不同微觀組織Ti-4Al-2V鈦合金板室溫成形極限

閆 賓，李洪波，張 杰，孔 寧

(北京科技大學 機械工程學院，北京 100083)

鈦合金具有重量輕、結構剛度高、耐腐蝕性強的優(yōu)點，被廣泛應用于航空航天及海洋工業(yè)[1-2].因此，諸如TA17、TC4等高強度鈦合金不再僅僅用于航空航天領域，而且已經(jīng)成為汽車、船用和化工等其他行業(yè)結構部件的潛在候選材料[3].Ti-4Al-2V鈦合金(牌號為TA17) 是一種近α型三元鈦合金[4]，主要產(chǎn)品為板材、鍛件和線棒材，其抗水腐蝕性能和焊接性能良好，并且室溫成形性能優(yōu)于TC4鈦合金[5].

鈦合金沖壓成形是一種先進的壓力加工方法，是鈦合金成形的一個重要組成部分，它在航空航天、海洋工程及家電等制造業(yè)中應用非常廣泛的.沖壓成形的優(yōu)勢在于成形尺寸范圍廣，生產(chǎn)效率高，質(zhì)量好，材料損耗低，操作簡便，自動化和機械化程度高[6].鈦合金板室溫成形能力差，雖然在高溫下成形可以提高成形極限，減少回彈[2]，但在室溫下進行制造能更好的節(jié)約成本.所以，形狀簡單的鈦合金通常在室溫進行成形[7].然而關于鈦合金室溫成形的研究相對較少.Ossama等[8-9]研究了鈦合金室溫輥彎成形，分析了鈦合金室溫成形的可行性，對航空航天和汽車工業(yè)用高強度鈦合金板室溫成形提供了理論基礎.

成形極限曲線(FLC)是評估金屬板材成形性能最為直觀、有效的方法之一[10-11].成形極限圖(FLD)是描述金屬材料在不開裂的情況下變形量的工具[12].在工業(yè)生產(chǎn)中，通常需要一個簡單、準確和快速的方法來評估材料的成形性能.對于傳統(tǒng)的板料成形極限圖獲取方法，大量的標準試驗使得試驗過程復雜繁瑣并且成本很高.對試驗過程進行簡化、引入數(shù)值模擬進行成形極限預測是當前的研究熱點之一[13-15].一些學者[16-19]研究了鈦合金高溫成形極限和成形溫度、速度對成形極限的影響.然而，對鈦合金室溫成形極限的研究較少，無法對實際生產(chǎn)加工提供有力的技術支持.并且鈦合金不同的微觀組織有著不同的力學性能[20-23]，進而對成形性能的影響很大.Yan等[20]通過不同的熱處理制度得到了TA17鈦合金不同的微觀組織，發(fā)現(xiàn)不同微觀組織的TA17鈦合金室溫機械性能差異很大.因此，研究TA17鈦合金板料室溫成形極限和不同微觀組織對成形極限的影響，對TA17鈦合金在沖壓成形中的應用，發(fā)揮其塑性成形性能的優(yōu)勢具有重要的意義.

為了研究微觀組織對鈦合金成形極限的影響，本文對不同微觀組織的TA17鈦合金在室溫下的成形極限進行了有限元建模、試驗驗證.通過有限元仿真對試驗過程中材料應變演化過程進行仿真計算，獲取判定破裂的極限應變值，構造不同微觀組織的TA17鈦合金板成形極限圖，最后通過試驗來驗證有限元仿真的正確性.為TA17鈦合金板材沖壓成形等后續(xù)工作奠定基礎.

1 TA17鈦合金微觀組織及性能

本文采用厚度為2.0 mm的TA17鈦合金板材，其主要化學成分如表1所示.其相變溫度為910～920℃[20].

1.1 TA17微觀組織

YAN等[20]通過熱處理獲得了TA17鈦合金不同的微觀組織.為了充分了解和發(fā)揮TA17鈦合金的室溫成形性能，本文對不同微觀組織的TA17鈦合金成形性能進行研究.因此，本文選擇了普通退火，再結晶退火和雙重退火對TA17鈦合金板材進行退火實驗研究，可獲得3種典型的鈦合金微觀組織(等軸組織、魏氏組織和雙態(tài)組織).TA17的退火實驗工藝如表2所示.由于其高化學活性，鈦合金易與大氣中的O、N、H等產(chǎn)生化學反應.當熱處理溫度高于800°C時，致密氧化層中的氧向鈦基體滲透，氧化膜破裂，不再致密，隨后會在氧化膜與鈦基體之間形成氣體污染層，成形時會使試件過早斷裂.圖1(a)為TA17在900℃的馬弗爐中大氣環(huán)境中退火2小時的微觀組織.從圖中可看到氧化層已滲透到鈦基體中.圖1(b)為900℃高溫氧化和非氧化的試件在相同拉伸條件下的單向拉伸性能對比，可以看出氧化的試件過早的斷裂[20].所以為避免氣體污染，TA17鈦合金的熱處理實驗需要在真空條件下進行.如圖2所示，利用線切割切取標準試件，用酒精對試件進行清洗、吹干.隨后將試件封裝在真空度為10-9MPa的石英玻璃管中.退火試驗在馬弗爐中進行.

表2 TA17鈦合金退火試驗

將退火后的試樣鑲嵌在環(huán)氧樹脂中.經(jīng)過SiC砂紙打磨之后，用Al2O3拋光粉進行機械拋光，最終試樣表面無明顯劃痕.將拋光好的試樣用體積比HF∶HON3∶H2O為10∶15∶75的試劑腐蝕5～10 s，最后用酒精清洗，烘干備用.在蔡司公司生產(chǎn)的Supra 55中進行掃描電鏡(Scanning electron microscopy, SEM)觀察，確認得到預期的三種微觀組織見圖3[20].

由圖3(a)可以看出，等軸組織由等軸α相(黑色)和晶間β相(白色)構成.由Image Pro plus 6軟件測量其體積分數(shù)和晶粒大小.其中，α相體積分數(shù)約為93.6%，平均晶粒大小為9.2 μm.圖3(b)魏氏組織由互相平行的片狀α相組成.圖3(c)雙態(tài)組織是一定量的等軸α相分布在β轉變基體上.雙態(tài)組織包含了等軸α相和片狀α相的兩種形態(tài)[24].

圖1 氧化后TA17鈦合金微觀組織及性能

圖2 試驗設備及零件

1.2 TA17鈦合金力學性能

利用單向拉伸試驗可獲得板料強度及塑性方面的基本性能.本文擬采用有限元方法建立TA17鈦合金成形極限，為得到有限元仿真計算的基本力學參數(shù)，將經(jīng)過不同退火工藝處理后的試樣進行單向拉伸試驗，獲得TA17鈦合金的力學性能參數(shù).試驗在通用拉伸試驗機上進行，拉伸速度為2 mm/min，每種試樣重復三次試驗.試驗過程中系統(tǒng)自動記錄并得到拉伸力-延伸長度數(shù)據(jù)，試驗后根據(jù)式(1)和式(2)處理得到試樣的工程應力應變數(shù)據(jù)，根據(jù)式(3)和式(4)處理得到試樣的真實應力應變數(shù)據(jù).得到TA17的力學性能如表3和圖4所示.

(1)

(2)

σt=σe(1+εe),

(3)

εt=ln(1+εe).

(4)

式中：σe為工程應力，MPa；F為拉伸力，kN；A0為試樣初始截面積，mm2；εe為工程應變；l為試樣長度，mm；l0為試樣初始長度，mm；σt為真應力，MPa；εt為真應變.

表3 TA17鈦合金基本力學性能

圖4 TA17鈦合金真應力真應變曲線

2 TA17鈦合金成形極限的有限元仿真

2.1 局部頸縮和斷裂準則

在塑性成形中，可以將金屬材料成形極限圖細分為破裂成形極限圖(Forming limit Curve at Fracture, FLCF)和頸縮成形極限圖(Forming limit Curve at Neck, FLCN).為了簡化試驗過程，本研究中只選取三類應力狀態(tài)(即單向拉伸、雙向等拉伸和平面應變)進行成形極限圖的構造，獲取3個應力狀態(tài)下破裂區(qū)域的頸縮及破裂的極限應變，并假設成形極限圖左右曲線皆為線性[25-26]，如圖5所示.相應地選取單向拉伸試驗、凸模脹形試驗和圓杯拉深試驗做有限元仿真，所涉及的試驗都為板料成形性能研究的必備試驗[27].

當材料發(fā)生頸縮時，頸縮區(qū)域外的材料會停止流動，此時頸縮區(qū)域內(nèi)部和外部的應力應變分布呈現(xiàn)出不同的特點.通過材料破裂點主應變導數(shù)的變化歷程，可以判定試樣的頸縮和破裂[28].

定義：

當危險區(qū)域ε1的二次導數(shù)達到最大值時，材料出現(xiàn)局部頸縮；當危險區(qū)域ε1的二次導數(shù)從最大值降為0時，材料結束頸縮開始發(fā)生破裂.利用該方法，能夠便捷、高效地獲取鈦合金材料的頸縮和破裂成形極限.

圖5 成形極限構造示意

2.2 TA17鈦合金成形極限

2.2.1 單向拉伸有限元仿真

拉伸試樣的有限元模型在ABAQUS中建立.分別對S1、S2和S3退火處理的TA17進行有限元仿真，以S1為例介紹仿真過程和后續(xù)試驗驗證.為節(jié)省計算所需的時間，建立1/2對稱模型，如圖6(a)所示.輸入材料性能參數(shù).

對建立的有限元模型進行仿真計算，拉伸過程中某時刻等效塑性應變?nèi)鐖D6(b)所示，其中將等效塑性應變最大的區(qū)域即頸縮區(qū)域定義為失效點，圖6(b)中的紅色區(qū)域.提取模型失效點的主應變，根據(jù)式(5)和式(6)進行計算，獲得主應變及其導數(shù)的演化過程如圖7所示.拉伸長度在2.9 mm時，試

圖6 單向拉伸有限元

圖7 危險區(qū)域失效點處主應變及其導數(shù)演化過程：單向拉伸

Fig.7 Evolution process of principal strain and derivative of the selected element at failure point in dangerous area: uniaxial tension

件主應變的二次導數(shù)達到最大值，然后在3.1 mm時下降為0，預示著試件的斷裂.

2.2.2 雙向等拉伸和平面應變有限元仿真

文獻[27]已驗證凸模脹形試驗中心位置為雙向等拉伸應變狀態(tài)，圓杯拉深試驗靠近杯底圓角處位置為平面應變狀態(tài).使用商業(yè)有限元軟件ABAQUS建立有限元模型，模型尺寸按照GB/T 15825.3-2008和GB/T 15825.8-2008標準試驗尺寸建立模型，同樣建立1/2的對稱模型可以節(jié)約計算所需的時間.同樣以S1退火處理后的材料特性參數(shù)為例說明，有限元模型和尺寸如圖8(a～d)所示.

綜合考慮以往有限元仿真精度，設定圓杯拉深試驗中摩擦系數(shù)為0.12；為了使凸模脹形破裂位置位于頂部，實現(xiàn)頂部破裂區(qū)單元的雙向等拉伸狀態(tài)，設定凸模脹形試驗中的摩擦系數(shù)為0[29].表4是有限元仿真輸入的成形參數(shù).

圖8 有限元分析

在有限元的仿真計算中，提取失效點的應力應變計算結果.脹形和拉深過程中某時刻等效塑性應變?nèi)鐖D8(e,f)所示，其中等效塑性應變最大的區(qū)域為材料失效點，如圖8(e)中拱頂中間的紅色區(qū)域和圖8(f)中凸模圓角處紅色區(qū)域.已有文獻驗證脹形的失效點處為雙向等拉伸狀態(tài)，圓杯拉深中靠近杯底圓角處的失效單元為平面應變狀態(tài)[27].

表4 有限元仿真輸入?yún)?shù)

為了確定雙向等拉伸應變狀態(tài)下，失效點區(qū)域材料破裂的起始過程，根據(jù)在凸模脹形仿真中，提取失效點的主應變并計算其一階導數(shù)和二階導數(shù)，根據(jù)前述的判斷標準，確定當沖程為13.1 mm時主應變二階導數(shù)為零，材料發(fā)生破裂，如圖9(a)所示.同樣為了確定平面應變狀態(tài)下，失效點區(qū)域材料破裂的起始過程，根據(jù)在圓杯拉深的仿真中，提取失效點的主應變并計算其一階導數(shù)和二階導數(shù)，確定當沖程為7.8 mm時主應變二階導數(shù)為零，材料發(fā)生破裂，如圖9(b)所示.

2.2.3 成形極限的建立

基于以上關于頸縮和破裂位置、應變狀態(tài)及判定準則的分析，從單向拉伸、凸模脹形和圓杯拉深仿真計算中，提取頸縮和破裂時刻失效點附近的主、次應變值(ε1、ε2)，如表5所示.根據(jù)所獲得的頸縮和破裂時主、次應變值，對TA17鈦合金進行FLCN和FLCF的構造，如圖10所示.

圖9 危險區(qū)域失效點處主應變及其導數(shù)演化過程

Fig.9 Evolution process of principal strain and derivative of the selected element at failure point in dangerous area

表5 頸縮和破裂時的主、次應變值

3 試驗驗證

為了對有限元模型計算的準確性進行驗證，將S1退火處理后的TA17板材進行單向拉伸、凸模脹形和圓杯拉深試驗，以便獲得力與試驗行程的變化趨勢.單向拉伸試驗如第1節(jié)所述，試驗后得到的拉

圖10 TA17鈦合金成形極限(S1)

伸力-拉伸長度曲線和有限元仿真結果進行對比，如圖11(a)所示.凸模脹形和圓杯拉深試驗的材料尺寸和有限元仿真的材料尺寸相同.采用線切割機將板料制成所需的尺寸.凸模脹形和圓杯拉深試驗在德國Zwick公司制造的BUP600板料成形試驗機上進行.在拱頂實驗中，板料和沖頭之間的摩擦對脹形件厚度分布及破裂位置有較大的影響.為了使得破裂位置出現(xiàn)于脹形件頂部，即實現(xiàn)頂部變形單元的雙向等拉伸狀態(tài)，需盡可能減少板料和沖頭之間的摩擦，采用潤滑油和凡士林做潤滑劑.按照有限元仿真的輸入?yún)?shù)設定凸模脹形和圓杯拉深試驗壓邊力分別為380 kN和30 kN，綜合考慮設備運行能力將凸模脹形和圓杯拉深試驗模具速率設定為0.2 mm/s.直到試樣破裂時試驗停止，每個試驗重復進行3次.在試驗運行過程中計算機自動記錄沖壓力和模具沖程.將試驗后得到?jīng)_壓力-模具沖程曲線和有限元仿真結果進行對比，如圖11(b)、(c)所示.

單向拉伸試驗試件斷裂時的為3.3 mm，有限元預測的拉伸長度為3.1 mm，預測結果與實際結果相差6.4%.由圖11(a)可看出，拉伸長度3.1 mm時，拉伸力相差0.36 kN，誤差為8.5%.在凸模脹形試驗中凸模行程為13.8 mm時材料出現(xiàn)破裂，有限元仿真中凸模行程13.1 mm時材料發(fā)生破裂，誤差為5.0%.由圖11(b)可看出，沖程13.8 mm時，沖壓力相差7.7 kN，誤差為2.9%.破裂位置在凸模中間處，和有限元仿真失效位置相同，如圖12(a)所示.圓杯拉深試驗中凸模行程為7.3 mm時材料出現(xiàn)破裂，有限元仿真凸模行程在7.8 mm時材料發(fā)生破裂，誤差為6.8%.由圖11(c)可看出，沖程7.3 mm時，沖壓力相差7.5 kN，誤差為4.4%.破裂位置在凸模圓角處，和有限元預測的失效位置相同，如圖12(b)所示.以上所有誤差均小于10%，可以說明有限元仿真結果的正確性.

圖11 有限元仿真結果及試驗驗證

圖12 成形后試樣

4 結果與討論

基于材料失效點主應變二次導數(shù)變化的方法，通過有限元仿真的方法，得到了TA17鈦合金三種不同微觀組織的成形極限，如圖13所示.

由圖13可以看到，等軸組織的TA17鈦合金成形極限最優(yōu)，雙態(tài)組織次之，魏氏組織最差.等軸組織，魏氏組織和雙態(tài)組織的主要區(qū)別在于等軸α相的含量和形態(tài)不同.和等軸組織相比，等軸α相在雙態(tài)組織中的含量大量減少，而在魏氏組織中幾乎消失.鈦合金變形開始時，等軸α相的個別晶粒開始出現(xiàn)滑移, 隨著變形量的不斷增加，越來越多的α晶粒開始滑移, 并且開始朝著周圍的β轉變組織擴展.在β轉變組織的片狀結構中不同片層擁有相似的慣習面，位錯能快速地穿過相互平行的α片層, 容易導致粗滑移帶和微區(qū)變形的不均勻，加速孔隙的形成和發(fā)展，最終引起試件提前破裂.而魏氏組織塑性差的另一個原因是連續(xù)分布的片層α相阻礙了結構的延伸.因此，等軸α相含量會直接影響滑移帶之間的距離和微區(qū)變形的均勻性，進而影響塑性變形性能.等軸α相含量越多，在等軸α相中的滑移程度高，進而擁有更好的塑性性能[21].

圖13 不同微觀組織的成形極限

對三種退火處理TA17的拉伸件的斷口進行SEM觀察，得到了TA17拉伸試件的斷口形貌，如圖14所示[20].從圖14(a)可以看出具有等軸組織的TA17鈦合金斷口形貌是韌窩形態(tài)，說明等軸組織的TA17是韌性斷裂，塑性好.圖14(b)的斷口形貌是河流撕裂狀，說明魏氏組織的斷裂是脆性斷裂，塑性差.而圖14(c)的斷口形貌是在韌窩上出現(xiàn)了一些平面狀，所以雙態(tài)組織的塑性介于等軸組織和雙態(tài)組織之間[21].這進一步說明了等軸組織的鈦合金成形極限最好，雙態(tài)組織次之，魏氏組織最差.

圖14 三種微觀組織的TA17拉伸斷口形貌

Fig.14 Tensile fracture surface morphology of TA17 titanium alloys with three microstructures

相比于標準成形極限試驗來構造成形極限圖相比，有限元仿真更簡單經(jīng)濟.同時也減少了成形試驗所需要的步驟和時間.為鈦合金板料成形極限的研究提供了新的思路，同時為復雜零件在沖壓過程中的成形性能預測提供了有力的依據(jù).

5 結 論

本文采用有限元仿真計算建立了不同微觀組織TA17鈦合金的成形極限圖，有利于進一步開展TA17鈦合金的室溫成形開裂預測工作.同時對其他牌號鈦合金在不同熱處理工藝下得到的微觀組織的成形性能研究有指導意義.得到了以下結論：

1)基于材料失效點主應變二次導數(shù)變化的方法，通過有限元模擬，對單向拉伸、平面應變和等雙軸拉伸三種應變條件進行了綜合研究.獲得了三種微觀組織TA17鈦合金的室溫成形極限圖；

2)進行了單向拉伸、圓杯拉深和凸模脹形試驗，對有限元仿真計算得到的結果進行驗證，說明有限元仿真結果的正確性；

3)對比三種不同微觀組織的TA17鈦合金的成形極限，分析了微觀組織對室溫成形極限的影響，發(fā)現(xiàn)具有等軸組織的TA17鈦合金成形極限最優(yōu).