　　　　　(b) 940 ℃不同應(yīng)變速率　　　　　　　　　(c) 960 ℃不同應(yīng)變速率

圖4　斷裂延伸率與溫度和應(yīng)變速率的關(guān)系

根據(jù)式(1)求得10%的流動應(yīng)力見表2,即應(yīng)變?yōu)?0%標(biāo)稱應(yīng)變所對應(yīng)的流動應(yīng)力．

(1)

應(yīng)變速率敏感系數(shù)m的物理意義是阻止縮頸的發(fā)展,維持變形的均勻性．超塑性材料發(fā)生變形時,流動應(yīng)力隨著變形速率的增大而增大．如果在某處發(fā)生頸縮時,該處的應(yīng)變速率便會增大,則該處變形的流動應(yīng)力便會增大,阻止頸縮的進一步擴展．此時變形將會向其它區(qū)域發(fā)展,最終將獲得較大的延伸率．對于超塑性金屬,m=0.3～1.0． m值越大,材料抗頸縮的能力越強,更容易獲得較大的延伸率．根據(jù)式(2)知,m值應(yīng)為應(yīng)力應(yīng)變速率雙對數(shù)曲線的斜率．

(2)

σ10應(yīng)變速率雙對數(shù)曲線見圖5,隨著溫度的升高m值增加,呈現(xiàn)較好的超塑性．在920、940及960 ℃時對應(yīng)m值分別為0.14、0.28和0.31．

圖5　應(yīng)變速率和σ10雙對數(shù)曲線

Ti2AlNb合金的最佳超塑性變形條件:溫度960 ℃,變形速率0.144 mm/min,獲得延伸率高于230%,應(yīng)變速率敏感指數(shù)m為0.31,其最大延伸率和應(yīng)變速率敏感性指數(shù)均滿足SPF/DB工藝要求．

3Ti2AlNb合金3層結(jié)構(gòu)SPF/DB工藝模擬

3.1材料模型

對于超塑性材料,可忽略應(yīng)變硬化行為,變形的本構(gòu)關(guān)系可用Backofen方程來描述[14],表達式為

(3)

采用超塑成型/擴散連接工藝實現(xiàn)3層結(jié)構(gòu)的制備,其工藝過程是先實現(xiàn)3層板材之間擴散連接3層板材之間擴散連接可采用模具密封氣體加載方式實現(xiàn)也可采用模具剛性加載實現(xiàn),然后氣壓成形貼模后形成3層空心結(jié)構(gòu)．3層結(jié)構(gòu)的超塑成形/擴散連接過程有限元模型見圖6,上下模具采用解析剛體,板料壁厚為2 mm．

圖6　3層結(jié)構(gòu)有限元模型

工藝實施中是先進行擴散連接,然后進行超塑成形．由于擴散連接后,焊接部位形成固定連接．有限元分析時對于擴散焊接部位采用綁定約束處理．兩端模具壓邊部分完全固定．成形過程中的接觸分為板料和模具接觸、板料和板料接觸兩種形式,這兩種形式的接觸均采用面接觸類型,板料和模具之間摩擦采用罰函數(shù)準(zhǔn)則,摩擦系數(shù)0.3板料和板料之間采用粘著接觸條件．

實際成形過程中,3層板材之間高溫擴散連接后,在層與層之間由工藝設(shè)計時預(yù)留的氣體通道通入氣體,未擴散連接的部位在氣體脹形力作用下變形,每兩層板之間氣體壓力大小相等,模擬計算時脹形過程按照恒壓脹形處理．其中面板單側(cè)受力,氣體壓力方向垂直于板面指向模具,芯板兩側(cè)均有氣體壓力作用,故無壓力差作用,其壓力分布形式見圖7,芯板超塑成形時采用線性加載,圖中一個箭頭對應(yīng)非焊合位置,兩個箭頭和3個箭頭對應(yīng)焊合點位置,當(dāng)3個箭頭在上方時表示該處中間板下表面焊合,當(dāng)3個箭頭在下方時表示該處中間板上表面焊合.

圖7中間板壓力分布

3.3模擬結(jié)果

采用等厚度板材對3層結(jié)構(gòu)超塑成形過程進行模擬,模擬結(jié)果見圖8,可看出面板和芯板由于受力狀態(tài)不同,變形情況也不同,芯板由于雙向受壓,變形相對面板較困難,所以當(dāng)芯板和面板相同厚度時,在面板焊接位置容易形成三角形內(nèi)凹,成形不完全．

圖8　三層結(jié)構(gòu)成形過程

在擴散連接部位由于中心層對外層的拖拽作用,使得成形零件表面出現(xiàn)嚴(yán)重的溝槽．在這種情況下,繼續(xù)增大脹形壓力,表面溝槽并不能消失,上述成形過程中脹形壓力達到2.5 MPa時達到圖8成形效果,后續(xù)繼續(xù)增大脹形壓力到5 MPa后成形過程停止,成形的表面缺陷沒有得到改善,由此可見僅靠增大成形的壓力并不能消除3層結(jié)構(gòu)的成形缺陷．通過分析發(fā)現(xiàn)為使外層焊接部位展平,需減小芯板的厚度以減小芯板對面板的拖拽作用．將芯板減小到面板厚度的1/3時,成形壓2.5 MPa．

3層結(jié)構(gòu)成形后的等效應(yīng)變分布見圖9,從圖中可看出,芯板等效應(yīng)變值整體高于面板．圖9(b)為芯板焊接部位局部放大圖,最大應(yīng)變值發(fā)生在芯板焊接部位附近,成形過程中由于該部位變形相對集中,易造成該部位過度減薄和局部頸縮,從而導(dǎo)致成形的失敗,所以該位置為成形危險區(qū)．

圖9　3層結(jié)構(gòu)成形后的等效應(yīng)變分布

4Ti2AlNb合金3層結(jié)構(gòu)SPF/DB工藝研究

對Ti2AlNb合金超塑成形/擴散連接工藝進行了研究．根據(jù)上述數(shù)值模擬結(jié)果,設(shè)計3層結(jié)構(gòu)的超塑成形/擴散連接工藝的工藝方案,其內(nèi)部結(jié)構(gòu)設(shè)計形式見圖10, 選擇面板厚度為2 mm,芯板分別設(shè)計為1.5和0.7 mm兩種結(jié)構(gòu)形式．

圖10　3層芯層結(jié)構(gòu)設(shè)計

3層結(jié)構(gòu)零件尺寸設(shè)計為170×150×27 mm,芯層變形時的最大變形量為100%．上述Ti2AlNb合金的超塑拉伸試驗結(jié)果表明該材料在960 ℃具有較高的超塑性,因此該合金3層結(jié)構(gòu)SPF/DB成形溫度選定為960 ℃,擴散連接時間選定為180 min．面板和芯板之間的剛性加載擴散連接壓力為15 MPa．根據(jù)模擬計算結(jié)果,超塑成形氣體加載壓力設(shè)定為2.5 MPa,保壓時間120 min,超塑成形進氣速率設(shè)定為0.1 MPa/10 min．

圖11所示Ti2AlNb合金3層結(jié)構(gòu)樣件其擴散連接部位良好,在超塑脹形時擴散連接接頭沒有被撕開,接頭結(jié)合良好．3層板結(jié)構(gòu)樣件在成形后出現(xiàn)較大的減薄,減薄后的整體厚度分布較均勻,最小壁厚為0.74 mm左右．由于在成形時面板和芯板采用同一厚度,導(dǎo)致成形零件表面出現(xiàn)溝槽,溝槽最大深度達到5 mm,與圖8示模擬結(jié)果一致．

圖11　Ti2AlNb合金3層結(jié)構(gòu)SPF/DB樣件

圖12選定Ti2AlNb合金板材的芯板厚度為0.7 mm,面板厚度2.0 mm．?dāng)U散連接采用平板模具剛性加載,其加載壓力為15 MPa,保壓時間180 min,芯層最大脹形壓力為2.5 MPa,成形溫度為960 ℃,表面溝槽明顯改善．

圖12　Ti2AlNb合金3層結(jié)構(gòu)SPF/DB樣件

5結(jié)論

1)Ti22Al24.5Nb0.5Mo合金在960 ℃時在1×10-4s-1的應(yīng)變速率下顯示出較好的超塑性,其應(yīng)變速率敏感性指數(shù)為0.31,超塑延伸率可達到230%．該合金可采用超塑成形/擴散連接工藝實現(xiàn)3層結(jié)構(gòu)制備．

2)采用等厚度板材進行3層結(jié)構(gòu)超塑成形/擴散連接工藝模擬時,由于芯板對面板拖拽作用,導(dǎo)致表面形成很深的溝槽．為減小芯板對面板在變形時的拖拽作用,可適當(dāng)降低芯板厚度,當(dāng)芯板厚度為面板厚度的1/3時,可避免表面缺陷的產(chǎn)生．

3)采用超塑成形/擴散連接工藝實現(xiàn)Ti22Al24.5Nb0.5Mo合金3層結(jié)構(gòu)件的制備,有限元分析的結(jié)果和工藝實驗結(jié)果吻合較好,通過模擬結(jié)果指導(dǎo)了工藝的設(shè)計,避免了3層結(jié)構(gòu)溝槽缺陷的產(chǎn)生．

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(編輯王小唯苗秀芝)

Research on superplastic forming/diffusion bonding technology of Ti2AlNb alloy

WANG Bin, ZHANG Kaifeng, JIANG Shaosong, WANG Kehuan

(National Key Laboratory for Precision Hot Processing of Metals, Harbin Institute of Technology, Harbin 150001, China)

Abstract:In order to study the Ti2AlNb alloy superplastic forming and its performance, the materials with temperature range in 920～960 ℃ and rate of strain 10(-3)～10(-5) s(-1) within the scope of superplasticity are studied.The results show that the material at 960 ℃, 1×10(-4) s(-1) when the strain rate has a good superplasticity with maximum elongation rate reaching 230% and strain rate sensitivity index 0.31. Marc software was used to simulate the three layers structure of Ti2AlNb alloy superplasticy forming process, and the formation of defects was analysed. The analysis results show that the 1/3 of the core sheet thickness of the face sheet thickness, can effectively improve the three layers structure of surface defects; Combined with superplastic forming/diffusion bonding process,it realizes Ti2AlNb alloy the preparation of three layers structure, and improves three layers structure surface defects by changing the core sheet and the thickness of the face sheets.The results show that using reasonable technology and process parameters can achieve the preparation of hollow sandwich structure of the alloy.

Keywords:Ti2AlNb alloy; Superplasticity; Finite element analysis; SPF/DB

中圖分類號:TG146.2+3

文獻標(biāo)志碼:A

文章編號:0367-6234(2016)05-0072-05

通信作者:王斌, 15601287047@163.com.

作者簡介:王斌(1976—),男,博士研究生,高級工程師;張凱鋒(1951—),男,教授,博士生導(dǎo)師.

基金項目:國防基礎(chǔ)科研重大項目(C0420110002).

收稿日期:2015-01-05.

doi：10.11918/j.issn.0367-6234.2016.05.011