（材料加工工程专业论文）ti40阻燃合金高温变形机理及开裂准则研究.pdf

摘要 摘要 金属材料的韧性断裂是塑性加工过程中常见的失效形式和影响热加工性的 重要因素，历来都是先进塑性加工领域的研究热点。随着有限元模拟技术和损伤 力学的不断发展，如何建立合适的热变形开裂准则，预测和避免缺陷的产生已成 为缺陷仿真预测迫切需要解决的难题。本文以热变形极易开裂的t i 4 0 阻燃合金为 研究对象，以各种室温下适用的开裂准则为基础，引入z e n e r - h o l l o m o n 因子，对 t i 4 0 合金的变形机理及开裂行为进行了系统的研究。主要研究内容和结果如下： 研究了t i 4 0 合金高温变形过程中变形温度和应变速率对流动应力的影响规 律，揭示了流动软化和不连续屈服现象的影响因素和机理，发现不连续屈服现象 与大量可动位错从晶界突然增殖有关。 揭示了t i 4 0 合金的高温变形机理。发现变形温度低于9 5 0o c ，以动态回复为 主；高于9 5 0 0 c ，发生动态再结晶。动态再结晶的形貌随应变速率的变化而变化： 应变速率较高时( 1 s d ) ，动态再结晶晶粒呈项链状沿原始b 晶界分布，沿晶界 析出的t i 5 s i 3 颗粒是再结晶晶粒的核心；应变速率较低时( 1s - 1 ) ，a n dat y p i c a lc o n t i n u o u sr e c r y s t a l l i z a t i o nw i t h s e r r a t e dg r a i nb o u n d a r i e sw h i c hw a sa t t r i b u t e dt os u b s t r u c t u r eo c c u r r e da tl o w e rs t r a i n r a t e s ( l s 4 ) ，动态再结晶晶粒呈项链状沿原始b 晶界分 布，沿晶界析出的t i 5 s i 3 颗粒是再结晶晶粒的核心；应变速率较低时( 0 i s 。) ， 发生了锯齿状的连续再结晶，亚晶形核是其形核的主要机制。 ( 2 ) 研究了t i 4 0 合金热变形过程中的开裂机理，分析了不同开裂形式的裂 纹形成原因，发现低温、高应变速率下形成的4 5 0 剪切开裂是由于剪切带内孔 洞的长大、连接而形成的：温度较高时，以平行于压缩轴方向的纵裂和豆腐渣 式开裂为主。揭示了t i 4 0 阻燃合金热变形开裂的临界变形量与变形温度和应变 速率的关系。引入单变量z e n e r - h o l l o m o n 因子表示变形温度和应变速率的综合 作用，发现开裂的临界变形量与l i 匠呈线性关系，从而可大大减少试验次数。 ( 3 ) 基于d e f o r m 3 d 有限元平台，运用损伤力学理论，建立了t i 4 0 合金 等温热压缩过程的有限元缺陷预测模型，并以试验结果为依据，分析了六种典 型的室温韧性断裂准则，发现基于空洞长大聚合的o y a n e 模型可适用于t i 4 0 阻 燃合金高温变形，且o y a n e 准则的临界开裂g 值与l r 层值也符合线性关系，从 而建立了基于z e n e r - h o l l o m o n 因子的t i 4 0 合金热变形开裂准则，并获得了验证。 以上结果为t i 4 0 合金铸锭开坯的工艺参数优化、预测开坯裂纹的出现提供了 判定标准，并为建立其它材料的高温变形开裂准则提供了一个新的思路。 i v 第1 章绪论 1 1 引言 第1 章绪论 金属的断裂是指金属材料在变形超过其塑性极限而呈现分离的状态。这是因 为材料受力时，原子相对位置发生了改变，当局部变形量超过一定限度时，原子 间结合力遭受破坏，便出现了裂纹，裂纹经过扩展而使金属断开。加工材料的表 面和内部的裂纹，以及整体性的断裂都会使成品率和生产率大大降低。断裂现象 是材料在塑性变形阶段不能稳定进行而出现的结果，它作为一种成形极限，不仅 与实际的变形条件有关，还与材料的性能和模具结构等方面有关。在金属的加工 过程中，为了解决断裂问题，必须通过大量的试验来制定材料合理的加工范围； 并且对于复杂件的成形，还必须对其模具进行反复修正、调试，这必然增加了生 产周期和加工成本。因此，如何较快较准确地解决断裂缺陷问题，进一步了解材 料的塑性变形与断裂机制，已成为研究者们关注的一个焦点。 随着宏观断裂力学的深入发展，研究者们发现要进一步揭示材料的断裂过 程，必须在更细小的尺度上对材料破坏的演化加以研究和了解。材料在断裂过程 中晶粒和晶粒尺度的结构和力学性能的变化引起了断裂力学研究者的关注，断裂 力学和材料学的自然结合产生了细观断裂力学。细微观理论的发展使人们更深层 次地了解了材料破坏的实质。有限元分析技术的飞速发展和计算机性能的不断提 高，一些商用有限元分析系统己逐渐成为成形优化和模具研究的强有力的工具。 对于材料加工过程中的断裂，研究者们也试图用计算机软件来模拟材料的破坏过 程及预测其微观裂纹的发生。然而，由于目前细微观测试手段并不完善，也由于 材料真实的细微观结构的复杂性，对材料逐渐断裂破坏过程的模拟，仍然依赖于 经典断裂力学理论。在用经典断裂力学理论对成形过程中的断裂现象进行模拟 时，通常是在原有屈服函数和相关流动法则的基础上计算每一步的应力、应变场， 并引入断裂准则进行判断。断裂准则的选取是断裂模拟中的一个难点。虽然文献 中可以找到很多断裂准则，但如何选择至今还没有形成一个统一的认识。 1 2 断裂的分类 材料的断裂过程大都包括裂纹的形成与扩展两个阶段。由于材料种类的不 同，及引起断裂的条件各异，材料断裂的机理与特征也并不相同。因此，为了便 于分析研究，人们对断裂的分类有多种方法。 西北丁业大学- i = 学硕七学何论文 1 ) 按照断裂前与断裂过程中材料的宏观塑性变形的程度，可分为脆性断裂 和韧性断裂。韧性断裂的特征是材料断裂前及断裂过程中产生了明显的宏观塑性 变形，或断裂所吸收的能量( 断裂功或冲击值) 较大，用肉眼或低倍放大镜观察时， 断口里暗灰色、纤维状。脆性断裂断裂前基本上不发生宏观塑性变形，断裂功很 小，没有明显的征兆，因而危害很大，脆性断裂的特点是：( a ) 脆断时承受的工 作应力较低，一般低于材料的屈服强度；( b ) 脆断的裂纹源多是从材料内部缺陷 处开始；( c ) 环境温度降低，脆断倾向增加；( d ) 宏观断口平齐光亮，且与正应 力垂直，断口上呈人字纹放射花样。 2 ) 按照晶体材料断裂时裂纹扩展的途径，分为穿晶断裂和沿晶断裂。穿晶 断裂可以是韧性断裂，也可以是脆性断裂；而沿晶断裂则多数为脆性断裂。 3 ) 按照微观断裂机理，可分为解理断裂和剪切断裂。解理断裂是严格沿一 定的晶面分离，通常解理断裂是脆性断裂，但脆性断裂不一定就是解理断裂。剪 切断裂是在切应力作用下，沿滑移面滑移分离而造成的断裂，它又可以分为滑断 ( 或纯剪切断裂) 和微孔聚集型断裂。纯金属尤其是单晶金属常发生纯剪切断裂， 而钢铁等工程材料多为微孔聚集型断裂。 4 ) 按断裂的环境和应力状态可分为短时断裂与长时断裂，冲击断裂，疲劳 断裂，延滞断裂，应力腐蚀断裂和蠕变断裂等。 1 3 韧性断裂 1 3 1 韧性断裂的微观机理 材料经明显的塑性变形后而发生的断裂称为韧性断裂。尽管韧性断裂在塑性 加工中是较为常见的，但在理论上的研究尚不充分和完善。塑性加工中，由于受 力方式和变形条件不同，可发生各种各样的韧性断裂。韧性断裂的微观特征是韧 窝形貌，韧窝的形状因应力状态而异，在正应力的作用下，韧窝是等轴形的；在 扭转载荷的作用下，韧窝被拉长为椭圆形。 囱囱 醇” 由 图1 - i 材料的韧性断裂过程 a ) 形核b ) 长大c ) 聚合 2 第1 章绪论 一般认为，金属的韧性断裂是由于空洞的聚合和增长引起的，如图1 1 所示。 这些空洞是由于位错的塞积、第二相粒子或其他缺陷产生的。在金属的塑性变形 过程中，空洞长大至一定数量，聚结起来就形成了裂纹。空洞长大的聚结程度与 工艺参数、材料的特性有很大的关系。 实际金属中存在的第二相粒子往往是微孔成核的源。第二相粒子分为两大 类，一类是夹杂物，在不大的应力作用下与基体脱开或本身裂开而形成微孔；另 一类是强化相，它们本身比较坚实，与基体结合比较牢固，是位错塞积引起的应 力集中或在高应变条件下，第二相与基体塑性变形不协调而萌生微孔。 微孔的形成可以用位错和变形不协调来解释。微孔成核并逐渐长大，有两种 不同的聚合模式。一种是正常的聚合，即微孔长大后出现了“内颈缩”，使实际 承载的面积减少而应力增加，起了“几何软化”的作用。这将促进变形的进一步 发展，加速微孔的长大，直至聚合。另一种聚合模式是裂纹尖端与微孔、或微孔 与微孔之间产生了局部滑移，由于这种局部的应变量大，产生了快速的剪切裂开。 这种模式的微孔聚合速度快，消耗的能量也较少，所以塑性韧性差。目前对快速 剪切裂开的认识还不够深入，但知道应变强化指数低的材料容易产生剪切裂开， 这是因为应变强化阻碍己滑移区的进一步滑移，使滑移均匀，不易产生局部的剪 切变形。另外，多向拉应力促使材料处于脆性状态，也容易产生剪切断开。 韧性断裂具有如下几个特点：韧性断裂前已发生了较大的塑性变形，断裂时 要消耗相当多的能量，所以韧性断裂是一种高能量的吸收过程；在小裂纹不断扩 大和聚合过程中，又有新裂纹不断产生，所以韧性断裂通常表现为多断裂源；韧 性断裂时裂纹扩展的临界应力大于裂纹形核的临界应力，所以韧性断裂是一个缓 慢的撕裂过程；随着变形的不断进行裂纹不断生成、扩展和聚合，变形一旦停止， 则裂纹的扩展也将随着停止。 1 3 2 韧性断裂的外部影响因素 塑性变形过程中，材料发生韧性断裂，不仅取决于材料的组织、成分，而且 还取决与各种外界条件对它的影响，如应力状态、温度、化学作用等等。在材料 的热成形过程中，应力状态和温度是影响其加工性及韧性开裂的主要因素。 ( 1 ) 应力状态对韧性断裂的影响 大量的生产实践和科学实验证明，材料在压应力状态下塑性好，不容易导致 韧性断裂破坏的产生。一般用平均应力( 静水应力) 来衡量压应力水平。平均应 力的代数值越小，材料塑性越好，如常见的挤压。相反，材料在拉伸时，局部的 平均应力代数值为正且较大，则容易发生断裂。在孔洞生长的r i c e - t r a c e y 模型中， 应力三轴度( 平均应力与等效应力之比) 越小，孔洞生长越慢，在拉应力很大时， 两北t 业大学t 学硕十学位论文 即应力三轴度很大时，孔洞生长加快，并促进了孔洞之间的相互作用，材料破坏 的可能性增加。 ( 2 ) 温度对韧性断裂的影响 温度首先是影响了材料变形抗力的大小，然后是对韧性断裂的影响。材料内 部的位错运动、组元之间的扩散、在结晶过程及其相变过程都是受到温度的影响， 这些因素又影响着材料在变形过程中的损伤及断裂。 ( 3 ) 变形量对韧性断裂的影响 在塑性变形过程中，当塑性应变达到某一阈值时，金属内部的部分夹杂物或 第二相质点本身破碎，或使夹杂物质点与机体界面脱离而形成微孔洞。微孔洞逐 渐长大并以一定的方式聚合，最后导致断裂发生。大多数实验表明，孔洞体积分 数随变形量的增加而增加，一开始增加较慢，可以认为是线性，当塑性应变达到 一定数值时，孔洞体积分数呈指数关系迅速增加，且增加速率与材料有关。 1 4 断裂问题预测的研究现状 尽管断裂问题在金属塑性加工中是一种常见的现象，但是在早期的金属塑性 加工数值模拟中，却很少涉及到断裂问题的模拟。对工件断裂的判断往往停留在 强度理论上，以等效应力或等效应变作为是否出现断裂的判据，这显然是承袭了 结构设计中的思想，实际上并不能满足加工工艺研究的需要。于是，半个多世纪 以来，研究者们提出了各种韧性断裂的开裂准则。 1 4 1 常见的一些韧性断裂准则 韧性断裂准则大体上可以分为经验准则和半经验准则两大类【“。经验准则是 在应变基础上定义一个开裂位置，或者在应力基础上定义应力变形指标。半经验 准则一般有两种类型：累积塑性能模型和空洞合并模型。累积塑性能模型是建立 在坯料潜在的断裂点沿应变路径的总的塑性变形能的基础上的。空洞合并模型是 空洞的形成和长大，随着空洞的合并而形成裂纹。a v i t z u r t 2 在上限法的基础上， 提出了断裂准则公式的一种完全不同的方法。已有一些发表的文章或刊物阐述了 各种不同准则的基本原理及它们的应用范围。为了成功地预测韧性断裂的发生， 理论断裂准则和加工性试验都是非常重要的应用工具。 ( 1 ) 经验准则 应用最广泛的基于应变的经验准则是k u h n l 3 , 4 1 准则，它以圆柱压缩为对象， 得出了圆柱体表面赤道附近处主应变占。、岛之间的关系，即： 岛= c 一鲁( 1 - 1 ) 4 第1 章绪论 式中一是指圆柱体自由表面赤道处的轴向应变 晶一是指圆柱体自由表面赤道处的周向应变 d o m i a t y 和s h a k e r 研究了孔体材料锻造时的成形极限，提出了与k u h n 相似 的曲线。由于该准则简单、明了，很容易与有限元代码融合，目前，已有很多研 究者将该准则结合到有限元之中进行金属成形中自由表面的缺陷预测。 s h a b a i k 和v u j o v i c t 5 j 等提出，为了确定变形性能，使用一个参数卢，卢被定 义如下 ：孕 盯 他们建议，变形极限的应变爵以下式表示 毛f = f 诚 卢茎l 包括从简单拉伸( 辟1 ) 到拉拔、轧制、锻造、挤压等( 肛1 ) 在内， 所示。 ( 1 2 ) ( 1 - 3 ) 如图1 - 2 图1 2 体积成形时的变形极限曲线 s o w e r b y 6 , 7 等提出基于应力的模型： b = 0 2 f 2q q 式中毋旨周向应力 这两种基于应力的经验准则认为开裂时的等效应变可以表示成平均应力与 等效应力比值的一个函数。 ( 2 ) 半经验准则 ( a ) 累积塑性能模型 f r e u d e n t h a l 在1 9 5 0 年以单位体积塑性功为参数建立了判断材料发生大变形 时的属于第二类的韧性开裂准则。在这之后的1 0 2 0 年时间内，许多学者都是 在此基础上，改进提出其他的准则。 f ， 【础= c ( 1 5 ) 式中厅等效应力 手等效应变 手，发生断裂时的总的塑性变形 两北t 业大学t 学硕十学付论文 c l 一临界破坏值，表示材料的抗韧性开裂的参数 上式的物理意义是，材料在塑性变形过程中，当单位体积内所吸收的广义 塑性功达到临界值c 时，断裂发生。g i l l e m o t 8 l 应用上述准则研究了某碳钢( 含 碳量o 3 5 ) 的断裂，发现在拉伸、压缩和低周疲劳试验中，当一定量的能量被 试件吸收后，确实出现了裂纹。 考虑到最大拉应力的重要性，c o c k c r o f l 和l a t h 锄【9 锰1 9 6 8 年基于上述准则 也提出了一个模型，当拉伸应变能到达其临界值的时候，材料将发生裂纹。 c 7 盯+ d g = c ( 1 6 ) 式中 盯：q o i o ( q 一最大主应力) 【0 o l 0 该准则已通过试验进一步得到检验。结果表明，单位体积内拉伸塑性功的积 分可用来预测裂纹的发生。这个准则不是建立在开裂的微观机制模型上的，而是 认识到了开裂的临界值依赖于最大主应力水平，适合于拉伸占主导地位的应力状 态。因该判掘很易融入到有限元代码之中，因此该判据已被广泛地用来进行体积 成形的缺陷预测【1 0 , 1 1 。 对于一种给定的材料、温度以及应变速率，其加工性与静水应力盯。有关系， 在静水应力的作用下，可成形性非常有限的材料能够成功地变形。 b r o z z o 等在1 9 7 2 年根据试验对c o c k c r o f l 和l a t h a m 准则进行了调整，并考 虑了最大主应力和静水压应力的共同影响提出了以下的模型： r 者 ( 1 - ，) 上述的积分达到无量纲的临界值时，断裂发生。该临界值可通过切口试样的 拉伸试验测得。该准则被用来预测在三种低碳深拉延钢上b u l g e 试验的断裂应变， 预测值和试验结果相符很好。 o h 和k o b a y a s h i 1 2 】等人1 9 7 6 年在考虑了最大周向拉应力和等效应力的比值 后，对c o c k c r o f l 和l a t h a m 准则进行了另一种修正，提出的材料韧性开裂准则为： f ，量：c ( 1 - 8 ) 当变形是在不恒定的应变速率和温度下进行时，考虑了拉应力与等效应力比 值的准则比单纯地考虑拉应力更有用。 o s a k a d a 等在1 9 7 7 年提出了一个准经验准则，这个准则的模型为： ( 7 仁+ 印一b ) d f = c ( 1 9 ) 6 式中a ，b ，p 从试验中所得出的材料的常数 f + 印一b 的结果大于零时取实际值，小于零时取零。这个模型是在进行大 量的碳钢拉伸、压缩和扭转试验后得到的。这个准则考虑了叠加的静水压应力( 通 过参数们和预应变。与前面的模型相比，该准则更进一步，参数b 中在体现了微 观组织，例如尺寸、形状以及断裂程度等的影响。 n o r r i s i ”1 在1 9 7 8 年通过对一些拉伸试验试件，包括简单的轴对称拉伸和 c h a r p yv 型切口试件的试验结果和有限差分法的数值计算提出了一个相近的模 型： 击b c ( 1 - 1 0 ) 式中c 被假设成为等于l qi ) a t k i n s 1 4 1 于1 9 8 1 年根据板料金属成形的试验结果修改了n o r r i s 准则： 自z1 1 + 一1 c 盯2 h o c _ = c ( 1 1 1 ) 其中a 为应变比率d o , d e , ，。在此损伤积分中，包含了一项路径相关项。 上述的开裂准则是基于连续介质条件下应力和应变值的连续积累，可通过有 限元分析来预测，而不需要关于材料微观结构的详细知识。 ( b ) 空洞合并模型 m e c l i n t o c k i 巧1 9 损伤思想为背景，于1 9 6 8 年开创性的工作，揭示了三轴张 力对孔洞扩展的重要性。他讨论了基体材料中的等距分布的圆柱形孔洞的长大和 聚合。在分析中忽略了孔洞之间的交互作用，而把无穷大圆柱形孔洞深埋在无限 大基体之中，受远处径向拉应力和轴向拉应力的作用，求解轴对称广义平面应变 问题，提出当孔洞长大到与相邻孔洞相接触时材料断裂，从而得出了韧性断裂准 则： j f r 恒2 0 - - ) s i n h 降一孚一钟= c m 蚴 式中0 1 、仃r 一分别为最大和最小主应力 加硬化指数 该准则包含一些内在的简化假设，如假设主应力方向在变形体中不变。同时 由于忽略了孔洞之间的交互作用，以及孔洞聚合的条件提得不很合适，他的理论 结果远远高于e d e l s o na n db a l d w i n 1 6 1 的试验结果。 r i c e 和t r a c e y 应用连续介质塑性力学处理了基体材料包含一个空洞的扩展 问题。在1 9 6 9 年提出了三向应力作用下材料的韧性断裂准则为： 7 两北t 业大学下学硕十学何论文 生0 2 8 3 9 e x p ( 弩) ( 1 1 3 ) 式中a 一空洞平均半径 矗一a 的增长率 孛一远处的简单拉伸应变速率 这个模型的优点就是考虑了应变速率对空洞扩展的影响，而且给出了空洞增 长的量化指标。 o y a n e 等 1 7 , 1 8 】在1 9 7 2 年还提出了描述可压缩材料的韧性断裂准则，根据这 个模型的假设，裂纹是和空洞的体积分数有关系的。空洞是在承受大变形的夹杂 或受第二相粒子影响而产生的，并相互连接而形成微观裂纹。 f ( 1 + 杀卜钉( 1 - 1 4 ) 式中彳是根据一定的试验测得的材料的参数 g u r s o n t l 郫在1 9 7 7 年研究了含空洞韧性材料的屈服准则和流动规律，提出了 一组屈服和流动函数的解析形式，g u r s o n 模型是针对可压缩性材料塑性成形的， 该准则引入了一个流动法则，允许由于空洞生成而引起的材料软化。 口( 彳c 1 ) 2 + 2 f , c o s h ( b o j c r ) 一( 1 + 工2 ) = o ( i - 1 5 ) 式中a ，b 一取决于所选模型的几何形状 盯一材料的屈服应力 疗一小于o i 的参数 当厅一0 时，上式趋于v o n - - m i s e s 函数。材料的屈服流动面是随着办的增大而 缩小。空洞的萌生和扩张是造成这类应变软化现象和塑性膨胀的原因。 国内的许多学者对韧性断裂进行研究后，也提出了一些相关的断裂准则。郑 长卿等人通过对材料断裂的细观研究，在大量试验基础上提出如下公式： = 瓦e x p ( 1 5 净 ( 1 1 6 ) 式中v c , c 为临界空洞扩张比。 吴诗悖2 ”等人针对l e m a i t r e 损伤准则没有反映出静水压应力对材料屈服行 为影响，以塑性势为基础导出了大塑性变形条件下的韧性断裂准则： 挑，i a e x p 始) 卜 m 式中d 一损伤变量 b 一材料常数 p 一累积塑性应变 8 第1 章绪论 嵇国金通过镦粗试验修改了此准则。 从上面看出，大多数韧性断裂准则是与塑性变形的应力、应变、相关材料常 数有关的函数，一般体现了静水应力或应力三轴度( 盯。彳) 对材料韧性断裂的 影响，这是因为空洞在应力场下形核、长大和聚合，静水应力起着支配的作用， 从而决定韧性断裂的发生。 1 4 2 韧性断裂准则中材料常数的计算方法 从1 4 1 节可以看出，在大部分韧性开裂准则中，函数一般是积分形式，代 表着过程参数f ( c r ) 在等效应变场的作用，一般都可以写成如下通式： r 7f ( c r ) d 手= c ( 1 - 1 8 ) 式中手，断裂时断裂处的等效应变； 厂( 盯) 与应力相关的函数。 式( 1 1 8 ) 中左侧常取应力函数在等效应变场的积分形式。右侧数值c 是与材料本 身某些性能有关的，且是个统计物理量，在实际应用中认为是常数。确定准则中 常数c 值是关键一步，它直接影响到该准则对预测结果的精度。 在应用这些准则之前，要预先确定常数c 。由于确定与常数c 有关的材料参 数( 如孔洞体积分数) 需要大量的实验数据，且是统计值，这种预测方法不便于 在工程中应用。所以，在目前的应用中，都是采用一些宏观试验数据来确定准则 中的常数c 值。a m g o i j a e r t s 2 3 1 指出，如果确定常数c 的实验加载条件与将要 预测的成形过程的加载条件越相近，则预测的结果越与实验结果相符。在体积成 形中，如用来预测镦粗、挤压等工艺裂纹缺陷时，常常使用单向拉伸、单向压缩、 扭转或圆柱自由镦粗等简单实验来确定常数c 值。这是因为这些实验简单易行， 同时应力状态是已知的应力状态和实验获得的断裂等效应变，很容易求得材料常 数。 1 4 3 断裂准则与有限元方法相结合来预测裂纹 以上介绍了一些韧性断裂准则及材料常数的计算方法，它们是金属成形中缺 陷预测的前提。有了这些前提，人们可以用它们来研究变形体的裂纹类缺陷。有 限元法的引入，人们能够追踪描述变形体中任意一点的应变与应力历史，解决人 们一直头疼的变形历史的记录问题。计算机技术的飞速发展，使得计算速度有了 极大的提高，为人们进行缺陷的有限元仿真预测提供了良好的工具。 k o b a y s h i 和l e e 第一个利用c o c k c r o r l a t h a m 准则和刚塑性有限元的公式来 9 西北丁业大学t 学硕十学何论文 研究圆柱和环形体的变形。o h 等人应用弹塑性有限元公式与c o c k c r o f l l a t h a m 准则以及m c c l i n t o e k 的修正准则相结合来研究棒材挤压和拉拔时的加工性，发 现此理论和所观察的断裂应变之间有相当好的一致性。c l i f f 等使用弹塑性有限元 模拟的方法来解决试样在简单镦粗、挤压、带材压缩和拉伸等变形问题，他们研 究了几种准则后发现只有f r e u d e n t h a l 准则能够概括单位体积的塑性变形，能够 估计所有加工过程的断裂初始点的位置，但是仍然发现断裂时单位体积的塑性能 中的张力值和有限元预测之间有相当大的矛盾。z h u 等人【2 4 】提出了基于另一种弹 塑性有限元公式的理论方法，研究表明大部分断裂准则能够成功地预测断裂初始 点的位置。t o d a 和m i k i 【2 别应用刚塑性有限元公式与o y a n e 断裂准则相结合来预 测钢在缺口锻造时的断裂裂纹，发现其所得的临界值并不是由传统的镦粗变形所 测定的，而是通过利用钢中的碳含量的回归方程来确定的。数值预测与试验结果 相比较揭示了确定大变形量的初始断裂点位置的困难性【2 6 】。w i f i 等人吲提出了 比较不同的准则的基准需要完成大量的数值和试验工作来确定各种断裂的准则， 并引进了一种开裂相关指数t ，认为当成形开始没有破坏的时候，y 为零；随着 损伤的累积，y 增加到它达到开裂值f 2 8 】。 1 5t i 4 0 阻燃合金的开裂现象 1 5 1 阻燃钛合金的研究背景及现状 随着飞机性能的提高，对发动机提出了更高的要求，用于发动机中的钛合金 部件，特别是压气机的高温段部分，将承受越来越高的温度、压力和气流速度， 压气机的出口温度已经上升到5 0 0 - - 6 0 0 0 c 。普通钛合金在这种工作条件下，存在 很大的燃烧敏感性，由于某些机械故障，钛合金某些零件在高速摩擦时会起火燃 烧，导致火灾。从开始到结束，钛燃烧的传播时间约为4 2 0 s ，在目前条件下， 灭火是不现实的。从2 0 世纪7 0 年代起，钛燃烧事件明显增多，各国开始重视研 究钛和钛合金的燃烧问题。研究表明，影响钛合金起火燃烧的因素很多，包括样 件厚度、合金成份和环境因素等。目前有以下几种防燃措施：加大转子和静 子的间隙；将钛制静子和转子的使用范围限制在低温区域；设计钛一钢摩 擦偶件；涂防燃材料层和研制阻燃钛合金。由于发动机苛刻的使用环境不能 改变，零件尺寸也很难变化，因此，要研制先进的航空发动机，首先必须研制先 进的，具有阻燃性能的钛合金，以便去除发生燃烧事故的根源。 现有的阻燃钛合金主要有两种体系：一是t i j v - c r 系，如美国的a l l o yc ( t i l 2 7 0 ) i2 9 ，3 0 1 、英国的t i 2 5 v - 1 5 c r - 2 a i 0 2 c 3 1 ，3 2 】，中国的t i 4 0 ( t i 2 5 v - 1 5 c r - 0 2 s i ) ：二是t i a 1 c u 系，如俄罗斯的b t t _ 1 b t t 3 1 3 3 , 3 4 1 ，中国的 1 0 第1 章绪论 t i l 4 t 3 5 1 ( t i a 1 c u s i ) 。除此以外，t i 4 5 n b 及t i a i 金属间化合物也是很好的阻 燃材料。 1 5 2t i 4 0 阻燃合金的j j n r 性 t i 4 0 阻燃合金是西北有色金属研究院在原有色总公司高技术项目和“九五” 项目的重点支持下，对t i _ v c r 系合金进行了成份设计、熔炼、加工、热处理及 性能等方面的研究，开发出的一种新型高稳定b 钛合金，其名义成分为 t i 2 5 v - 1 5 c r - 0 2 s i 。在基础研究工作中，西北有色金属研究院已对t i 4 0 阻燃钛合 金的变形机理【3 6 j 7 1 、常规力学性能、阻燃性f 毙t 3 s , 3 9 】、阻燃机理【加朋】、高温氧化机 理【4 2 椰a 4 、组织与性能的关系h 5 撕】，特别是热处理制度对热稳定性1 4 7 a s 】和蠕变性 能【4 9 】的影响等进行了深入、系统的研究。在“十五”期问，为工程应用开展了大 量的基础性研究，包括工业规模均质铸锭熔炼、开坯锻造和环材轧制工艺研究， 加工工艺、热处理、组织与常规力学性能关系5 0 j 1 1 ，热稳定性【5 2 矧，燃烧行为【5 4 】 等深入研究，合金必要的全面性能测试，必要的基础理论研究等工作。 研究发现，t i 4 0 阻燃合金有良好的室温塑性，但高温塑性较差。低的高温 塑性，使该合金在高温变形时，金属流动困难，晶晃易开裂，致使合金的热加工 困难。大量试验表明，该合金不能自由锻造，开坯热加工需采用等温锻造或碳钢 包套热挤压，热轧板材时需采用保护涂层或碳钢包套。热加工困难是t i 4 0 合金 需要解决的技术难题之一。 按照一般的规律，体心立方的晶体结构成形性应该很好，但事实上t i 4 0 阻 燃钛合金难于热加工，经常由于表面或边缘裂纹而使材料报废。图1 3 是t i 4 0 阻燃合金在铸锭开坯过程中出现的热变形开裂，它是由于热变形温度选择不合适 造成的豆腐渣式的开裂。与t i 4 0 合金同属于t i v - c r 系的a l l o yc ( t i - 3 5 v - 1 5 c r ) 合金也出现了上述情况。从国外报导的材料的热轧照片( 图1 - 4 ) 中可以明显地 看出：a l l o yc 热轧开裂主要有两种形式：( 1 ) 鳄鱼状开裂，材料沿着裂纹的中心 而撕裂；( 2 ) 横向表面开裂，这两种现象在热轧板中是最为常见。 我国多个研究院、所对阻燃钛合金材料及其热加工工艺进行了初步探索，和 国外一样，在铸锭开坯过程中出现了热变形开裂的情况，如图1 5 到图1 7 。图 1 5 是铸锭镦粗后拔长产生的沿轴向的裂纹，图1 6 是铸锭镦粗时产生表面裂纹， 图1 7 是铸锭拔长时的表面周向裂纹。 “九五”末期和“十五”期间，西北工业大学和西北有色金属研究院、北京 航空材料研究所、贵州安大航空锻造公司成立联合课题组承担了阻燃钛合金t i 4 0 合金材料及热加工工艺的研制工作。经过课题组几年的努力，现已初步解决了 t i 4 0 合金铸锭开坯热变形开裂的难题，并成功锻制出l ：l 的环形件( 图1 - 8 ) 。 两北r 【业大学t 学硕十学何论文 尽管目前已初步解决t i 4 0 合金铸锭开坯热变形开裂的难题，并成功锻制出 1 ：l 的环形件，然而对其热变形开裂的原因及机理尚缺乏全面、深入的研究。由 于锻件的质量是由锻件内部各处的热力学参数历史决定的，因此弄清这些热力学 参数的变化规律对热变形开裂的影响是至关重要的。从而为确定安全可行的工艺 参数范围，并在此基础上选择最优方案提供理论依据。因此，对t i 4 0 阻燃合金 的高温开裂行为进行研究，揭示其微观断裂机制，建立相应的准则来预测开裂的 发生是非常必要的。 图1 - 3t i 4 0 阻燃钛合金豆腐渣式开裂图1 4a l l o yc 热轧开裂情况 图1 - 5t i 4 0 铸锭镦粗后拔长产生的裂纹 图1 - 6t i 4 0 铸锭镦粗产生表面裂纹 图1 - 7 t 1 4 0 铸锭拔长时的表面横向裂纹图1 - 8 t i 4 0 的l ：1 的环形件 1 6 本文的选题意义及研究内容 金属加工过程中断裂问题的研究是一个多尺度、跨学科的领域，一直是学术 界和工程界关注的热点之一，它涉及到力学、材料科学、物理学和化学等领域。 1 2 第1 章绪论 与工程结构设计中的断裂现象研究相比，影响金属塑性加工过程中的断裂因素更 多更复杂，例如工件的变形历史、材料性质( 组成元素、微观组织、夹杂、表面 条件以及均匀性) 和工艺参数( 温度、变形速度、摩擦与润滑等) 。若在早期的 工艺设计阶段就能预测开裂出现的条件，则可节省大量的试验、减少成本。宏观 断裂力学的发展，建立了以断裂韧性理论为中心的破坏准则体系。断裂力学与材 料学的结合所产生的细观断裂力学则在微观尺度上对材料断裂的演化加以研究， 建立了相应的断裂准则。由于热变形开裂的影响因素多，开裂机理较为复杂，对 材料开裂问题的研究基本都是在冷变形基础上进行的，所建立的开裂准则也没有 考虑温度和应变速率的影响，不能将其研究结果直接应用于热变形中。因此，为 了研究材料高温下的开裂机理，建立热变形开裂准则，定量地描述金属塑性变形 时的开裂过程，本文以热加工困难且易发生开裂的t i 4 0 阻燃合金为研究对象， 重点研究其在热变形过程中的组织演化规律及裂纹形成的主要原因，优化加工参 数，获得最佳加工范围，建立t i 4 0 阻燃合金的热变形开裂准则。 本文的主要内容有： 1 ) 通过热模拟压缩试验系统地研究了t i 4 0 阻燃合金铸态高温变形的流动性 质和加工参数与显微组织演变的对应关系，并在此基础上对t i 4 0 合金的高温变 形开裂机理进行了分析，得到了变形温度、应变速率和变形量等参数对热变形开 裂的影响，确定了热压缩条件下开裂的临界变形量。 2 ) 应用d e f o r m 3 d 有限元软件，模拟r i 4 0 合金的热压缩变形过程，选取 了六种典型的开裂准则来预测裂纹的发生条件。与试验结果进行比较，找出适合 t i 4 0 合金高温变形的开裂准则。 o 3 ) 考虑到变形温度及应变速率对热变形开裂的影响，引入温度补偿应变速 率因子z o r - - h o l l o m o n 因子对得到的开裂准则进行修正，完善了该准则，建立 了包含z 因子的t i 4 0 阻燃合金热变形开裂准则。 西北t 业大学1 = 学硕+ 学位论文 第2 章试验材料与方法 本章重点研究了t i 4 0 阻燃合金高温变形条件( 变形温度、变形速率、变形 程度) 对合金开裂的影响规律，为有限元模拟微观断裂模型和建立热变形开裂 准则提供基本的试验数据，同时也为制定铸锭开坯和热成形工艺，防止热成形 开裂提供理论和试验依据。 2 1 试验材料 原材料采用西北有色金属研究院提供的t i ) 1 4 0 m m 重2 0 公斤的t i 4 0 阻燃合 金铸锭，其名义成分为t i 2 5 v - 1 5 c r ，具体的化学成分见表2 1 ，硬度值见表2 2 。 表2 - 1t i 4 0 含金2 0 k g 铸锭的化学成分 部位 v c rs iho 上 2 4 5 1 4 6o 2o 0 0 l0 2 0 下 2 3 81 4 10 2 表2 - 2 t i 4 0 合金2 0 k g 铸锭的硬度值 部位 h b h b 中心 3 2 53 1 9 1 2 半径 3 2 23 2 9 边缘 3 2 93 2 2 由于r i 4 0 合金中1 3 稳定元素含量高达4 0 ，其相变点很低，经计算大概在 4 0 0 5 0 0 。c 。其熔点为1 3 7 0 。c ，比重p = 5 1 4 9 e r a 3 。 2 2 热模拟压缩试验 本实验是在中南大学材料科学与工程系的g l e e b l e 1 5 0 0 热力模拟试验机上 进行的。 沿铸锭轴向用线切割切取0 1 0 x 1 4 m m 的小圆柱，再机械加工至0 8 x 1 2 m m 的压缩试样( 如图2 - 1 ) 。在g l e e b l e 1 5 0 0 热模拟试验机上，压头采用端面抛光的 y g 8 硬质合金压头。样品水平置于两压模之间，样品两端凹槽内铺满特制固体 润滑剂，借以减小其与压模之间的接触摩擦及其本身的不均匀变形，避免试样产 生严重鼓形。 1 4 第2 章试验材料与过程 图2 - 1 原始压缩试样实物照片 g l e e b l e 1 5 0 0 热模拟试验机利用径向传感器在试样变形中随时采集和记录试 样的变形截面面积，并通过采集来的信号对变形进行控制，从而使试样变形部位 严格按恒定的应变速率实现压缩变形；试验机加热试样方式为电阻加热，温度的 测定是通过焊接两个热电偶在试样高度方向中间部位进行的，温度偏差控制在 士5 0 c 。以1 0 0 c s 的速度将试样加热到所要求的变形温度，保温时间5m i n 以保 证整个试样温度均匀，再开始进行热压缩。变形过程中，温度、应变速率由计算 机自动执行命令保持恒定，一直压缩到预先设定的变形量，然后计算机自动控制 热压缩过程停止；同时计算机自动绘制出载荷一应变关系曲线，并转化为真应力 一真应变曲线。每一个试样压缩完后，均进行空冷。 热模拟压缩试验的条件选择主要考虑变形温度、应变速率和变形程度的影 响。由于一般的钛合金开坯温度均在1 1 0 0 0 c 以上，国外a l l o yc 合金铸锭开坯 的温度也在1 1 0 0 0 c 以上，所以本试验的最高温度取1 1 0 0 0 c 。根据以往的经验， t i 4 0 合金宜在慢速成形的设备( 如水压机、油压机等) 上进行，但考虑到本试验 要确定变形开裂的条件，也选取了应变速率较高的条件( 1 0 s 。) 进行试验。为了 避免水冷造成试样开裂，影响试验对开裂情况的观察，试样压缩后采用空冷。具 体的试验条件如下： 变形温度( o c ) ：9 0 0 ，9 5 0 ，1 0 0 0 ，1 0 5 0 ，1 1 0 0 ： 应变速率( s - 1 ) ：0 0 1 ，0 1 ，l ，l o ； 变形量( ) ：1 0 ，3 0 ，5 0 ，7 0 冷却方式：空冷。 变形量的选择根据试验时试样开裂的实际情况调整( 例如，若某试样在4 0 时开裂，但在3 0 时并未开裂，则对其补做3 5 的试验) ，并且保证不同的温度， 不同的应变速率下，至少有四个不同的变形程度，试样总计9 0 个左右。 将变形后的试样沿轴向对半剖开，经镶嵌制成金相试样。然后经过打磨、粗 抛、精抛，再采用h f ：h n 0 3 ：h 2 0 = 1 ：3 ：5 腐蚀剂腐蚀金相试样。最后在m e f 型万 能金相显微镜上进行高倍观察与照相。 两北工业大学工学硕十学位论文 第3 章t i 4 0 合金高温变形行为和开裂机理研究 3 1 引言 长期以来，在材料高温塑性变形领域，人们对金属的流动特性以及温度效应 研究的较多，而材料在加工条件下的性质显微组织状态及其演变，变形缺陷 等加工性问题却较少为人所提及。由于材料塑性变形的重要目的之一就是改变材 料的显微组织形貌，击碎粗大的原始铸态组织，改善材料性能，所以研究t i 4 0 合金的高温变形行为和显微组织与变形条件之间的关系对于控制材料的组织性 能，选择合理的工艺参数具有重要意义。此外，t i 4 0 合金冷加工性能好而热变 形困难，锻造开坯容易丌裂，因而需研究其高温变形开裂机理。本章采用压缩变 形的方法来研究其高温变形行为，从真应力一应变曲线入手，通过对微观组织的 观察来判定t i 4 0 合金的变形机制及开裂机理。 3 2t i 4 0 合金的高温变形行为 流变应力应变曲线反映了流动应力与变形条件之间的内在联系，同时它也 是材料内部组织变化的宏观表现5 5 1 。由热模拟压缩试验获得的5 种不同变形温度 和应变速率下的流变应力一应变曲线如图3 - 1 所示。 1 6 b 第3 章t i 4 0 合金高温变形行为和开裂机理研究 图3 - 1 五种实验温度下不同应变速率的流变应力应变曲线 从图中可以看出，t i 4 0 合金的变形抗力先随应变的增加而迅速增加，达到一 个明显的峰值点，且这些峰值点随温度的降低和应变速率的升高而升高。之后产 生显著的流动应力软化现象。变形温度越低，应变速率越高，流动应力软化越明 显。在同一温度、应变速率下，随着应变量增加，流动应力一应变曲线趋于平行 于应变轴。 对于流动应力的软化，一般认为是由绝热温升引起的。由于钛合金的热传导 系数比铝、铜、钢等合金低得多，因此在热加工过程中由于变形热不能及时向周 围环境释放，导致局部温升效应引起。一般来讲，变形温度相同，增加应变速率 会使温度效应增大。对t i 4 0 合金的流变应力曲线进行温度校正后发现【5 叫：应变速 率越低，温度校正的幅度就越小；应变速率越高，温度校正的幅度就越高。在同 一应变速率下，温度越低，校正幅度越大。如图3 2 所示。可见，温升是流动软 化的一个主要原因。然而，即使经过温度校正，流动软化现象依然存在，说明温 升效应并不是流动软化的唯一原因，一定还有其它的因素影响着流动软化。既然 这样，需要细致的微观观察来确定它们的机制。 兰 l 童 图3 - 2 温度校正后的流变应力应变曲线 s e m i a t i n 等5 7 】认为随着塑性变形的进行，由动态再结晶或组织结构改变导致 的流变应力的软化更为显著。n h o k w a n gp a r k 等人5 8 1 研究了t i 6 a 1 4 v 合金高温 变形稳定性后认为，引起该合金流动软化的原因主要是动态回复而非动态再结 1 7 西北1 = 业大学t 学硕十学 市论文 晶。p r a s a d 等则认为b 钛合金的流动软化还与局部塑性流动失稳有关【5 9 】。本文通 过试验观察到大量剪切变形带和局部塑性流动等流动失稳现象以及动态回复和 再结晶现象( 3 3 节将详细讨论) 。因此，t i 4 0 合金的流动软化现象应该是绝热变 形引起的温升效应、动态回复、动态再结晶和局部塑性流动失稳综合作用的结果。 对于真应力一真应变曲线上应力最后趋近于稳定的现象，其原因是随着变形 的进行，一方面材料内部位错密度增加，发生加工硬化；另一方面由于位错产生 交滑移，使材料软化。加工硬化是由于在外应力作用下增大了位错密度和由于位 错之间的交互作用而形成各种稳定、非稳定的位错组态；动态软化包括位错密度 的降低和位错重新排列成了低能量状态的组织。随着应变的增大，材料内部空位 浓度也提高，位错的攀移开始产生作用，参与软化过程，从而使材料软化程度提 高，位错克服障碍阻力的能力增强，材料变形时硬化和软化的平衡向低指硬化指 数方向变化，真应力一真应变曲线逐渐趋于平缓。最后，由于位错的交滑移、攀 移以及位错的脱钉等引起的软化与应变硬化达到动态平衡，真应力一真应变曲线 接近于一水平线，变形进入稳态流变阶段。 从图3 1 ( d ) 、( e ) 中还可以看出，在温度大于等于1 0 5 0 。( 2 和应变速率为1 0 s 。1 时，流动应力一应变曲线出现一个明显应力峰值，随后突然下降，出现应力不连 续屈服现象。通常这种不连续屈服现象是由于材料内部组织可能发生动态再结 晶、动态时效或者局部流变引起的。在很多d 钛合金变形过程中都发现了这种现 象，如t i - 9 4 m n ，t i - 1 3 m n , t i - 1 4 8 v 等等，但是在纯钛、i f , 钛合金t i - 5 a 1 - 2 5 s n 以及( 0 l + b ) 钛合金1 “a l - 4 v