基于有限元模擬的Ti-55531鈦合金等溫模鍛不均勻變形

劉璐，張曉泳，李志友，周科朝

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基于有限元模擬的Ti-55531鈦合金等溫模鍛不均勻變形

劉璐，張曉泳，李志友，周科朝

(中南大學(xué)粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083)

利用有限元模擬的方法，研究不同變形條件下Ti-55531合金等溫模鍛過程中的變形及組織不均勻性。通過調(diào)整變形參數(shù)，得到具有理想微觀組織的鍛件，并用于指導(dǎo)具體實(shí)驗(yàn)。構(gòu)建具有腹板和加強(qiáng)筋的T型結(jié)構(gòu)進(jìn)行模擬，模擬結(jié)果表明，在變形溫度為805 ℃、變形速率為0.05 mm/s的條件下進(jìn)行等溫模鍛，鍛件成形性最好，且腹板處的α相破碎成球狀，而加強(qiáng)筋處的α相保留部分原始細(xì)針狀的不均勻性組織。這種差異性可以使鍛件的加強(qiáng)筋強(qiáng)度較高，腹板處韌性較好，達(dá)到通過變形不均勻性調(diào)控微觀組織形貌的目的。

Ti-55531鈦合金；等溫模鍛；有限元模擬；不均勻性；α相

Ti-55531鈦合金是俄羅斯VSMPO與歐洲空客公司聯(lián)合開發(fā)并應(yīng)用于飛機(jī)A380的一種新型鈦合金，其名義成分為Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr[1?2]。該合金淬透性好，不會產(chǎn)生明顯的成分偏析，且具有更高的強(qiáng)度和斷裂韌性，因此比較適用于機(jī)翼、吊掛接頭、起落架等需要承受巨大應(yīng)力的零部件[3?4]。等溫鍛造是一種重要的鈦合金構(gòu)件成形工藝[5]。在等溫鍛造過程中，模具與工件始終保持相同的溫度，避免了模具激冷和局部過熱，同時通過控制溫度和變形速率等條件，能夠有效降低合金變形抗力和鍛造載荷要求，提高工件成形性能，同時獲得理想的顯微組織和力學(xué)性能[6]。利用等溫鍛造可以鍛出復(fù)雜形狀的鍛件，但也因鍛件形狀的復(fù)雜性，導(dǎo)致在鍛造過程中不可避免地存在變形不均勻的情況。國內(nèi)外許多學(xué)者就如何抑制等溫鍛造工藝中的變形不均勻性做了大量研究。洛陽船舶材料研究所的曲銀化等[7]通過研究等溫鍛造技術(shù)中鍛造參數(shù)、潤滑劑選用、預(yù)成形設(shè)計等工藝設(shè)計及研究模具選材和設(shè)計對等溫鍛造過程的影響，得到顯微組織更加均勻的鍛件。上海大學(xué)的王芝英等[8]認(rèn)為等溫鍛造過程中密切控制加工參數(shù)(如鍛造溫度和應(yīng)變率等)能使產(chǎn)品具有均勻一致的微觀組織和優(yōu)良的力學(xué)性能。TETSUI[9]對TiAl葉片的加工進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)等溫鍛造鑄錠可以制備適合零件鍛造的組織細(xì)小均勻的材料。然而，等溫鍛造的航空結(jié)構(gòu)件在實(shí)際應(yīng)用中各部位的服役條件不同，使其各部位所需力學(xué)性能不同。例如，機(jī)身框架的腹板部位需要斷裂韌性，加強(qiáng)筋部位需要高強(qiáng)度等。為達(dá)到力學(xué)性能的差異，各部位應(yīng)設(shè)計不同的顯微組織。若在等溫模鍛過程中，合理設(shè)計初始組織、模具和坯料形狀及變形條件，就能有效利用模鍛的不均勻變形實(shí)現(xiàn)針對性地控制局部的塑性流變及變形組織演變特征，得到與服役性能分布要求一致的局部組織，達(dá)到性能傾向性調(diào)控的效果。目前，許多國內(nèi)外學(xué)者利用有限元模擬手段為優(yōu)化等溫鍛造工藝與節(jié)約生產(chǎn)成本提供了有效途徑[10?12]。本文利用有限元手段構(gòu)建具有加強(qiáng)筋與腹板的典型框架結(jié)構(gòu)，對Ti-55531合金的等溫模鍛過程進(jìn)行仿真模擬，分析等溫模鍛過程中變形的不均勻性，通過變形不均勻性來預(yù)測微觀組織的形貌演變并加以驗(yàn)證。

1 仿真與試驗(yàn)過程

1.1 初始仿真模型的建立

本文針對由腹板和加強(qiáng)筋組成的T型結(jié)構(gòu)這一在航空領(lǐng)域廣泛應(yīng)用的典型承力結(jié)構(gòu)，開展等溫模鍛不均勻性變形的有限元仿真研究，其結(jié)構(gòu)如圖1所示。首先采用SolidWorks對其進(jìn)行建模，然后導(dǎo)入Deform-3D進(jìn)行有限元模擬。

為更直觀反映腹板和加強(qiáng)筋變形與組織的差異，將成形后的工件沿圖1(b)所示部位進(jìn)行模擬切割，去掉飛邊槽內(nèi)余料部分，得到圖1(c)所示的工件形狀，并將其劃分為如圖1(c)所示的區(qū)域。

1.2 材料特性及模擬過程參數(shù)

Ti-55531合金坯料由湖南省湘投金天鈦業(yè)科技有限公司提供(β相變點(diǎn)溫度(825±5) ℃)，并選用由上海藍(lán)鑄特種合金材料有限公司生產(chǎn)的GH44鋼作為模具材料，具體模擬材料參數(shù)如表1所列。

原始坯料形狀如圖1(a)所示，尺寸為80 mm×60 mm×16 mm。劃分網(wǎng)格數(shù)130000個，采用最小單元邊長的1/3設(shè)定步長，步長為0.096 mm。設(shè)置模擬總步數(shù)為200步，坯料與模具之間的傳熱系數(shù)為5 N/(s?mm?℃)。為使模具能夠充分容納金屬余量，并使金屬更好地填充模腔，在模具上設(shè)計寬度為7.5 mm，深度為2 mm的飛邊槽。

圖1 模擬過程及最終鍛件示意圖

表1 模擬材料特性參數(shù)[13]

1.3 本構(gòu)方程

本構(gòu)關(guān)系用于表征在塑性變形過程中應(yīng)力、應(yīng)變、溫度之間的關(guān)系。圖2所示為Ti-5531合金初始組織的顯微形貌，由圖可知，合金的初始組織為針片α相組織。通過熱模擬實(shí)驗(yàn)，可以得到Ti-55531合金在壓縮溫度為750~825 ℃、應(yīng)變速率為0.001~1 mm/s下的真應(yīng)力?應(yīng)變曲線。采用Sellars和Tegart提出的本構(gòu)模型[14]表征變形溫度和應(yīng)變速率對材料流變應(yīng)力的影響規(guī)律，構(gòu)建出Ti-55531合金的本構(gòu)方程：

1.4 模擬過程

初始坯料與模具通過SolidWorks建模后導(dǎo)入Deform-3D進(jìn)行有限元模擬。在模擬過程中，我們進(jìn)行如下假設(shè)：

(1) 所用合金成分均勻，各向同性無偏析；

(2) 視模具為不變形剛體，忽略其彈性變形；

(3) 在鍛造過程中坯料與模具處于嚴(yán)格的等溫狀態(tài)，其加熱與散熱保持動態(tài)平衡；

(4) 摩擦因子視為不隨變形條件改變而變化的恒定值。

本研究中的等溫模鍛過程分2組進(jìn)行模擬，分別研究變形溫度和速率對鍛件成形后的溫度場、等效應(yīng)力和等效應(yīng)變的影響。具體方案如下：

(1) 變形速率為0.05 mm/s，摩擦因子為0.25，取變形溫度為765，785，805和825 ℃；

(2) 變形溫度為805 ℃，摩擦因子為0.25，取變形速率為0.01，0.05，0.1和1 mm/s。

2 模擬結(jié)果與分析

2.1 變形溫度的影響

圖3所示為變形速率為0.05 mm/s和摩擦因子為0.25時不同變形溫度下的溫度場分布截面圖。由圖可看到，在變形過程中，由于外力作用的功轉(zhuǎn)化為變形熱，坯料均出現(xiàn)了不同程度的溫升效應(yīng)。溫升效應(yīng)在維持鍛造溫度和延長可鍛時間等方面是有利的，但是同時也會引起組織過熱等不利影響[15]。隨變形溫度升高，Ti-55531的流動性得以提高，更易于成形，溫度場分布也更加均勻，可發(fā)現(xiàn)鍛件的最大溫升由765 ℃時的16 ℃降低至825 ℃時的10 ℃。825 ℃時的溫升效應(yīng)最小，然而在進(jìn)行鍛造時，坯料的實(shí)際變形溫度已經(jīng)超過β相轉(zhuǎn)變點(diǎn)，這容易導(dǎo)致因β晶粒的異常長大而引起的力學(xué)性能惡化，在實(shí)際設(shè)定模鍛溫度時應(yīng)考慮這一因素帶來的影響。相比之下在805 ℃變形時，溫升效應(yīng)較小，整個鍛件溫度只升高13 ℃。

圖3 不同變形溫度下的溫度場分布截面圖

圖4所示為不同變形溫度下的等效應(yīng)力場分布截面圖。由圖可以看到，成形后的鍛件應(yīng)力場在腹板區(qū)域和加強(qiáng)筋區(qū)域呈遞減趨勢。以805 ℃變形時為例(圖4(c))，腹板兩側(cè)邊緣處的應(yīng)力超過175 MPa；腹板兩側(cè)其它區(qū)域的應(yīng)力在100~125 MPa之間；腹板中心位置的應(yīng)力在75~100 MPa之間；而加強(qiáng)筋的應(yīng)力在50~75 MPa之間。比較鍛件各部位的應(yīng)力可以發(fā)現(xiàn)，升高溫度使等效應(yīng)力下降，且最大等效應(yīng)力從765 ℃時的642 MPa下降至825 ℃時的487 MPa。這是因?yàn)楦拱鍍蓚?cè)的金屬流動性較差，變形抗力較高，而加強(qiáng)筋部位的金屬流動性較好。

圖4 不同變形溫度下的等效應(yīng)力場分布截面圖

圖5所示為不同變形溫度下的等效應(yīng)變分布截面圖。以805 ℃為例(圖5(c))，可以看到鍛件的應(yīng)變在腹板兩側(cè)邊緣處最大超過了2.63；加強(qiáng)筋處的應(yīng)變最小，低于0.75；而腹板兩側(cè)靠中間的區(qū)域應(yīng)變較大，在1.13~1.5之間。隨變形溫度升高，最大等效應(yīng)變與最小等效應(yīng)變的差值總體呈下降趨勢，從765 ℃時的23.229下降至825 ℃時的20.607，這表明溫度的升高使得鍛件變形更加均勻，大變形區(qū)域減小。在805 ℃下變形時，相比較低的溫度，腹板中心應(yīng)變較大的區(qū)域已經(jīng)明顯減小，更有利于鍛造變形。

圖5 不同變形溫度下的等效應(yīng)變場分布截面圖

由上述模擬結(jié)果可以看到，溫度的升高，使得鍛件溫升效應(yīng)降低，等效應(yīng)力/應(yīng)變下降。由于坯料在填充模具的過程中會形成局部塑性流變差異，使得鍛件的溫度場和應(yīng)力/應(yīng)變場呈差異性分布。在805 ℃變形時，這種差異在腹板兩側(cè)、腹板中心及加強(qiáng)筋3個區(qū)域達(dá)到了較理想的傾向性不均勻化設(shè)計效果：腹板處的應(yīng)力/應(yīng)變大，加強(qiáng)筋處的應(yīng)力/應(yīng)變小，且兩處區(qū)域性差異明顯，可進(jìn)而預(yù)測其引起的局部變形組織差異。在805 ℃變形時，腹板區(qū)域應(yīng)力/應(yīng)變較高，加強(qiáng)筋區(qū)域應(yīng)力/應(yīng)變較低?？梢灶A(yù)測腹板處α相的破碎程度較高，由初始的細(xì)針α相破碎為球狀，而加強(qiáng)筋處細(xì)針α相的破碎程度較低。

圖6 在T型件上選取進(jìn)行顯微形貌分析部位的示意圖

以框架結(jié)構(gòu)為例，為達(dá)到可靠的模擬結(jié)果，本研究進(jìn)行了等溫模鍛試驗(yàn)驗(yàn)證。按照前文中Solid Works建模的模型，得到與模擬一致的坯料與模具，在其表面涂覆一層Txy-1型玻璃潤滑劑(北京天力創(chuàng)有限公司生產(chǎn))，周圍包裹石棉保溫層后，置入電阻絲爐中分別加熱至765 ℃與805 ℃并保溫2 h，最后在液壓機(jī)上進(jìn)行等溫模鍛，將鍛件取如圖6所示的兩個位置進(jìn)行掃描電鏡分析，得到如圖7所示的顯微組織形貌。

從圖7中可以看到，Ti-55531的顯微組織由α相和β相組成，初始組織為細(xì)針α相組織，在765 ℃與805 ℃變形后均發(fā)生了α相的破碎/球化。比較不同變形溫度相同應(yīng)變量的顯微形貌可以發(fā)現(xiàn)，變形溫度的升高使α相的體積含量顯著降低，α相的破碎與球化程度顯著提高。比較相同變形溫度下鍛件上變形量不同的部位可以發(fā)現(xiàn)，在鍛件腹板等應(yīng)變量大的部位，α相的破碎程度更高。在T型鍛件上，腹板位置的破碎/球化程度較加強(qiáng)筋處的更高(圖7(b)和(d))，α相幾乎完全被破碎，大部分已發(fā)生了明顯的球化，且分布彌散均勻；T型件的加強(qiáng)筋部位因應(yīng)變量較小，還保留著部分針狀α相，這與前文中由有限元模擬結(jié)果引出的預(yù)測基本吻合，達(dá)到了通過變形不均勻性調(diào)控微觀組織形貌的目的。

2.2 變形速率的影響

圖8所示為變形溫度為805 ℃和摩擦因子為0.25時坯料在不同變形速率下的溫度場分布截面圖。從圖中可以看到，隨變形速率增加，鍛件的溫升效應(yīng)逐漸增大。這是因?yàn)樽冃嗡俣鹊脑黾邮构ぜc模具之間及工件內(nèi)部的熱傳遞時間縮短，由摩擦引起的熱效應(yīng)不斷增強(qiáng)[16]。在0.1 mm/s與1 mm/s的速度下變形時，鍛件的最高溫度都超過了Ti-55531合金的β相轉(zhuǎn)變點(diǎn)825 ℃，所以在實(shí)際鍛造中應(yīng)選擇較低的速率進(jìn)行模鍛，以免引起晶粒的異常長大。與改變坯料的變形溫度相比，變形速度的改變對溫度場的分布起到更為重要的作用。

圖9所示為不同變形速率下的等效應(yīng)力場分布截面圖。由圖9可以看到，在0.01 mm/s速率下變形時，腹板處應(yīng)力為50~75 MPa，加強(qiáng)筋為25~50 MPa。變形速度增大，使鍛件的應(yīng)力分布不均勻，在0.05 mm/s下變形時，腹板兩側(cè)應(yīng)力為100~125 MPa；腹板中心為75~100 MPa；加強(qiáng)筋區(qū)域?yàn)?0~75 MPa。而速度增大到1 mm/s時，加強(qiáng)筋上的應(yīng)力從200 MPa遞減至100 MPa。隨變形速度增加，模鍛過程時間變短，合金的再結(jié)晶軟化來不及完成，使得坯料等效應(yīng)力明顯增大。

在0.01 mm/s下變形時，其腹板和加強(qiáng)筋處的等效應(yīng)力呈兩區(qū)域差異性均勻分布，可推測這兩個區(qū)域的微觀組織也呈差異性均勻分布，最能滿足調(diào)控微觀組織分布的要求。但實(shí)際生產(chǎn)中0.01 mm/s的變形速率會使鍛造時間過長，選用0.05 mm/s的變形速率更為合適。

圖10所示為不同變形速率下的等效應(yīng)變分布截面圖。以0.05 mm/s速度下的變形為例(圖10(b))，鍛件腹板兩端的等效應(yīng)變最大，達(dá)到2.63以上；加強(qiáng)筋處的等效應(yīng)變最小，在0.75以下；而腹板兩側(cè)靠中間的區(qū)域應(yīng)變較大，在1.13~1.5之間。當(dāng)速度增大到1 mm/s時，腹板中心處的應(yīng)變較大，達(dá)到了1.5~1.88。比較不同變形速率下的應(yīng)變場分布圖可以看到，隨變形速度增大，變形后鍛件的最大等效應(yīng)變從0.01 mm/s時的11.3，增大到了1 mm/s時的25.5。而最大等效應(yīng)變與最小等效應(yīng)變的差值也呈增大趨勢。這表示鍛件的變形不均勻性增大，特別是腹板邊緣及飛邊槽部位。較低的變形速率有利于鍛件變形的均勻性，也有利于實(shí)現(xiàn)腹板和加強(qiáng)筋組織針對性調(diào)控的要求，但過低的變形速率會導(dǎo)致鍛件成形時間長[17?19]，對于Ti-55531合金等溫模鍛，選取0.05 mm/s的速度進(jìn)行鍛造更有利于變形。

為比較不同變形速率和應(yīng)變量對鍛件組織形貌的影響，將變形速率為0.1 mm/s與0.05 mm/s的樣品仍按照圖6所示的兩個位置進(jìn)行掃描電鏡分析，得到如圖11所示的顯微組織形貌。從圖11中可以看到，應(yīng)變速率的降低，使得α相的破碎和球化程度增大，更利于組織的均勻性。而比較相同變形速率下鍛件上變形量不同的部位也可以發(fā)現(xiàn)，鍛件腹板位置應(yīng)變量較大，其α相的球化與破碎程度更高，更能夠得到韌性較好的組織。而加強(qiáng)筋位置的應(yīng)變量較小，α相破碎不完全，此處強(qiáng)度較高。結(jié)合溫度對鍛件組織的影響發(fā)現(xiàn)，在變形溫度為805 ℃和變形速率為0.05 mm/s的條件下變形時，鍛件的腹板和加強(qiáng)筋部位組織的差異性達(dá)到了通過變形不均勻性調(diào)控微觀組織形貌的目的。

圖7 Ti-55531合金T型件的顯微形貌

圖8 不同變形速率下的溫度場分布截面圖

圖9 不同變形速率下的等效應(yīng)力場分布截面圖

圖10 不同變形速率下的等效應(yīng)變場分布截面圖

圖11 Ti-55531合金T型件顯微形貌

3 結(jié)論

1) 鈦合金的等溫模鍛過程可通過有限元模擬進(jìn)行工藝參數(shù)的設(shè)置，通過對Ti-55531合金在不同變形溫度下進(jìn)行有限元模擬可以發(fā)現(xiàn)，變形溫度升高可以抑制溫升效應(yīng)，使α相動態(tài)再結(jié)晶程度增加，等效應(yīng)力下降。同時可降低鍛件的鍛造載荷，但實(shí)際鍛造時應(yīng)避開合金的相變點(diǎn)。805 ℃鍛造時，鍛件的成形較好，且鍛件的加強(qiáng)筋與腹板應(yīng)力、應(yīng)變呈均勻差異性分布，有利于實(shí)現(xiàn)對腹板與加強(qiáng)筋的組織形貌進(jìn)行針對性調(diào)控的目的。

2) 降低變形速率可以使鍛件變形更為均勻，降低鍛造所需載荷。然而過慢的速率會使鍛造時間過長，對于Ti-55531鈦合金等溫模鍛，選取0.05 mm/s的速率進(jìn)行鍛造更為合適。較低的變形速率可使鍛件的組織分布更加均勻，有利于調(diào)控鍛件腹板和加強(qiáng)筋組織的差異性。

3) 變形過程的模擬結(jié)果顯示，鍛件腹板位置的應(yīng)變量大，加強(qiáng)筋位置的應(yīng)變量小，由模擬結(jié)果預(yù)測到兩個部位的組織形貌不同，結(jié)合實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證得到腹板處的α相球化破碎較為完全，組織分布均勻；加強(qiáng)筋處的α相沒有完全破碎球化，部分呈針狀。這樣的組織特征可以得到加強(qiáng)筋強(qiáng)度高，腹板處韌性好的理想 鍛件。

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(編輯 高海燕)

Inhomogeneity deformation in isothermal forging process of Ti-55531 titanium alloy based on finite element simulation

LIU Lu, ZHANG Xiaoyong, LI Zhiyou, ZHOU Kechao

(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

Inhomogeneity deformation of Ti-55531 alloy in isothermal forging process under different deformation conditions was investigated by the finite element simulation method. By manipulating the deformation parameters, forgings with the ideal microstructures were accessible, which can serve as practical references for specific experiments. The simulation that building structures with web and stiffener shows that the forgings reach their best formability when deformed at the temperature of 805 ℃ and rate of 0.05 mm/s. Furthermore, in this process, thin α phases on the web are broken-up and changed into globular α completely, while the globularization process of the α phase on stiffener is incompletely. Consequently, such differences can improve the tensile strength of the forgings with tougher stiffener and web, making it possible to change the microstructures through the inhomogeneity deformation.

Ti-55531 alloy; isothermal forging; finite element method; inhomogeneity; α phase

TG316

A

1673-0224(2017)02-159-10

粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室自主課題

2016?03?07；

2016?03?30

張曉泳，副研究員，博士。電話：0731-88836624；E-mail: zhangxiaoyong@csu.edu.cn.