TC21钛合金热压缩工艺数值模拟与实验研究

引言

TC21钛合金是一种新型损伤容限型钛合金，具有高强韧性、高比强度和耐腐蚀等性能特点，作为重要结构件之一被广泛应用于航空航天领域。由于具有等轴组织的TC21钛合金具有较好的塑韧匹配性能，因此应用更为广泛[1-3]。通过大塑性变形工艺可以实现钛合金片层组织的等轴化，在对钛合金在两相区进行大塑性变形工艺之前可通过在热模拟试验机设备上进行缩比件的热压缩实验获取合金在热变形过程中的流变应力曲线和动态再结晶本构模型，并结合DEFORM-3D有限元模拟软件对金属热变形过程进行数值模拟，这对预测合金实际变形时的微观组织演变、降低实验试错率及减小生产成本有重要意义。随着计算机辅助成形技术的快速发展，许多学者成功模拟了金属热变形过程中的组织演变，如WU H等[4]通过在Gleeble-3180D热模拟试验机上对FGH96高温合金进行温度为1020～1110 ℃、应变速率为0.001～1 s-1的热压缩实验。并采用DEFORM-3D有限元软件对压缩试样的变形分布和微观结构进行了数值模拟，通过热模拟压缩实验获得的流动应力数据建立了本构方程和动态再结晶预测模型，并对仿真结果与实验结果进行了比较，验证了所建立动态再结晶模型的准确性。LIN X等[5]采用多尺度耦合模拟方法对合金钢的6道次热轧过程进行了数值模拟研究。采用有限元方法获得了温度和应变速率等宏观尺度的热力学参数对合金钢显微组织演变及再结晶机制的影响。

尽管已有较多合金数值模拟的相关研究，但目前对于具有初始片层组织的TC21钛合金两相区热变形行为的模拟研究鲜有报道，因此有必要对其进行数值模拟研究。本研究采用Gleeble-3500热模拟试验机对TC21钛合金进行变形温度为830～920 ℃，应变速率为0.01～1 s-1的热压缩实验和α片层组织球化(等轴化)分析，并结合DEFORM-3D有限元模拟软件对合金在上述不同变形条件下的等效应变及α片层的动态再结晶体积分数进行数值模拟和分析。

1 实验

1.1 实验材料

本实验材料为初始片层态TC21钛合金棒材。其化学成分为(%，质量分数)6Al、3Mo、2Nb、2Sn、2Zr、1Cr，余量为Ti，通过金相法测定其β相变温度为955 ℃。图1为经β区退火[6]后的TC21合金圆柱形铸锭及对应的金相组织图片，从金相组织图可以发现，初始β晶界较为粗大，在β晶粒内部分布着方向排布或平行或交错的α+β集束，在集束内部分布着互相平行的α片层。

图1 TC21钛合金铸锭(a)和热压缩前显微组织(b)
Fig.1 TC21 alloy ingot (a)and initial microstructure (b)

1.2 实验方法

将经过β区退火后的TC21钛合金铸锭加工成尺寸为Ф8 mm×12 mm且表面光滑的圆柱体。将制备的TC21钛合金标准压缩试样放置在Gleeble-3500热模拟试验机上进行压缩实验，并用热电偶测温，变形后立即水冷以保留高温组织。图2为热压缩实验过程示意图。变形温度分别为830、860、890和920 ℃，应变速率分别为1、0.1和0.01 s-1，变形量为50%(真应变为0.69)。对完成热压缩实验后的试样取心部组织进行机械抛光并腐蚀后用于金相观察和球化体积分数定量分析，腐蚀液由HF、HNO3和6H2O按照体积配比1∶3∶6混合而成。金相观察设备为XJP-6A光学显微镜，显微组织定量分析工具为Image-Pro Plus 6.0(IPP 6.0)图像分析软件，取多张金相图片测量其平均值以减小误差。根据王杨等[7]的研究结果可知，本实验将片状α的长宽比≤2.5定义为球化组织。钛合金α片层的球化体积分数可根据面积法(在多张金相图中随机选取5个区域，用IPP 6.0软件测量已发生球化的α相的面积占区域内所有α相面积的比例，取平均值作为最终结果)获得。

图2 热压缩模拟实验示意图
Fig.2 Schematic diagram of simulation experiment of thermal compression

1.3 数值模拟实验方法及参数

通过Gleeble-3500热模拟试验机得到了TC21钛合金在变形温度为830～920 ℃，应变速率为0.01～1 s-1下的真应力-真应变曲线，如图3所示。将实验获得的数据结合金相组织进行数据回归与分析，可获得热压缩过程的本构模型和再结晶模型，如表1所示，其中，为应变速率，δ为应力，R为为气体常数，T为温度，εc为临界应变，Xg为再结晶体积分数，ε为应变，Dg为晶粒尺寸。模拟过程中试样的边界条件为：网格数为20000；最小边界尺寸为0.678926 mm；环境温度20 ℃；样品与空气的对流系数为0.02 N·s-1·mm-1·℃-1；试样与模具之间的传热系数为11 N·s-1·mm-1·℃-1；上模运动速度0.01～1 mm·s-1；试样与模具的摩擦因数为0.3。将建立的几何模型、本构模型及动态再结晶模型导入Deform-3D(表1和图4)，对6组变形条件(830 ℃、0.1 s-1、860 ℃、0.1 s-1、890 ℃、0.1 s-1、920 ℃、0.1 s-1、920 ℃、1 s-1、920 ℃、0.01 s-1)的TC21钛合金进行热压缩模拟实验。

表1 TC21钛合金变形模拟的数学模型
Tab.1 Mathematical models for DEFORM simulation of TC21 titanium alloy

图3 不同变形条件下真应力-真应变曲线
(a)1 s-1 (b)0.1 s-1 (c)0.01 s-1
Fig.3 True stress-true stain curves under different deformation conditions

图4 压缩试样几何模型
Fig.4 Geometric model of compressed sample

2 结果与分析

2.1 实验结果与分析

图5为TC21钛合金在不同变形温度和应变速率下的金相组织图。由图可知，随着变形温度的升高，α片层组织球化体积分数不断升高，当温度为830 ℃时，球化体积分数约8%，原始β晶界附近的片层最先发生弯折、断裂，球化率也最为明显(图5a)，这是由于原始β晶界在热变形过程中强度减弱并小于晶内强度，容易引起晶界滑动，而在β晶粒内部，原子的热振动增强，原子间距加大、扩散速度增加，促进位错滑移和攀移等运动，所以晶界附近的α片层首先发生球化[8-10]。当温度继续升高至860 ℃时，α片层发生了更明显的弯折，球化体积分数约为14%，且α相晶粒尺寸进一步细化(图5b)。当温度继续升高至890 ℃ 时，长条状α相断裂成短棒状组织，α相的球化体积分数约为20%(图5c)。当温度继续升高至920 ℃时，部分断裂的α片层组织完全发生球化，球化体积分数约为30%(图5d)。因此，变形温度对合金α片层的球化有着重要影响，变形温度的升高能够促进组织球化。

图5 TC21钛合金在不同变形条件下的微观组织
(a)830 ℃，0.1 s-1 (b)860 ℃，0.1 s-1 (c)890 ℃，0.1 s-1 (d)920 ℃，0.1 s-1 (e)920 ℃，1 s-1 (f)920 ℃，0.01 s-1
Fig.5 Microstructure of TC21 titanium alloy under different deformation conditions

随应变速率的不断减小，合金α片层球化体积分数不断增加。当应变速率为1 s-1时，α片层发生晶界分离，球化体积分数约为18%(图5e)。当应变速率减小至0.1 s-1时，α片层的晶界分离作用增强，球化体积分数约为30%(图5d)。当应变速率继续减小至0.01 s-1时，应变速率的减小使得变形时间延长并导致α片层的晶界分离作用进一步增强[11]，球化体积分数约为36%(图5f)。因此，变形速率对α片层的球化也有着重要影响，变形速率的下降能够促进组织球化。

2.2 数值模拟结果与分析

图6为TC21钛合金在不同变形温度和应变速率下的纵切半剖面的等效应变分布云图，通过模拟合金的等效应变，能够预测其热变形行为。由图6a～图6d可以看到，随着变形温度的升高，合金等效应变的平均值不断增大，从变形温度为830 ℃时的0.585(图6a)增加至变形温度为920 ℃时的0.588(图6d)，这主要是因为提高变形温度对于合金产生加工硬化行为具有抑制作用，高温更能够增强金属的流动性，因此较高的变形温度使得金属更容易变形，从而导致等效应变增大，而等效应变的增大能够为合金的α片层组织的球化提供驱动力，这主要与合金受到较大应变时，片层发生弯折处聚集大量位错提供的储存能及形成的小角度晶界(Low Angle Grain Boundary，LAGBs)具有转变为大角度晶界(High Angle Grain Boundary，HAGBs)的趋势有关[12-13]。从图中还可以看到，压缩件整体的等效分布是不均匀的，其中中心的等效应变最大，而与模具接触的上下端面的等效应变最小，这主要是因为坯料的中心部位是大变形区，能够较为自由地发生变形，而与模具接触的端面由于受到模具的摩擦及挤压作用，较难发生变形，为小变形区，但通过提高变形温度能够使得大变形区与小变形的等效应变差异减小，如图6a～图6d中的S.D.值所示(S.D.值代表标准差，表示大部分数值与其平均值之间的差异大小情况，该值越小，说明大部分值与平均值的差异性越小，代表越稳定)。因此，适当提高变形温度能够增大坯料的等效应变，促进组织球化，并提高合金变形的均匀性。

图6 TC21钛合金在不同变形条件下的等效应变图
(a)830 ℃，0.1 s-1 (b)860 ℃，0.1 s-1 (c)890 ℃，0.1 s-1 (d)920 ℃，0.1 s-1 (e)920 ℃，1 s-1 (f)920 ℃，0.01 s-1
Fig.6 Equivalent strain diagrams of TC21 titanium alloy under different deformation conditions

由图6d～图6f可知，随应变速率的不断减小，合金的等效应变平均值从应变速率为1 s-1时的0.582(图6e)增加至应变速率为0.1 s-1时的0.588(图6d)，最后增加至应变速率为0.01 s-1时的0.601(图6f)，而且随着应变速率的减小，S.D.的值也在不断减小，说明在本实验条件下降低应变速率能够提高合金的等效应变，并且使得变形更均匀。因此，提高变形温度和降低应变速率均能够提高合金的等效应变值，并改善合金变形的均匀性，从而为合金片层组织的球化提供更大的驱动力，这与图5d～图5f的实验结果一致。

图7为TC21钛合金在不同变形温度和应变速率下的纵切半剖面的动态再结晶体积分数分布云图，动态再结晶是TC21钛合金α片层组织发生球化的主要机制，因此可用α片层动态再结晶体积分数来表征α片层的球化体积分数[14]，即通过模拟动态再结晶体积分数的大小预测钛合金α片层组织的球化演变。由图7a～图7d可以看到，随着变形温度的升高，α片层的再结晶体积分数不断增大，其再结晶体积分数的平均值从变形温度为830 ℃时的20%(图7a)增加至变形温度为920 ℃时的40%(图7d)，模拟结果与实验结果吻合度较高，温度的上升导致合金等效应变值的增大也是α片层的动态再结晶体积分数增大的直接原因；同时温度的上升也使得α片层的动态再结晶体积分数的S.D.值不断减小。

图7 TC21钛合金在不同变形条件下的再结晶体积分数
(a)830 ℃，0.1 s-1 (b)860 ℃，0.1 s-1 (c)890 ℃，0.1 s-1 (d)920 ℃，0.1 s-1 (e)920 ℃，1 s-1 (f)920 ℃，0.01 s-1
Fig.7 Recrystallization volume fraction of TC21 titanium alloy under different deformation conditions

由图7d～图7f可知，随应变速率的不断减小，α片层的再结晶体积分数的平均值从应变速率为1 s-1时的9.02%(图7e)增加至应变速率为0.1 s-1 时的40%(图7d)，最后增加至应变速率为0.01 s-1时的84.5%(图7f)，这与前文中除图6f外的结果相比具有一定符合性。另外，模拟结果在整体趋势上与实验结果相高度吻合。由此可知，提高变形温度和降低应变速率对于提高合金α片层的动态再结晶有重要促进作用。

3 结论

(1)基于TC21钛合金热压缩实验研究了不同变形温度和应变速率对合金α片层组织球化的影响规律，发现较高的变形温度(920 ℃)和较低的应变速率(0.01 s-1)能够明显促进组织球化。

(2)基于TC21钛合金热压缩实验建立了本构方程及动态再结晶方程，采用DEFORM-3D有限元模拟软件对TC21钛合金的热压缩过程的等效应变及合金α片层动态再结晶体积分数进行模拟，结果表明提高变形温度和降低应变速率能够增大压缩过程中合金的等效应变值和合金α片层的再结晶体积分数，在应变速率为0.1 s-1、变形温度为920 ℃的条件下，模拟结果中的再结晶体积分数为40%，对应条件下的物理实验值为30%，实验结果和模拟结果具有较高的吻合度。

(3)通过将有限元模拟和热变形参数边界条件相结合，优化出合金α片层球化体积分数较高的外部工艺条件。

文章引用：陶 成，崔 霞，欧阳德来，等.TC21钛合金热压缩工艺数值模拟与实验研究[J].塑性工程学报，2023，30(8)：195-201.