郭 靖，詹 梅，楊 合

（西北工業(yè)大學(xué)材料學(xué)院 凝固技術(shù)國家重點(diǎn)實驗室，陜西西安710072）

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鈦合金筒形件軋-旋成形研究進(jìn)展

郭 靖，詹 梅，楊 合

（西北工業(yè)大學(xué)材料學(xué)院 凝固技術(shù)國家重點(diǎn)實驗室，陜西西安710072）

摘 要：鈦合金筒形件具有輕質(zhì)、高強(qiáng)、耐腐蝕等優(yōu)點(diǎn)，在航空、航天和兵器領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用與需求。針對目前的鈦合金筒形件成形制造工藝難以滿足大直徑薄壁長筒形件的高效、低成本制造要求，提出了一種環(huán)軋-旋壓（軋-旋）成形工藝制造鈦合金筒形件的方法。在軋-旋成形工藝中，坯料歷經(jīng)環(huán)軋線接觸與旋壓點(diǎn)接觸下的連續(xù)局部加載增量成形和顯著的不均勻變形，其變形過程復(fù)雜，微觀組織不均勻，容易發(fā)生破裂，影響筒形件的成形質(zhì)量。為此，基于兩相鈦合金自洽模型和Oyane韌性準(zhǔn)則，建立了耦合損傷的軋-旋宏微觀仿真模型，研究了TA15鈦合金筒形件軋-旋過程中的宏觀變形行為、微觀組織和損傷破裂演化規(guī)律。發(fā)現(xiàn)工件經(jīng)軋-旋成形后，外層應(yīng)變較大，中間層和內(nèi)層基本相同；工件溫度沿壁厚由內(nèi)到外逐漸降低；α晶粒尺寸外層最小，內(nèi)層和中間層相差不大；α相體積分?jǐn)?shù)沿壁厚由內(nèi)到外逐漸降低；工件內(nèi)表面在環(huán)軋后的旋壓過程中，由于正應(yīng)力三軸度以及高應(yīng)變速率的共同作用，最易發(fā)生破裂。

關(guān)鍵詞：鈦合金；環(huán)軋-旋壓；有限元；微觀組織演化；損傷演化

第一作者：郭 靖，男，1990年生，博士研究生

1 前 言

鈦合金以其密度小、耐高溫、耐腐蝕等諸多優(yōu)異的特性，已成為航空、航天和兵器領(lǐng)域不可缺少的結(jié)構(gòu)材料［1-5］。由該類材料制造的大直徑薄壁筒形件具有輕質(zhì)、高強(qiáng)的特性，在航空、航天和兵器領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用，如噴氣飛機(jī)的噴管、火箭殼體、魚雷外殼等［6-9］。由于此類構(gòu)件大都是在極端使役環(huán)境下工作，因此對其可靠性、制造完整性以及精度提出了越來越高的要求，這就給現(xiàn)有的制造工藝帶來了新的難題和挑戰(zhàn)。

鈦合金在室溫下塑性差、強(qiáng)度高，且材料導(dǎo)熱率低、切削性能差，是典型的難變形材料［10-11］。目前的鈦合金大直徑薄壁筒形件的成形方法有:①切削成形。該方法工藝簡單，但生產(chǎn)效率低，材料浪費(fèi)嚴(yán)重；由于切削容易導(dǎo)致薄壁筒形件變形，因此切削構(gòu)件精度低［12］。②卷焊。卷焊得到的是有焊縫的非勻質(zhì)管。由于鈦合金彈性模量小，卷圓的鈦合金筒形件的型面尺寸精度難保證，且存在大的焊接應(yīng)力［13］。③拉拔或環(huán)軋。該方法只適合生產(chǎn)徑厚比較小的筒形件零件［14］?？梢钥闯?，上述成形工藝皆存在不足，難以滿足大直徑薄壁長筒形件高效、低成本的制造要求。

流動旋壓同樣是一種制造鈦合金大直徑薄壁筒形件的成形方法［15］。采用該方法制得的筒形件精度高，材料利用率和機(jī)械性能均優(yōu)于機(jī)械加工。但該方法制造的筒形件內(nèi)徑受到毛坯尺寸的限制，難以滿足各種非標(biāo)內(nèi)徑筒形件的需求，因此工藝柔性不高，且制造周期較長?？紤]到環(huán)軋是一種制造不同尺度環(huán)件的成形方法［14］，具有生產(chǎn)周期短、工藝柔性高、制造的環(huán)件尺寸精度高、力學(xué)性能好等優(yōu)點(diǎn)。因此，本文作者綜合了流動旋壓和環(huán)件軋制的成形特點(diǎn)，提出了一種環(huán)軋-旋壓（軋-旋）成形工藝［16-18］。該工藝首先通過環(huán)軋實現(xiàn)筒形件的直徑增大和壁厚減薄，從而得到大直徑的筒形件旋壓毛坯，隨后通過旋壓來實現(xiàn)高度增加和壁厚的進(jìn)一步減薄，最終得到成形性優(yōu)良的鈦合金大直徑薄壁長筒形件，其工藝流程如圖1所示。軋-旋成形工藝綜合考慮了從筒形件毛坯制備到筒形件最終成形的整個工藝過程，結(jié)合了流動旋壓和環(huán)件軋制兩種成形工藝的優(yōu)點(diǎn)，具有少無焊縫、對設(shè)備噸位要求低、生產(chǎn)周期短、工藝柔性高、集成度高、近凈成形等特點(diǎn)，因此在鈦合金等難變形材料大直徑薄壁長筒形件的高效、低成本成形制造方面具有很好的應(yīng)用前景。

圖1 軋-旋過程示意圖Fig.1 Process of rolling-spinning

軋-旋成形過程是一個多工步、多場、多模具、多邊界相互耦合作用下的高度非線性過程。在其成形過程中，鈦合金筒形件要經(jīng)歷復(fù)雜的熱成形歷史和大的不均勻塑性變形，導(dǎo)致其微觀組織不均勻。同時由于鈦合金本身塑性差、對裂紋敏感，損傷破裂也就成為鈦合金筒形件軋-旋成形的主要缺陷（圖2）。因此，研究鈦合金筒形件軋-旋成形過程中的宏觀變形行為、微觀組織演變及損傷演化規(guī)律，對于提高鈦合金筒形件軋-旋成形質(zhì)量具有重要意義。

圖2 筒形件裂紋Fig.2 Fracture in tube blank

2 研究思路與方法

由于軋-旋成形是線接觸和點(diǎn)接觸動態(tài)約束下的連續(xù)局部塑性成形過程，是涉及材料、幾何和邊界非線性的復(fù)雜過程，因此，基于理論、經(jīng)驗和反復(fù)試驗的方法難以滿足對該過程數(shù)字化、高技術(shù)化發(fā)展的需求。而計算機(jī)建模仿真優(yōu)化與理論分析及實驗研究有機(jī)結(jié)合的方法，能模擬現(xiàn)實成形，將大量反復(fù)試驗在計算機(jī)上完成，可以比理論和實驗做得更全面、更深刻、更細(xì)致，同時可以進(jìn)行一些理論和實驗暫時還做不到的研究，已成為研究與發(fā)展先進(jìn)精確塑性成形技術(shù)，高質(zhì)量、低成本、短周期、自主創(chuàng)新地實現(xiàn)塑性成形產(chǎn)品開發(fā)的強(qiáng)有力工具。

因此，本文工作以計算機(jī)數(shù)值模擬仿真為主，并與實驗研究相結(jié)合，以TA15鈦合金筒形件軋-旋成形為研究對象，先建立耦合損傷的軋-旋成形宏微觀一體化模型，然后采用該模型開展軋-旋成形過程的宏觀變形行為、微觀組織和損傷演化規(guī)律研究。

3 筒形件軋-旋成形有限元模型的建立

3.1 軋-旋成形宏觀有限元建模

筒形件軋-旋成形包括環(huán)軋成形，轉(zhuǎn)移過渡以及旋壓成形過程，是一個集溫度、材料與邊界非線性為一體的過程。本文基于有限元軟件Abaqus/Explicit的Dynamic，Temp-disp熱力耦合模塊，建立了TA15鈦合金筒形件軋-旋全過程模型，如圖3所示［17］。其中，模具包括驅(qū)動輥、芯輥、導(dǎo)向輥以及芯模和旋輪，均簡化為解析剛體。將TA15鈦合金筒坯設(shè)為變形體，并選取六面體八節(jié)點(diǎn)熱力耦合單元（C3D8RT）對其進(jìn)行網(wǎng)格劃分，同時采用網(wǎng)格自適應(yīng)技術(shù)。鑒于軋-旋成形存在環(huán)軋、轉(zhuǎn)移過渡及旋壓3個分析步，在一次性建模中，不同分析步之間坯料與模具的精確裝配難以實現(xiàn)。因此，提出采用多工步連續(xù)分析技術(shù)來實現(xiàn)軋-旋全過程建模，即通過定義初始狀態(tài)場變量進(jìn)行數(shù)據(jù)傳遞，實現(xiàn)了各個工步間數(shù)據(jù)的傳遞，最終實現(xiàn)了軋-旋全過程數(shù)據(jù)的無縫連接。

圖3 軋-旋全過程模型Fig.3 Finite element model of rolling-spinning process

3.2 微觀組織預(yù)測模型

為預(yù)測軋-旋全過程中的微觀組織演化規(guī)律，根據(jù)圖4所示的自洽模型流程圖，開發(fā)了用于預(yù)測環(huán)軋及旋壓成形過程中的組織演變規(guī)律的VUMAT子程序［19］?；趫D5所示擴(kuò)散模型流程圖，開發(fā)了用于預(yù)測轉(zhuǎn)移過渡過程的組織演變規(guī)律的VUMAT子程序［20］。

圖4 自洽模型流程圖Fig.4 Flow chart of self-consistent model

3.3 損傷預(yù)測模型

為預(yù)測軋-旋全過程的損傷演化規(guī)律及破裂現(xiàn)象，基于Oyane準(zhǔn)則建立了適用于軋-旋全過程的韌性準(zhǔn)則（式1）。采用彈性預(yù)估-塑性校正策略的隱式本構(gòu)積分算法，開發(fā)了相應(yīng)的VUMAT子程序。

圖5 中間過渡過程擴(kuò)散模型流程圖Fig.5 Flow chart of diffusion model of transition process

3.4 耦合損傷的軋-旋成形宏微觀一體化建模及驗證

基于Abaqus軟件的子程序接口，將微觀組織預(yù)測模型和損傷破裂預(yù)測模型嵌入到軋-旋成形宏觀模型中，建立了耦合損傷的軋-旋成形宏微觀模型。采用該模型，可以分析軋-旋全過程的宏觀變形行為，預(yù)測組織演變及損傷演化規(guī)律。通過分析筒形件內(nèi)外徑的圓度、壁厚均勻性與直線度，驗證了宏觀模型的正確性［17］。通過與熱壓縮實驗中的初生α相晶粒尺寸對比，驗證了微觀組織預(yù)測模型的可靠性［18］。通過單個單元變形驗證了損傷斷裂預(yù)測模型的可靠性［17］。上述結(jié)果表明，本文所建立的耦合損傷的軋-旋成形宏微觀一體化模型是可靠的。

4 軋-旋全過程變形行為

采用耦合損傷的軋-旋成形宏微觀模型，選取了坯料徑向及內(nèi)、中和外側(cè)節(jié)點(diǎn)（圖6），研究揭示了軋-旋成形的宏觀變形行為、組織和損傷演化規(guī)律。

4.1 宏觀變形行為

4.1.1 應(yīng)變場分布與變化

圖6 坯料徑向路徑及內(nèi)、中和外側(cè)節(jié)點(diǎn)示意圖Fig.6 Schematic of radial path and inner，center and outer nodes of blank

研究獲得了TA15鈦合金軋-旋全過程中的等效塑性應(yīng)變的分布與變化，如圖7、8所示［18］。由圖7可以看出，環(huán)軋后環(huán)件內(nèi)側(cè)的等效塑性應(yīng)變最大，外側(cè)其次，中部最小，如圖7a所示。這是由于環(huán)件的內(nèi)、外表面與軋輥直接接觸，中部離軋輥距離較遠(yuǎn)。而內(nèi)側(cè)應(yīng)變較外側(cè)大，則與由環(huán)軋工藝參數(shù)所決定的環(huán)件內(nèi)外側(cè)的進(jìn)給量分配有關(guān)。初始時，內(nèi)、外表面的進(jìn)給量基本相同，隨著軋制過程的進(jìn)行，環(huán)件的內(nèi)半徑和外半徑逐漸增大，環(huán)件外表面進(jìn)給量與內(nèi)表面進(jìn)給量比值逐漸減小，相當(dāng)于外表面的進(jìn)給量相對于內(nèi)表面的進(jìn)給量逐漸減小，因此內(nèi)側(cè)應(yīng)變量更大［21-22］。由于轉(zhuǎn)移過渡是個靜態(tài)的過程，因此該過程中的應(yīng)變基本不變，如圖7b所示。經(jīng)過旋壓變形后，旋輪工作區(qū)應(yīng)變顯著增大，且應(yīng)變沿壁厚方向由外到內(nèi)逐漸減?。▓D7c）。

圖7 軋-旋全過程中的等效塑性應(yīng)變分布:（a）環(huán)軋后；（b）轉(zhuǎn)移過渡后；（c）旋壓后Fig.7 Distributions of equivalent plastic strain in rolling-spinning process:（a）after rolling，（b）after transition，（c）after spinning

由圖8所示的沿軋-旋件徑向的等效塑性應(yīng)變分布可以看出，沿環(huán)軋件厚度由內(nèi)到外，應(yīng)變呈先減小后增加的趨勢，內(nèi)側(cè)應(yīng)變較外側(cè)的大，且最大值約為最小值的2倍左右；旋壓后，沿工件厚度由內(nèi)到外，應(yīng)變呈現(xiàn)緩慢增大再急劇增大的趨勢，最大應(yīng)變甚至達(dá)到最小應(yīng)變的4倍以上。

圖8 沿工件徑向的等效塑性應(yīng)變分布Fig.8 　Distributions of equivalent plastic strain along radial direction of workpiece

4.1.2 應(yīng)變速率場分布與變化

研究獲得了TA15鈦合金軋-旋全過程中的應(yīng)變速率的分布與變化，如圖9和圖10所示［18］。由圖9可以看出，環(huán)軋后，僅與軋輥接觸的區(qū)域的應(yīng)變速率較高，且坯料截面上內(nèi)外表層的應(yīng)變速率要比中間層高，如圖9a所示。截面上內(nèi)外層的應(yīng)變速率不是對稱分布，這是因為芯輥和驅(qū)動輥的直徑不同，所形成的孔型形狀也有所不同，從而導(dǎo)致內(nèi)外層應(yīng)變速率不是對稱分布［23］。轉(zhuǎn)移過渡過程的應(yīng)變值基本無變化，因此應(yīng)變速率也無變化，如圖9b所示。工件經(jīng)歷后續(xù)旋壓后，旋輪的前角和圓角區(qū)直接與工件接觸，使其發(fā)生變形，因此該處的應(yīng)變速率較大，如圖9c所示。由圖10所示的工件內(nèi)側(cè)、中部和外側(cè)節(jié)點(diǎn)（圖6所示）的應(yīng)變速率在軋-旋過程中的變化可以看出，在環(huán)軋階段，內(nèi)外層的應(yīng)變速率較大，中間層應(yīng)變速率較小。到了旋壓階段，工件外側(cè)的應(yīng)變速率較大，是環(huán)軋時最大應(yīng)變率的3到4倍，這說明旋壓是高應(yīng)變速率下的塑性變形。旋壓時中間層的應(yīng)變速率比內(nèi)層大，說明旋壓有利于改善中間層的變形。

圖9 軋-旋全過程中的應(yīng)變速率分布:（a）環(huán)軋后；（b）轉(zhuǎn)移過渡后；（c）旋壓后Fig.9 Distributions of strain rate in rolling-spinning process:（a）after rolling，（b）after transition，（c）after spinning

圖10 內(nèi)、中和外層的應(yīng)變速率在軋-旋過程中的變化Fig.10 Variations of strain rate in inner，center and outer zones in rolling-spinning process

4.1.3 溫度場分布與變化

研究獲得了TA15鈦合金軋-旋全過程中的溫度的分布與變化，如圖11和圖12所示［18］。由圖11可知，環(huán)軋后，工件內(nèi)側(cè)溫度最高，中部次之，外側(cè)最低，如圖11a所示。這是因為經(jīng)歷環(huán)軋后，內(nèi)側(cè)應(yīng)變量更大，熱效應(yīng)也更明顯；加之，由于內(nèi)側(cè)只與芯輥接觸，因此熱傳導(dǎo)損失熱量較少，溫升相對明顯。中部應(yīng)變量雖小，但由于與軋輥和外界環(huán)境都不接觸，因此熱量損失較少，故溫度整體有所上升。外側(cè)應(yīng)變量比內(nèi)側(cè)小，而且其還與驅(qū)動輥和導(dǎo)向輥均接觸，再加上與外界接觸面積最大，熱量損失最多，故溫度最低。經(jīng)歷轉(zhuǎn)移過渡后（圖11b），由于環(huán)軋后工件內(nèi)側(cè)溫度最高，因此其與外界環(huán)境溫差較大，熱對流和熱輻射損失的熱量多，而且其與工件內(nèi)部之間也會進(jìn)行熱傳導(dǎo)，因此溫度下降較快。工件中部，主要是與周圍基體間進(jìn)行熱傳導(dǎo)，由外到內(nèi)損失熱量越來越小，因此在截面處形成了芯部溫度較高的環(huán)形溫度帶。端部棱角區(qū)與外界環(huán)境的相對接觸面積較大，同樣降溫明顯。旋壓后（圖11c），工件內(nèi)側(cè)由于直接與溫度較低的芯模接觸傳熱，故溫度迅速降低。而外側(cè)旋輪工作區(qū)域由于作用面積小，應(yīng)變較大，應(yīng)變速率高，塑性變形產(chǎn)熱明顯，加之旋輪與工件間的摩擦作用，導(dǎo)致工作區(qū)域溫升較高。未變形區(qū)和已變形區(qū)由于熱量損失，溫度下降。由沿工件徑向的溫度分布（圖12）可以看出，經(jīng)歷環(huán)軋和轉(zhuǎn)移過渡后，溫度下降，沿徑向溫度分布較均勻。經(jīng)歷旋壓變形后，內(nèi)側(cè)溫度進(jìn)一步降低，外側(cè)溫度升高，徑向溫度梯度增大，達(dá)到300℃左右。

圖11 軋-旋全過程中的溫度分布:（a）環(huán)軋后；（b）轉(zhuǎn)移過渡后；（c）旋壓后Fig.11 Distributions of temperature in rolling-spinning process:（a）after rolling，（b）after transition，and（c）after spinning

4.2 微觀組織演化規(guī)律

4.2.1 初生α相體積分?jǐn)?shù)分布與變化

圖12 沿工件徑向的溫度分布Fig.12 Distributions of temperature along radial direction of workpiece

鑒于初生α相的含量及分布對TA15鈦合金構(gòu)件的性能影響很大［24-25］。以初生α相的含量及晶粒尺寸為代表，研究揭示了TA15鈦合金軋-旋全過程中的微觀組織演化規(guī)律，如圖13和14所示［18］。由圖13可以看出，溫度越高，初生α相體積分?jǐn)?shù)越低，變化也越明顯。這是由于本文軋-旋全過程中初生α相的體積分?jǐn)?shù)分布與變化是通過自洽模型和擴(kuò)散模型預(yù)測得到的。在自洽模型和擴(kuò)散模型中，初生α相的體積分?jǐn)?shù)分布與變化是溫度的函數(shù)［19-20］。因此，軋-旋全過程中初生α相體積分?jǐn)?shù)的分布與溫度場分布密切相關(guān)。環(huán)軋后，靠近內(nèi)側(cè)區(qū)域的α相體積分?jǐn)?shù)最低，外側(cè)區(qū)域的最高（圖13a），這與變形過程中的熱量轉(zhuǎn)化和傳遞有關(guān)。進(jìn)入轉(zhuǎn)移過渡階段后，工件整體初生α相體積分?jǐn)?shù)升高，且內(nèi)外層α相體積分?jǐn)?shù)分布均勻（圖13b），這與冷卻過程溫度場變化情況一致。旋壓后（圖13c），在旋壓工作區(qū)表面與旋輪直接接觸的區(qū)域，初生α相體積分?jǐn)?shù)降低明顯，這是因為在旋輪的高速碾壓和摩擦作用下，坯料表面溫升明顯；在坯料內(nèi)表面，初生α相體積分?jǐn)?shù)升高，這是因為該區(qū)域與芯模接觸，溫度下降明顯所致。從圖14可以看出，環(huán)軋后，初生α相體積分?jǐn)?shù)由內(nèi)到外逐漸增加；經(jīng)過轉(zhuǎn)移過渡過程后，初生α相體積分?jǐn)?shù)整體升高且沿徑向分布均勻；旋壓后，初生α相體積分?jǐn)?shù)沿徑向由內(nèi)向外逐漸減小。

圖13 軋-旋全過程中的初生α相體積分?jǐn)?shù)分布與變化:（a）環(huán)軋后；（b）轉(zhuǎn)移過渡后；（c）旋壓后Fig.13 Distributions of volume fraction of α phase in rolling-spinning process:（a）after rolling，（b）after transition，and（c）after spinning

圖14 沿工件徑向的初生α相體積分?jǐn)?shù)分布Fig.14 Distributions of volume fraction of α phase along radial direction of workpiece

4.2.2 初生α相晶粒尺寸分布與變化

研究獲得了TA15鈦合金軋-旋全過程中的初生α相晶粒尺寸的分布與變化，如圖15和圖16所示［18］。由圖15可知，環(huán)軋后，初生α相晶粒尺寸相對初始坯料晶粒尺寸（11μm）整體呈下降趨勢，工件內(nèi)外側(cè)晶粒尺寸比中部的小（圖15a）。這說明在環(huán)軋過程中與變形相關(guān)的動態(tài)破碎機(jī)制在晶粒尺寸的演變過程中起主導(dǎo)作用［20］。環(huán)軋時，坯料不斷通過芯輥和驅(qū)動輥之間所形成的寬度逐漸減小的孔型，剪切作用明顯，晶粒得到細(xì)化。在轉(zhuǎn)移過渡過程中，影響晶粒尺寸的主要因素是晶粒的靜態(tài)長大，該過程坯料溫度降低，平衡相體積分?jǐn)?shù)增大，β相向α相轉(zhuǎn)變驅(qū)動力增大，α相沿晶界析出并長大。但經(jīng)過中間冷卻過程后晶粒尺寸總體長大不明顯，如圖15b所示。這是因為平衡相體積分?jǐn)?shù)在高溫條件下對溫度比較敏感，環(huán)軋結(jié)束后坯料最高溫度為865℃，在該溫度范圍內(nèi)平衡相體積分?jǐn)?shù)隨溫度的變化不夠明顯，擴(kuò)散驅(qū)動力較小同時溫度對擴(kuò)散系數(shù)也有影響，隨著溫度降低，擴(kuò)散系數(shù)變小，故晶粒尺寸長大不明顯［26］。旋壓后，工件中部和內(nèi)側(cè)的應(yīng)變雖然相對較小，但其晶粒也得到了不同程度的細(xì)化，理論上動態(tài)破碎機(jī)制導(dǎo)致的細(xì)化最為明顯，如圖15c所示。由圖16可以看出，軋-旋過后外側(cè)晶粒尺寸最小，內(nèi)側(cè)和中部晶粒尺寸相近。

圖15 軋-旋全過程中的初生α相晶粒尺寸分布與變化:（a）環(huán)軋后；（b）轉(zhuǎn)移過渡后；（c）旋壓后Fig.15 Distributions of grain sizes of α phase in rolling-spinning process:（a）after rolling，（b）after transition，and（c）after spinning

圖16 沿工件徑向的初生α相晶粒尺寸分布Fig.16 Distributions of grain sizes of α phase along radial direction of workpiece

4.3 損傷演化規(guī)律

4.3.1 應(yīng)力三軸度分布與變化

研究獲得了TA15鈦合金軋-旋過程中的應(yīng)力三軸度的分布與變化，如圖17所示［17］。環(huán)軋時，軋制區(qū)的內(nèi)外表面區(qū)域受到三向壓應(yīng)力，平均應(yīng)力為負(fù)值，且絕對值比較大，此時材料處于壓應(yīng)力狀態(tài)，材料的塑性較好，不容易發(fā)生斷裂。軋制區(qū)的上下端區(qū)域由于受到較大的周向拉應(yīng)力，應(yīng)力三軸度大于0，此時材料處于拉應(yīng)力狀態(tài)，有利于材料內(nèi)部空穴的生長，材料容易發(fā)生斷裂［27］（圖17a中相應(yīng)軸截面示意圖中的框選區(qū)域）。旋壓時，旋壓區(qū)的外表面區(qū)域，由于旋輪的擠壓受到三向壓應(yīng)力，應(yīng)力三軸度為負(fù)值；旋壓區(qū)內(nèi)表面大部分區(qū)域的應(yīng)力三軸度為負(fù)，但還有部分區(qū)域的應(yīng)力三軸度大于零（圖17b中相應(yīng)局部放大圖中的紅色框選區(qū)域）；旋壓區(qū)的周向區(qū)域（除旋壓區(qū)之外）由于受到附加的三向拉應(yīng)力，應(yīng)力三軸度為正。

圖17 軋-旋全過程中的應(yīng)力三軸度分布:（a）環(huán)軋；（b）旋壓Fig.17 Distributions of stress triaxiality in rolling-spinning process:（a）rolling and（b）spinning

4.3.2 損傷分布與變化

研究獲得了TA15鈦合金軋-旋全過程中的損傷值的分布與變化，如圖18所示［17］。研究發(fā)現(xiàn)，環(huán)軋時筒形件上下端的損傷值C比較大，內(nèi)表面區(qū)域的損傷值C最小，并且小于零，外表面和內(nèi)部的損傷值C介于兩者之間，如圖18a所示。由Oyane損傷理論可知，損傷值C的積累是由材料的塑性變形量以及其在塑性變形中應(yīng)力狀態(tài)共同決定的［28］。軋制區(qū)的上下端受到較大的周向拉應(yīng)力，應(yīng)力三軸度大于零，損傷的累積就會比較快。而軋制區(qū)的內(nèi)外表面區(qū)域，雖然發(fā)生了較大的塑性變形，但是應(yīng)力三軸度小于零，可以減緩損傷的累積。位于其他區(qū)域的材料，雖然應(yīng)力三軸度比較大，但是基本不發(fā)生塑性變形，所以也不會發(fā)生損傷。旋壓時筒形件損傷值C較大的區(qū)域位于內(nèi)表面區(qū)域，呈環(huán)狀分布；并且該環(huán)狀區(qū)域隨著旋輪位置向前移動，也不斷向前移動，如圖18b所示。旋壓區(qū)外表面區(qū)域受到三向的壓應(yīng)力，應(yīng)力三軸度為負(fù)值；在旋壓區(qū)內(nèi)表面區(qū)域，有應(yīng)力三軸度大于零的區(qū)域，該區(qū)域在旋壓區(qū)外表面材料的變形牽扯下產(chǎn)生協(xié)調(diào)變形，從而積累一定的損傷。

圖18 軋-旋全過程中的損傷值C分布:（a）環(huán)軋后；（b）旋壓后Fig.18 Distributions of damage values C in rolling-spinning process:（a）after rolling and（b）after spinning

研究獲得了TA15鈦合金軋-旋過程中的損傷值C與損傷閾值Cf的比值D/Cf的分布與變化，如圖19～21所示［17］。由圖19可以看出，環(huán)軋后，損傷比值D的分布與其損傷值C的分布是有所差別的。環(huán)軋時雖然上下端的損傷值C比較大，但是沿周向幾乎呈均勻分布；而環(huán)軋的損傷比值D只和軋輥接觸區(qū)域的上下端比較大（圖19a）。這是因為，軋制區(qū)的應(yīng)變速率比較高，損傷閾值Cf相對來說比較小，故而軋制區(qū)的上下端的損傷比值D比較大。旋壓后，損傷比值D最大值的區(qū)域是旋壓區(qū)的內(nèi)表面區(qū)域（圖19b），這是因為，對整個內(nèi)表面區(qū)域而言，只有旋壓區(qū)的應(yīng)變速率較大，旋壓區(qū)的損傷閾值Cf才能相對比較小，因此，內(nèi)表面位置是后續(xù)旋壓成形的危險位置。在旋壓結(jié)束時，損傷比值D已經(jīng)超過1，達(dá)到了1.065，說明內(nèi)表面區(qū)域已經(jīng)出現(xiàn)破裂。

圖19 軋-旋過程中的損傷比值D分布:（a）環(huán)軋后；（b）旋壓后Fig1.9 Distributions of relative damage values D in rolling-spinning process:（a）after rolling and（b）after spinning

由圖20所示的環(huán)軋件損傷值C和損傷比值D分布圖可知，不同區(qū)域損傷值C與損傷比值D分布卻是不同的，相對于內(nèi)層和外層，中間層的損傷值C和損傷比值D較大。已軋區(qū)中間層的損傷值C最大，但損傷比值D卻較??；而軋制區(qū)中間層的損傷值C并不是最大，但損傷比值D卻最大；這是因為軋制區(qū)中間層處于變形區(qū)，應(yīng)變速率相對于已軋區(qū)中間層較大，使得該處最易破裂。由圖21所示的旋壓件損傷值C和損傷比值D分布圖可知，不同區(qū)域損傷值C與損傷比值D分布同樣是不同的，相對于中間層和外層，內(nèi)層的損傷值C和損傷比值D較大。旋壓過程中內(nèi)層的損傷值C和損傷比值D都是最大的，表明該處最易破裂。

圖20 環(huán)軋件損傷值C和損傷比值D分布Fig.20 Distributions of damage values C and relative damage values D in rolled tube

圖21 旋壓件損傷值C和損傷比值D分布Fig.21 Distributions of damage values C and relative damage values D in spun tube

5 結(jié) 論

高性能、輕量化構(gòu)件是航空、航天和兵器等高產(chǎn)業(yè)發(fā)展永恒追求和目標(biāo)。精確塑性成形是實現(xiàn)該類構(gòu)件的短流程、低成本成形成性一體化的主要途徑。然而，該類構(gòu)件采用的輕質(zhì)高強(qiáng)但難變形的材料，所采用的大型化、整體化和薄壁化結(jié)構(gòu)及其成形過程中的多因素耦合作用導(dǎo)致此類材料極難實現(xiàn)其高性能、短周期、低成本精確成形。為此，本文綜合環(huán)軋和旋壓工藝的成形特點(diǎn)，發(fā)展提出了軋-旋成形新工藝，并研究揭示了鈦合金筒形件軋-旋過程中的宏觀變形行為、微觀組織和損傷破裂演化規(guī)律。主要研究結(jié)論如下:

（1）基于Abaqus平臺，建立了耦合損傷的軋-旋全過程宏微觀變形分析三維有限元模型，為實際軋-旋過程的宏微觀變形調(diào)控與優(yōu)化奠定了基礎(chǔ)。

（2）環(huán)軋-旋壓成形過程后，工件外層應(yīng)變最大，中間層和內(nèi)層基本相同；應(yīng)變速率在工件與芯輥和旋輪接觸區(qū)最高，其他區(qū)域應(yīng)變速率基本為0；工件溫度沿壁厚方向由外到內(nèi)逐漸降低。晶粒得到細(xì)化，外側(cè)晶粒尺寸最小，內(nèi)側(cè)和中部晶粒尺寸相近；初生α相體積分?jǐn)?shù)沿壁厚方向由外到內(nèi)逐漸降低。應(yīng)力三軸度在內(nèi)表面區(qū)域大于零，損傷累積較快，因此工件內(nèi)表面區(qū)域最易發(fā)生損傷。

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（編輯 蓋少飛）

Advances in Rolling-Spinning Technique of Titanium Tubes

GUO Jing，ZHAN Mei，YANG He
（State Key Laboratory of Solidification Processing，School of Materials Science and Engineering，Northwestern Polytechnical University，Xi’an 710072，China）

Abstract:Due to the characteristics of light weight，high strength and good corrosion resistance，titanium tubes have been widely applied and needed in the fields of aviation，aerospace and weapon.Considering that the existing processes are difficult to manufacture long，thin-walled titanium tubes with large diameter in efficiency and at low cost，a new tube forming technique by combining ring-rolling and tube spinning（called rolling-spinning）is developed.In the rolling-spinning process，blanks experience continuous local loading forming under the line contact action in ring-rolling process and point contact action in tube spinning process.These forming characteristics would lead to complex deformation history，inhomogeneous microstructure and fracture，which would finally affect the performance of tubes.Therefore，based on the twophase self-consistent model and Oyane criterion，a macro-micro finite element model coupling the damage effects is established.Using this model，the macro deformation behaviors，microstructure and damage evolutions are investigated.The results indicate that after the rolling-spinning process，the strain and α grain size are largest in the outer zone of the workpiece，while the strain and α grain size are almost same in the inner and center zones of the workpiece；the temperature and volume fraction of α phase decrease along from the outer surface to inner surface of the workpiece；the fracture would occur in the inner surface of workpiece during the spinning process due to the coupling effects of positive stress triaxiality and high strain rate.

Key words:titanium alloy；rolling-spinning；finite element method；microstructure evolution；damage evolution

中圖分類號：TG306

文獻(xiàn)標(biāo)識碼：A

文章編號：1674-3962（2016）04-0275-09

收稿日期：2015-12-10

基金項目：國家自然科學(xué)基金優(yōu)秀青年基金（51222509）；凝固技術(shù)國家重點(diǎn)實驗室自主課題（97-QZ-2014，90-QP-2013）

通訊作者：詹 梅，女，1972年生，教授，博士生導(dǎo)師，Email:zhanmei@nwpu.edu.cn

DOI:10.7502/j.issn.1674-3962.2016.04.05