基于ABAQUS的近α型Ti-1100合金熱變形有限元分析

2024-01-08 06:42:32朱文進樸榮勛王文松

鈦工業(yè)進展 2023年5期

朱文進，樸榮勛，王文松

(安徽理工大學機械工程學院，安徽淮南 232001)

近α型鈦合金具有高比強度、良好的耐腐蝕性能以及優(yōu)異的耐高溫性能，廣泛用于制作飛機發(fā)動機壓縮機盤件和機匣等部件[1-3]。混合元素粉末冶金是一種低成本制備鈦合金部件的有效方法。以氫化鈦粉為主要原料，通過粉末冶金可以有效控制冶金過程中的氧含量，解決氧污染問題，并得到微觀結構和性能良好的鈦合金部件[4-8]

熱模擬試驗是研究材料熱變形行為的常用方法，所測得的應力–應變曲線數據可用于分析材料的變形行為。但通過該方法只能對材料進行宏觀受力分析，難以掌握材料內部溫度、應力及應變的分布情況，因此需要通過有限元模擬對合金內部的應力–應變進行表征，分析合金的變形行為。楊川等人[9]對粉末冶金高溫合金FGH96試樣進行了熱壓縮試驗，對熱壓縮變形過程進行了有限元模擬，并根據試樣變形程度的不同將其分為鼓形區(qū)域、中心區(qū)域和頂部區(qū)域。試樣鼓形區(qū)域受拉應力作用，中心部位變形量最大，兩端變形量最小。Wang等人[10]對α型鈦合金Ti-4.2Al-0.005B的熱壓縮過程進行了有限元模擬，發(fā)現改變應變速率會導致試樣內部產生不同程度的溫升，并且低溫低應變速率下出現的流變軟化是由溫升引起的。Xiao等人[11]對近α型TA15鈦合金的熱壓縮過程進行了有限元模擬，結果表明合金內部出現的溫度梯度會引起鼓形區(qū)域產生嚴重變形，導致測得的流變應力小于真實值。

前期研究中已對采用氫化鈦粉制備的Ti-1100合金進行了熱壓縮試驗，分析了合金熱變形行為，并得到適合該合金的熱加工窗口[12-13]：(1000~1050) ℃/(0.01~0.165) s-1。然而，高溫熱模擬試驗僅可用于宏觀層面的分析，對于合金內部的變形情況難以準確把握。為了進一步研究粉末冶金法制備的近α型Ti-1100合金內部不同變形區(qū)的熱變形規(guī)律，基于ABAQUS軟件進行熱壓縮有限元分析，計算合金內部不同變形區(qū)的溫度場、應力–應變場分布，研究熱加工參數對溫度、應力–應變分布的影響規(guī)律，以期為Ti-1100合金熱加工工藝的制定提供可靠依據。

1 有限元模擬

以氫化鈦粉為原料，采用粉末冶金–熱等靜壓法制備近α型Ti-1100合金。圖1為所制備的Ti-1100合金的典型顯微組織，主要由不規(guī)則形狀的α相和α相邊界處的β相組成。

圖1 Ti-1100合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of Ti-1100 alloy

參照前期的研究工作[12-13]，對制備的Ti-1100合金試樣進行恒溫恒應變速率的熱壓縮試驗。將熱壓縮試樣沿徑向切割，用SiC砂紙打磨后拋光，再用Kroll試劑腐蝕。采用DMM-490C光學顯微鏡（OM）進行顯微組織觀察。結合熱模擬壓縮試驗[12-13]，采用ABAQUS有限元軟件的熱力耦合模型[16]對熱壓縮變形過程進行有限元模擬。

圖2為在ABAQUS有限元軟件中建立的Ti-1100合金試樣三維模型。其中，試樣尺寸為φ12 mm×8 mm，上下壓板尺寸均為φ20 mm×2 mm。

圖2 Ti-1100合金試樣的幾何模型Fig.2 Geometric model of Ti-1100 alloy sample

根據不同變形條件下Ti-1100合金的流變應力曲線得到其應力–應變參數[12-13]，結果見表1~3。將應力–應變參數作為屬性參數輸入到有限元模型中，其中Ti-1100合金的熱物性參數分別為：密度4.53 g/cm3，熱導率10 W/(m·K)，比熱容545 J/(kg·K)，室溫楊氏模量119 GPa，泊松比0.3[28]。

表1 應變速率為0.01 s-1時Ti-1100合金試樣在不同變形溫度下的應力–應變參數Table 1 Stress-strain parameters of Ti-1100 alloy specimens at different deformation temperatures and strain rate of 0.01 s-1

表2 應變速率為0.1 s-1時Ti-1100合金試樣在不同變形溫度下的應力–應變參數Table 2 Stress-strain parameters of Ti-1100 alloy specimens at different deformation temperatures and strain rate of 0.1 s-1

表3 應變速率為1 s-1時Ti-1100合金試樣在不同變形溫度下的應力–應變參數Table 3 Stress-strain parameters of Ti-1100 alloy specimens at different deformation temperatures and strain rate of 1 s-1

金屬熱壓縮過程中，會因塑性變形和摩擦而產生溫升，其中塑性變形為熱量的主要來源。采用庫倫接觸模型模擬熱壓縮過程中的接觸行為，假設摩擦系數恒定為0.1，接觸方式為硬接觸，產熱系數設置為1，產生的熱量由壓板與試樣平均分配。由于采用真空恒溫壓縮試驗，并且試樣與周圍環(huán)境的溫度相同，所以熱對流和熱輻射對溫度的影響較小，因此忽略不計。假設實驗樣品內部的初始溫度分布均勻，預定義模型的初始實驗溫度分別為850、900、950、1000、1050 ℃。

2 結果與討論

2.1 熱壓縮過程有限元分析

2.1.1 熱壓縮過程的溫度分布

在熱壓縮過程中，合金發(fā)生高速大變形，外加載荷做的功部分會轉化為熱能，而鈦合金的熱導率相對較低，會導致試樣內部的局部溫度升高，易產生局部流動和不均勻變形等[14-15]。在1000 ℃/1 s-1條件下熱壓縮后，Ti-1100合金試樣內部的溫度場如圖3所示。從圖3可以看出，試樣中心區(qū)域溫度最高，并且出現溫度分布不均勻的現象。這是因為在高應變速率下轉化的熱能更多，短時間內熱量聚集在試樣中心部位所導致的。

圖3 Ti-1100合金試樣在1000 ℃/1 s-1條件下的溫度場分布Fig.3 Temperature field distribution of Ti-1100 alloy specimen at 1000 ℃/1 s-1

圖4a為不同變形條件下Ti-1100合金試樣不同區(qū)域的溫度分布。在高應變速率條件下（≥1 s-1），試樣中心區(qū)域的溫度明顯高于其他區(qū)域；低應變速率條件下，試樣中心區(qū)域與其他部位的溫度無明顯差別。為了便于描述試樣內部的溫度變化，定義溫升 ?T＝試樣中心溫度峰值－試樣初始溫度。圖4b為不同變形條件下Ti-1100合金試樣的溫升?T。由圖4b可知，相同變形溫度下，應變速率越高，?T越大。其中，1 s-1、900 ℃時?T最大，為87.3 ℃；0.01 s-1、1000 ℃和1050 ℃時?T均為0。Ti-1100合金試樣內部溫升?T隨著應變速率的增大而增大，主要是因為應變速率增大，會導致更大的能量積累，從而使溫度升高[10]。當應變速率一定時，隨著溫度的升高，Ti-1100合金試樣內部溫升?T總體呈減小趨勢，其主要原因在于：根據做功原理，高溫條件下材料的變形抗力小，在相同應變速率和變形量條件下，使其變形需要的能量變小，所以外加載荷對Ti-1100合金試樣做功的總量減小，故轉換為熱能的部分減小，進而導致材料內部溫升減小。

圖4 Ti-1100合金試樣在不同變形條件下的溫度分布Fig.4 Temperature distribution of Ti-1100 alloy specimens under different deformation conditions: (a) temperature in different areas; (b) temperature rise (?T) at different strain rates

通常情況下，動態(tài)再結晶引起的軟化有利于熱變形，但局部溫度升高引起的軟化不利于熱變形，其原因是變形產生的溫升易導致局部流動、絕熱剪切等不穩(wěn)定現象，最終導致材料失效[10]。隨著熱壓縮溫度的降低和應變速率的升高，Ti-1100合金實際的變形溫度會增大（?Tmax=87.3 ℃），最終導致不穩(wěn)定變形。在低溫高應變速率條件下，溫度對壓縮變形的影響占據主導地位。根據先前實驗的應力–應變曲線[12,23]，Ti-1100合金在低溫（≤950 ℃）和高應變速率（1 s-1）下的流變應力曲線表現出軟化特征，說明該條件下的動態(tài)軟化特征主要是由溫升引起的，而溫升引起的軟化不利于變形，需要盡量避免在此條件進行熱加工。而當應變速率為0.01 s-1時，所有溫度條件下的流變應力都表現出軟化響應，說明此時的軟化是以動態(tài)再結晶等軟化機制為主導的。

2.1.2 熱壓縮過程的應變分布

圖5為不同變形條件下Ti-1100合金試樣的等效應變分布圖，圖6為Ti-1100合金試樣不同區(qū)域的最大應變量隨變形溫度的變化曲線。從圖5和圖6可以看出，試樣中心區(qū)域的應變量最大，在0.9~1.15之間。在高應變速率條件下，試樣中心區(qū)域應變量呈不均勻分布，這是因為中心區(qū)域的材料受壓縮作用不斷向兩邊延伸，由于變形時間較短導致不均勻變形。在低應變速率下，試樣中心區(qū)域變形相對均勻；鼓形區(qū)域的應變量相對較小，在0.6~0.9之間，應變分布均勻；頂部區(qū)域的應變量最小，在0.6~0.8之間，變形程度最小。

圖5 不同變形條件下Ti-1100合金試樣的應變分布圖Fig.5 Strain distribution maps of Ti-1100 alloy specimens under different deformation conditions: (a) 850 ℃/0.01 s-1;(b) 850 ℃/0.1 s-1; (c) 850 ℃/1 s-1; (d) 1000 ℃/0.01 s-1; (e) 1000 ℃/0.1 s-1; (f) 1000 ℃/1 s-1

圖6 不同變形條件下Ti-1100合金試樣不同區(qū)域的最大等效應變Fig.6 Maximum equivalent stain in different areas of Ti-1100 alloy specimens under different deformation conditions:(a) central area; (b) drum shaped area; (c) top area

圖7為不同變形條件下Ti-1100合金試樣中心水平路徑的等效應變分布圖。從圖7可以看出，試樣鼓形區(qū)域與中心部位的變形程度有明顯區(qū)別，中心區(qū)域不均勻變形現象十分明顯，整體呈“M”型分布。不均勻變形對溫度和應變速率十分敏感，在低溫高應變速率下，試樣內部的“M”趨勢更明顯，說明內部的不均勻變形程度較大。隨著溫度的升高及應變速率的降低，“M”趨勢逐漸趨于平緩，并且變形量也逐漸降低，內部變形逐漸均勻。以上分析表明在低溫高應變速率條件下更容易發(fā)生不均勻變形。

圖7 不同變形條件下Ti-1100合金試樣中心水平路徑的應變分布圖Fig.7 Strain distribution map of the central horizontal path of Ti-1100 alloy specimens under different deformation conditions

2.1.3 熱壓縮過程的應力分布

仿真模擬基于第四強度理論[16]對最大主應力進行計算，用于分析合金內部的受力情況。圖8為Ti-1100合金試樣的應力分布圖（拉應力為正值，壓應力為負值）。與溫度場和應變場不同，中心和頂部區(qū)域所受到的壓應力作用區(qū)別不明顯，所以簡化為整體分析。從圖8可以看出，中心區(qū)域受到較大壓應力的作用，并且接近鼓形區(qū)域時壓應力逐漸減小。鼓形區(qū)域因膨脹受到軸向拉應力作用，在較大的拉應力作用下，可能導致鼓形區(qū)域出現沿熱壓縮方向的裂紋等缺陷[10,24]。圖9為Ti-1100合金中心區(qū)域最大壓應力和鼓形區(qū)域最大拉應力隨溫度的變化曲線。從圖9可以看出，高溫低應變速率時應力值最低，這是因為低應變速率和較高變形溫度會導致較長的能量積累時間和較大的動態(tài)軟化力，從而導致峰值應力的降低[20]。在900 ℃/1 s-1條件下壓應力和拉應力均為最大值，說明該條件下試樣內部變形劇烈，發(fā)生加工缺陷的可能性最大。

圖8 不同變形條件下Ti-1100合金試樣的應力分布圖Fig.8 Stress distribution maps of Ti-1100 alloy specimens under different deformation conditions: (a) 850 ℃/0.01 s-1;(b) 950 ℃/0.1 s-1; (c) 1000 ℃/1 s-1

圖9 Ti-1100合金試樣不同區(qū)域最大應力隨溫度的變化曲線Fig.9 Variation curves of maximum stress in different areas of Ti-1100 alloy specimens with temperature

圖10為不同變形條件下Ti-1100合金試樣中心水平路徑的應力分布圖。從圖10可以明顯看出與應變場相似的不均勻變形現象，應力整體呈“V”型不均勻分布。試樣中心區(qū)域和鼓形區(qū)域因受力不同區(qū)別明顯，中心區(qū)域應力值最大，可達120 MPa，靠近鼓形區(qū)域時應力值不斷減小。這種應力不均勻分布對溫度和應變速率十分敏感，隨著溫度的升高和應變速率的減小，“V”型趨勢減弱，應力峰值逐漸減小，合金內部應力趨于穩(wěn)定。在低溫和高應變速率條件下，“V”型陡峭趨勢較大，中心與鼓形區(qū)域的應力差值也更大，內部變形更加劇烈，說明在低溫高應變速率條件下不適宜進行加工。

圖10 不同變形條件下Ti-1100合金試樣中心水平路徑的應力分布圖Fig.10 Stress distribution map of the center horizontal path of Ti-1100 alloy specimens under different deformation conditions

2.2 微觀組織

圖11為Ti-1100合金試樣在不同變形條件下的顯微組織。在低溫高應變速率條件下，鼓形區(qū)域以細長的層狀α晶粒為主，與壓縮方向呈一定的傾斜角度，如圖11a1、b1所示。根據有限元應力場分布，鼓形區(qū)域受到較大的軸向拉應力作用，導致α晶粒與壓縮方向呈一定的傾斜角度。鼓形區(qū)域還出現不穩(wěn)定的局部塑性流動現象，結合有限元溫度場分布，這是因為合金在低溫高應變速率下壓縮時，溫度上升幅度較大，導致不穩(wěn)定變形[21]。在高溫低應變速率條件下，由于實驗溫度接近相變溫度1019.84 ℃[12]，鼓形區(qū)域微觀組織以等軸α晶和相變生成的β相為主，并且晶粒的方向性逐漸消失，如圖11c1所示。這是因為等軸晶結構能夠阻礙由剪切力引起的滑移，從而阻礙層狀晶粒產生方向性[24]。合金內部的應力分析結果也表明，在該條件下鼓形區(qū)域受到的拉應力較小，進一步減弱了晶粒的方向性。

圖11 不同變形條件下Ti-1100合金試樣的顯微組織Fig.11 Microstructures of Ti-1100 alloy specimens under different deformation conditions:(a1~a3) 850 ℃/1 s-1; (b1~b3) 900 ℃/1 s-1; ( c1~c3) 1000 ℃/0.01 s-1

在低溫高應變速率和高溫低應變速率條件下，中部區(qū)域都以不同取向的層狀α晶粒結構為主，層狀α晶粒邊緣出現細小的等軸晶，如圖11a2、b2、c2所示。這是由于熱變形時斷裂的層狀晶粒再結晶生成了細小的等軸組織，表明變形過程中發(fā)生了動態(tài)再結晶。此外，在所有變形條件下，Ti-1100合金試樣都出現了α集束，這是因為Ti-1100合金試樣熱導率低，變形產生的熱量無法快速傳播，使局部過熱形成精細的平行陣列結構。

頂部區(qū)域的微觀組織與中心區(qū)域十分相似，以不同取向的層狀α晶粒結構為主，層狀α晶粒邊緣發(fā)生動態(tài)再結晶生成細小的等軸α晶，見圖11a3、b3、c3。根據有限元分析結果，在熱壓縮過程中頂部區(qū)域和中心區(qū)域受到相同的軸向壓應力作用，同時內部不同區(qū)域的溫升差距較小，使頂部區(qū)域與中心區(qū)域有著相似的微觀結構。

3 結論

(1) 對利用氫化鈦粉制備的Ti-1100合金的熱模擬壓縮試驗進行有限元分析，其溫度場分布表明，中心區(qū)域的溫度相對較高，在低溫高應變速率條件下，合金內部的溫升最大（?Tmax=87.3 ℃），其動態(tài)軟化特征主要是由溫升導致的；在高溫低應變速率條件下，合金內部的溫升較?。?T=0 ℃）。

(2) 應變場分布表明，中心區(qū)域變形程度最大，鼓形區(qū)域變形程度相對較小，頂部區(qū)域變形程度最小，在合金內部應變呈“M”型不穩(wěn)定分布，在低溫高應變速率條件下，“M”型趨勢更明顯，內部的不均勻變形程度較大，在高溫低應變速率條件下，“M”趨勢逐漸趨于平緩，應變量也逐漸降低，內部變形逐漸均勻。Ti-1100合金在低溫高應變速率條件下更容易發(fā)生不均勻變形，不利于加工變形；在高溫低應變速率條件下變形均勻，適宜進行加工。

(3) 應力場分布表明，中心區(qū)域受較大壓應力的作用，鼓形區(qū)域受拉應力作用，應力峰值隨著溫度的升高、應變速率的降低而減小，合金內部應力呈“V”型不均勻分布。在低溫高應變速率時“V”型趨勢更明顯，中心區(qū)域與鼓形區(qū)域的應力差值也越大，內部變形更加劇烈；在高溫低應變速率時“V”型趨勢減弱，應力峰值逐漸減小，合金內部趨于穩(wěn)定。