工程科学学报，第38卷，第4期：532537,2016年4月 Chinese Journal of Engineering,Vol.38,No.4:532-537,April 2016 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2016.04.012:http:/journals.ustb.edu.cn 高Nb一TiAl合金叶片锻造模拟 辛景景，张来启，马向玲，林均品 北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京100083 ☒通信作者，E-mail:zhanglq@ustb.cdu.cn 摘要采用Dfom一3D有限元软件模拟B一y高Nb-TiAl合金叶片等温锻造，分析等效应变场、等效应力场与温度场的分 布.叶片等温锻造中叶身与榫头的等效应变分布均匀，随着上模具压下速度的增大和预热温度的升高，变形过程中等效应力 降低，有利于动态再结晶的发生：上模具压下速度在1.0-1.5mms、预热温度在1250-1300℃有利于提高By高N-TiAl 合金叶片锻件的质量. 关键词钛铝合金；铌：叶片；等温锻造；计算机模拟 分类号TG316.3 Forging simulation of blades of a high niobium containing TiAl based alloy XIN Jingjing,ZHANG Lai-qi,MA Xiang-ling,LIN Jun-pin State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:zhanglg@ustb.edu.cn ABSTRACT The isothermal forging process of blades of a B-y high niobium containing TiAl based alloy was simulated by using a Deform-3D software,with focus on the analysis of the effective strain,effective stress and temperature distributions.The results dem- onstrate that the effective strains of the blade body and rabbet uniformly distribute during the isothermal forging process.With the in- crease of top die speed and preheating temperature,the effective stress decreases and the dynamic recrystallization is easy to take place.The preheating temperature of 1250-1300C and the top die speed of 1.0-1.5mms help to improve the quality of the forged blades. KEY WORDS titanium aluminum alloys:niobium:blades:isothermal forging:computer simulation 高Nb-T合金比普通TiAl合金具有更高的使序B相，B相具有大量的滑移系、低的变形抗力、容易 用温度、高温强度、抗氧化性能以及抗蠕变性能，是未 塑性变形等优点，在高温变形时，B相比a相和y相更 来航空航天最有应用潜力的新一代高温轻质结构材料 容易变形，因此能够提高合金的高温变形能力，有利于 之一.但是，该合金较低的室温塑性和断裂韧性限 热加工的实施@ 制了其工程应用5.获得细小均匀的显微组织是改 目前，人们展开了对BY普通TiAl合金的热变形 善其室温塑性的关键，而热加工能有效破碎粗大的铸 的研究，然而关于By高铌TiA1合金的热变形研究以 态组织，改善其室温塑性P.最近，By普通TAl合 及其Deform模拟研究还很少u.叶片是航空发动机 金引起人们的广泛关注.这一方面是由于该合金是通的重要零部件，在能量转换过程中起关键作用，因此对 过B路径凝固，能够得到细小均匀的等轴晶粒：另一叶片的性能和质量要求很高.锻造航空发动机叶片具 方面是由于该合金中含有大量体心立方结构的高温无 有重要的工程应用价值.由于叶片锻造工艺复杂以及 收稿日期：201504-17 基金项目：北京市自然科学基金资助项目(2162024)：国家重点基础研究发展计划资助项目(2011CB605502)
工程科学学报，第 38 卷，第 4 期: 532--537，2016 年 4 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 38，No． 4: 532--537，April 2016 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2016． 04． 012; http: / /journals． ustb． edu． cn 高 Nb--TiAl 合金叶片锻造模拟 辛景景，张来启，马向玲，林均品 北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京 100083 通信作者，E-mail: zhanglq@ ustb． edu． cn 摘 要 采用 Deform--3D 有限元软件模拟 β--γ 高 Nb--TiAl 合金叶片等温锻造，分析等效应变场、等效应力场与温度场的分 布． 叶片等温锻造中叶身与榫头的等效应变分布均匀，随着上模具压下速度的增大和预热温度的升高，变形过程中等效应力 降低，有利于动态再结晶的发生; 上模具压下速度在 1. 0 ～ 1. 5 mm·s － 1、预热温度在 1250 ～ 1300 ℃有利于提高 β--γ 高 Nb--TiAl 合金叶片锻件的质量． 关键词 钛铝合金; 铌; 叶片; 等温锻造; 计算机模拟 分类号 TG316. 3 Forging simulation of blades of a high niobium containing TiAl based alloy XIN Jing-jing，ZHANG Lai-qi ，MA Xiang-ling，LIN Jun-pin State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: zhanglq@ ustb． edu． cn ABSTＲACT The isothermal forging process of blades of a β--γ high niobium containing TiAl based alloy was simulated by using a Deform--3D software，with focus on the analysis of the effective strain，effective stress and temperature distributions． The results demonstrate that the effective strains of the blade body and rabbet uniformly distribute during the isothermal forging process． With the increase of top die speed and preheating temperature，the effective stress decreases and the dynamic recrystallization is easy to take place． The preheating temperature of 1250--1300 ℃ and the top die speed of 1. 0--1. 5 mm·s － 1 help to improve the quality of the forged blades． KEY WOＲDS titanium aluminum alloys; niobium; blades; isothermal forging; computer simulation 收稿日期: 2015--04--17 基金项目: 北京市自然科学基金资助项目( 2162024) ; 国家重点基础研究发展计划资助项目( 2011CB605502) 高 Nb--TiAl 合金比普通 TiAl 合金具有更高的使 用温度、高温强度、抗氧化性能以及抗蠕变性能，是未 来航空航天最有应用潜力的新一代高温轻质结构材料 之一［1--4］． 但是，该合金较低的室温塑性和断裂韧性限 制了其工程应用［5--6］． 获得细小均匀的显微组织是改 善其室温塑性的关键，而热加工能有效破碎粗大的铸 态组织，改善其室温塑性［7--9］． 最近，β--γ 普通 TiAl 合 金引起人们的广泛关注． 这一方面是由于该合金是通 过 β 路径凝固，能够得到细小均匀的等轴晶粒; 另一 方面是由于该合金中含有大量体心立方结构的高温无 序 β 相，β 相具有大量的滑移系、低的变形抗力、容易 塑性变形等优点，在高温变形时，β 相比 α 相和 γ 相更 容易变形，因此能够提高合金的高温变形能力，有利于 热加工的实施［10］． 目前，人们展开了对 β--γ 普通 TiAl 合金的热变形 的研究，然而关于 β--γ 高铌 TiAl 合金的热变形研究以 及其 Deform 模拟研究还很少［11］． 叶片是航空发动机 的重要零部件，在能量转换过程中起关键作用，因此对 叶片的性能和质量要求很高． 锻造航空发动机叶片具 有重要的工程应用价值． 由于叶片锻造工艺复杂以及
辛景景等：高Nb一TiAl合金叶片锻造模拟 533· 高Nb-TiAl合金性能对锻造工艺敏感，因此使用De- 8Nb-(Cr,Mn,B,Y)(原子数分数，%)，利用Gleeble fom-3D有限元数值模拟By高Nb-TiAl合金叶片等 压缩实验获得其高温流变应力本构方程为 温锻造工艺，分析变形过程中应变、应力和温度分布以及 e=1.2×106[sinh(0.006853a)]s2exp(-Q/RT）. 载荷和材料流动等信息，不仅可以缩短生产周期和降低 (1) 成本，而且对深化认识B一y高N-重A1合金叶片锻造成 式中：e为应变速率：c为高温流变应力，MPa;R为摩 形规律和优化叶片实际成形工艺具有重要的指导意义. 尔气体常数；T为变形温度，K:Q为激活能，Q=492kJ· mol -1 1 实验方法 By高Nb-TiAl合金密度为4300kg·m3,其热物 模拟所用的By高Nb-TiAl合金成分为Ti-44Al- 理性能参数如表1所示. 表1By高Nb-TiAl合金热物理性能参数 Table 1 Thermal physical parameters of the B-y high Nb containing TiAl based alloy 温度/℃ 25 300 500 800 1000 1300 导热系数/(Ns1℃) 11.1 15.8 19.2 22.4 21.8 20.2 热容/(Nmm2.℃-) 2.63 2.75 2.83 2.96 3.05 3.18 传热系数/(Ns1mm1.℃l) 8 对环境散热系数/(N.s-1.mm1.℃1) 0.02 发射率 0.8 航空发动机叶片形状复杂，使用UG软件建立了 s的By高Nb-TiAl合金叶片锻造过程中等效应变 锻坯和模具的三维几何模型，如图1所示.锻坯B一Y 场随时间的变化.当上模压下量为35mm时，锻坯大 高Nb-TiA1合金的变形按塑性模型模拟，离散成10个 部分区域等效应变小于0.167，如图2(a)所示.当上 四面体单元，上下模具为刚体模型，间距50mm,模具 模压下量为40mm,锻坯整体的等效应变在0.167~ 材料为AISI-D3,离散成3.2×10个四面体单元，与锻 0.5之间，发生动态再结晶（图2(b)).当上模压下量 坯接触区域进行局部网格细化.等温锻造过程上下模 增加为45mm,等效应变继续增大，榫头与叶身变形均 具与腔体温度为950℃，锻坯与环境之间的热交换采 匀（图2(c).当上模压下量继续增加为50mm时锻 用第三类边界条件.为提高锻造模拟的精确度，对锻 造结束，叶身等效应变在0.417~1.25，并且分布均 坯与模具传热所引起的模具局部温度升高也进行计 匀，有利于获得均匀的再结晶组织，飞边处由于迅速减 算.锻坯与模具之间的摩擦使用剪切摩擦模型，摩擦 薄，等效应变快速升高，有利于锻造充型完整，避免缺 因子为0.3. 陷产生（图2(d)). 2.2等效应力场的分布 图3是叶片锻坯在预热温度1250℃、不同模具压 下速度下终锻等效应力场的分布图.叶片形状复杂， 不同部分应变与温度存在差异，所以等效应力场分布 也有一定差异，榫头顶部与底部等效应力相对较小，靠 近飞边处等效应力增大：叶身等效应力场分布相对均 图1叶片锻造的三维有限元模型 匀：飞边处等效应力相对较大，原因是飞边区域变形时 Fig.1 3D-FEM model of blade forging By高Nb-TiAI合金流动受到的限制最大，与模具的 采用Deform软件进行模拟：固定锻坯预热温度为 相互作用剧烈.锻坯等效应力反映变形过程中所需变 1250℃时，研究上模压下速度(0.1、0.5、1.0和1.5 形能量及其变形的难易.在预热温度1250℃，随着上 mm·s)对叶片等温锻造的影响；在上模压下速度为 模压下速度的增加，终锻等效应力呈下降趋势，榫头与 0.5mm·s时，研究预热温度(1150、1200、1250和 叶身的等效应力场分布保持均匀.其原因是随锻造时 1300℃)对叶片等温锻造的影响 间减少，锻坯热散失减少，提高变形温度，有利于B一Y 2结果 高Nb-TAl合金高温软化与动态再结晶，变形抗力减 小，等效应力减少 2.1等效应变场的分布 为了更好地研究叶片的锻造，研究了叶身成形过 图2是预热温度1250℃、上模具压下速度0.5mm· 程等效应力随上模压下量的变化规律，等效应力取叶
辛景景等: 高 Nb--TiAl 合金叶片锻造模拟 高 Nb--TiAl 合金性能对锻造工艺敏感，因此使用 Deform--3D 有限元数值模拟 β--γ 高 Nb--TiAl 合金叶片等 温锻造工艺，分析变形过程中应变、应力和温度分布以及 载荷和材料流动等信息，不仅可以缩短生产周期和降低 成本，而且对深化认识 β--γ 高 Nb--TiAl 合金叶片锻造成 形规律和优化叶片实际成形工艺具有重要的指导意义． 1 实验方法 模拟所用的 β--γ 高 Nb--TiAl 合金成分为 Ti--44Al-- 8Nb--( Cr，Mn，B，Y) ( 原子数分数，% ) ，利用 Gleeble 压缩实验获得其高温流变应力本构方程为 ε · = 1. 2 × 1016［sinh ( 0. 006853σ) ］3. 4521 exp ( － Q /ＲT) ． ( 1) 式中: ε · 为应变速率; σ 为高温流变应力，MPa; Ｒ 为摩 尔气体常数; T 为变形温度，K; Q 为激活能，Q = 492 kJ· mol － 1 ． β--γ 高 Nb--TiAl 合金密度为 4300 kg·m － 3，其热物 理性能参数如表 1 所示． 表 1 β--γ 高 Nb--TiAl 合金热物理性能参数 Table 1 Thermal physical parameters of the β--γ high Nb containing TiAl based alloy 温度/℃ 25 300 500 800 1000 1300 导热系数/( N·s － 1·℃ － 1 ) 11. 1 15. 8 19. 2 22. 4 21. 8 20. 2 热容/( N·mm － 2·℃ － 1 ) 2. 63 2. 75 2. 83 2. 96 3. 05 3. 18 传热系数/( N·s － 1·mm － 1·℃ － 1 ) 8 对环境散热系数/( N·s － 1·mm － 1·℃ － 1 ) 0. 02 发射率 0. 8 航空发动机叶片形状复杂，使用 UG 软件建立了 锻坯和模具的三维几何模型，如图 1 所示． 锻坯 β--γ 高 Nb--TiAl 合金的变形按塑性模型模拟，离散成 105 个 四面体单元，上下模具为刚体模型，间距 50 mm，模具 材料为 AISI--D3，离散成 3. 2 × 104 个四面体单元，与锻 坯接触区域进行局部网格细化． 等温锻造过程上下模 具与腔体温度为 950 ℃，锻坯与环境之间的热交换采 用第三类边界条件． 为提高锻造模拟的精确度，对锻 坯与模具传热所引起的模具局部温度升高也进行计 算． 锻坯与模具之间的摩擦使用剪切摩擦模型，摩擦 因子为 0. 3． 图 1 叶片锻造的三维有限元模型 Fig． 1 3D--FEM model of blade forging 采用 Deform 软件进行模拟: 固定锻坯预热温度为 1250 ℃ 时，研 究 上 模 压 下 速 度( 0. 1、0. 5、1. 0 和 1. 5 mm·s － 1 ) 对叶片等温锻造的影响; 在上模压下速度为 0. 5 mm·s － 1 时，研 究 预 热 温 度 ( 1150、1200、1250 和 1300 ℃ ) 对叶片等温锻造的影响． 2 结果 2. 1 等效应变场的分布 图2 是预热温度 1250 ℃、上模具压下速度 0. 5 mm· s － 1的 β--γ 高 Nb--TiAl 合金叶片锻造过程中等效应变 场随时间的变化． 当上模压下量为 35 mm 时，锻坯大 部分区域等效应变小于 0. 167，如图 2( a) 所示． 当上 模压下量为 40 mm，锻坯整体的等效应变在 0. 167 ～ 0. 5 之间，发生动态再结晶( 图 2( b) ) ． 当上模压下量 增加为 45 mm，等效应变继续增大，榫头与叶身变形均 匀( 图 2( c) ) ． 当上模压下量继续增加为 50 mm 时锻 造结束，叶身等效应变在 0. 417 ～ 1. 25，并 且 分 布 均 匀，有利于获得均匀的再结晶组织，飞边处由于迅速减 薄，等效应变快速升高，有利于锻造充型完整，避免缺 陷产生( 图 2( d) ) ． 2. 2 等效应力场的分布 图 3 是叶片锻坯在预热温度 1250 ℃、不同模具压 下速度下终锻等效应力场的分布图． 叶片形状复杂， 不同部分应变与温度存在差异，所以等效应力场分布 也有一定差异，榫头顶部与底部等效应力相对较小，靠 近飞边处等效应力增大; 叶身等效应力场分布相对均 匀; 飞边处等效应力相对较大，原因是飞边区域变形时 β--γ 高 Nb--TiAl 合金流动受到的限制最大，与模具的 相互作用剧烈． 锻坯等效应力反映变形过程中所需变 形能量及其变形的难易． 在预热温度 1250 ℃，随着上 模压下速度的增加，终锻等效应力呈下降趋势，榫头与 叶身的等效应力场分布保持均匀． 其原因是随锻造时 间减少，锻坯热散失减少，提高变形温度，有利于 β--γ 高 Nb--TiAl 合金高温软化与动态再结晶，变形抗力减 小，等效应力减少． 为了更好地研究叶片的锻造，研究了叶身成形过 程等效应力随上模压下量的变化规律，等效应力取叶 · 335 ·
·534· 工程科学学报，第38卷，第4期 应变 应变 1.000 1.00) 0.833 0.833 0.666 0.666 0.50 0.50) 0.333 0.333 0.167 0.167 0 0 应变 应变 1.50 2.500 125 2.080 1.00 1.670 0.75 1.250 0.50 0.833 0.25 0.417 0 0 图2在预热温度1250℃和上模具压下速度0.5mm·s1条件下，不同上模具压下量锻造过程中等效应变场的分布：(a）)35mm:(b)40 mm:(c)45 mm:(d)50mm Fig.2 Effective strain distributions with different reductions at the preheating temperature of 1250C and the top die speed of.5mmswith differ- ent top die reduction distances:(a)35 mm:(b)40 mm:(c)45 mm:(d)50mm 应力MP 应方/MPa 60 500 500 400 300 )0 200 200 100 100 0 0 应力MI 应力NP 600 600重 500 500 400 400 300 200 100 100 0 0 图3预热温度1250℃、不同模具压下速度下锻造叶片的等效应力场分布.(a)0.1mms1:(b)0.5mms:(c)1.0mmsl:(d)1.5 mm's-1 Fig.3 Effective stress distributions with different top die speeds at the preheating temperature of 1250C:(a)0.1mm's-1;(b)0.5 mms1;(c) 1.0mm*s-1:(d)1.5mm's-1 身不同部位5个点（图4）的平均值.图5为预热温度 增强，变形抗力略有减小，随后锻造接触传热面积增大 1250℃、不同模具压下速度下叶身成形过程等效应 导致锻坯整体温降变大，合金变形抗力持续升高最后 力一上模压下量变化曲线图.等效应力随模具压下量 趋于稳定.随着模具下压速度的提高，合金流动速度 呈现上升趋势.变形开始阶段，位错塞积阻碍By高 加快，与环境的传热时间和温降减少，合金的变形抗力 Nb-l合金的流动，合金的变形抗力增大，等效应力 减小，适当提高上模压下速度有利于B-y高N-TAl 增大；随着变形继续，发生动态再结晶使得合金流动性 合金叶片的成形
工程科学学报，第 38 卷，第 4 期 图 2 在预热温度 1250 ℃和上模具压下速度 0. 5 mm·s － 1条件下，不同上模具压下量锻造过程中等效应变场的分布: ( a) 35 mm; ( b) 40 mm; ( c) 45 mm; ( d) 50 mm Fig． 2 Effective strain distributions with different reductions at the preheating temperature of 1250 ℃ and the top die speed of 0. 5 mm·s － 1 with different top die reduction distances: ( a) 35 mm; ( b) 40 mm; ( c) 45 mm; ( d) 50 mm 图 3 预热温度 1250 ℃、不同模具压下速度下锻造叶片的等效应力场分布 . ( a) 0. 1 mm·s － 1 ; ( b) 0. 5 mm·s － 1 ; ( c) 1. 0 mm·s － 1 ; ( d) 1. 5 mm·s － 1 Fig． 3 Effective stress distributions with different top die speeds at the preheating temperature of 1250 ℃ : ( a) 0. 1 mm·s － 1 ; ( b) 0. 5 mm·s － 1 ; ( c) 1. 0 mm·s － 1 ; ( d) 1. 5 mm·s － 1 身不同部位 5 个点( 图 4) 的平均值． 图 5 为预热温度 1250 ℃、不同模具压下速度下叶身成形过程等效应 力--上模压下量变化曲线图． 等效应力随模具压下量 呈现上升趋势． 变形开始阶段，位错塞积阻碍 β--γ 高 Nb--TiAl 合金的流动，合金的变形抗力增大，等效应力 增大; 随着变形继续，发生动态再结晶使得合金流动性 增强，变形抗力略有减小，随后锻造接触传热面积增大 导致锻坯整体温降变大，合金变形抗力持续升高最后 趋于稳定． 随着模具下压速度的提高，合金流动速度 加快，与环境的传热时间和温降减少，合金的变形抗力 减小，适当提高上模压下速度有利于 β--γ 高 Nb--TiAl 合金叶片的成形． · 435 ·
辛景景等：高Nb-TiAl合金叶片锻造模拟 ·535 400 350 1250℃.0.1mm*s .P3 ·1250℃.0.5mm* +1250℃.1.0mm·s1 .2 ·5 300 1250℃.1.5mm .P4 250 200 图4叶身坐标点 150 Fig.4 Coordinates of blade body points 100 图6是叶片锻坯在模具压下速度0.5mm·s1、 50 不同预热温度下终锻等效应力场的分布图.模具压 5 101520253035404550 下速度为0.5mms时，提高预热温度，锻件的终锻 上模具压下量/mm 等效应力略有减小.其原因是变形产生的塑性热弥 图5预热温度1250℃、不同模具压下速度下叶身等效应力随上 补了部分散失的热量，以致不同预热温度锻件的终 模压下量的变化曲线 Fig.5 Curves of effective stress to top die reduction with different 锻温度相近 top die speeds at the preheating temperature of 1250C 应方/MP 应力/P 500 500 400 400 300 300 200 200 100 100 应力/Ma 应力/M 60) 500 500 400 4) 300 300 200 100 100 0 图6模具压下速度0.5mm·s1、不同预热温度下锻造叶片的等效应力场分布.(a)1150℃：(b)1200℃：(c)1250℃：(d)1300℃ Fig.6 Effective stress distributions with different preheating temperatures at the top die speed of 0.5 mms:(a)1150C:(b)1200C:(c) 1250℃：(d)1300℃ 图7为模具压下速度0.5mms、不同预热温度 400 -1150T.0.5nim·-1 下叶身等效应力一上模压下量曲线图.不同预热温度 350 ÷-1200t.0.5mm+s1 的等效应力随上模压下量的变化规律相似，整体呈现 300 。-1250T,0.5mm41 -1300℃.0.5mm·1 上升趋势.提高锻坯预热温度可以减少变形过程中的 变形抗力，降低局部开裂的可能性，促进变形过程中动 200 态再结晶的发生，使得叶片成形过程中B一y高Nb一 150 T1合金的变形抗力减小，因此预热温度应在1250~ 100 1300℃. 2.3温度场的分布 图8是锻坯在预热温度1250℃、不同模具压下速 0610520253035404550 度条件下终锻温度场的分布图.锻造结束后锻件温度 上模具压下量m 整体下降，榫头中心温度相对最高：叶身温度分布均 图7模具压下速度0.5mm's1、不同预热温度下叶身等效应力 匀，原因是叶身相对较薄，变形量大，产生的塑性热多， 随上模压下量的变化曲线 Fig.7 Curves of effective stress to top die reduction with different 并且与模具接触面积大，提高接触传热的均匀性；飞边 preheating temperatures at the top die speed of .5mms 处By高Nb-TiA合金与模具在变形后期才发生接 触，接触传热时间短，并且变形剧烈产生较多的塑性热 所示.模具压下速度增加使得变形时间与温降减小， 和摩擦热，温度相对高.终锻温度的变化规律如表2 终锻温度最大值和最小值都升高，终锻温度差也增大
辛景景等: 高 Nb--TiAl 合金叶片锻造模拟 图 4 叶身坐标点 Fig． 4 Coordinates of blade body points 图 6 是叶片锻坯在模具压下速度 0. 5 mm·s － 1、 不同预热温度下终锻等效应力场的分布图． 模具压 下速度为 0. 5 mm·s － 1时，提高预热温度，锻件的终锻 等效应力略有减小． 其原因是变形产生的塑性热弥 补了部分散失的热量，以致不同预热温度锻件的终 锻温度相近． 图 5 预热温度 1250 ℃、不同模具压下速度下叶身等效应力随上 模压下量的变化曲线 Fig． 5 Curves of effective stress to top die reduction with different top die speeds at the preheating temperature of 1250 ℃ 图 6 模具压下速度 0. 5 mm·s － 1、不同预热温度下锻造叶片的等效应力场分布 . ( a) 1150 ℃ ; ( b) 1200 ℃ ; ( c) 1250 ℃ ; ( d) 1300 ℃ Fig． 6 Effective stress distributions with different preheating temperatures at the top die speed of 0. 5 mm·s － 1 : ( a) 1150 ℃ ; ( b) 1200 ℃ ; ( c) 1250 ℃ ; ( d) 1300 ℃ 图 7 为模具压下速度 0. 5 mm·s － 1、不同预热温度 下叶身等效应力--上模压下量曲线图． 不同预热温度 的等效应力随上模压下量的变化规律相似，整体呈现 上升趋势． 提高锻坯预热温度可以减少变形过程中的 变形抗力，降低局部开裂的可能性，促进变形过程中动 态再结晶的发生，使得叶片成形过程中 β--γ 高 Nb-- TiAl 合金的变形抗力减小，因此预热温度应在 1250 ～ 1300 ℃ ． 2. 3 温度场的分布 图 8 是锻坯在预热温度 1250 ℃、不同模具压下速 度条件下终锻温度场的分布图． 锻造结束后锻件温度 整体下降，榫头中心温度相对最高; 叶身温度分布均 匀，原因是叶身相对较薄，变形量大，产生的塑性热多， 并且与模具接触面积大，提高接触传热的均匀性; 飞边 处 β--γ 高 Nb--TiAl 合金与模具在变形后期才发生接 触，接触传热时间短，并且变形剧烈产生较多的塑性热 和摩擦热，温度相对高． 终锻温度的变化规律如表 2 图 7 模具压下速度 0. 5 mm·s － 1、不同预热温度下叶身等效应力 随上模压下量的变化曲线 Fig． 7 Curves of effective stress to top die reduction with different preheating temperatures at the top die speed of 0. 5 mm·s － 1 所示． 模具压下速度增加使得变形时间与温降减小， 终锻温度最大值和最小值都升高，终锻温度差也增大， · 535 ·
·536 工程科学学报，第38卷，第4期 提高模具压下速度有效减少锻坯热量的损失 所示.由表可见预热温度对终锻温度最大值与最小值 图9是锻坯在模具压下速度0.5mm·s、不同预 影响较小，原因是锻坯预热温度越低，相同时间损失的 热温度下终锻温度场的分布图.随着锻坯预热温度增 热量越少，并且变形抗力越大，相同压下量时产生的塑 加，榫头中心区域温度增高，中心区域与表面的温度差 性热越多，弥补了部分热量的损失，导致不同预热温度 增大，叶身温度分布均匀.终锻温度的变化规律如表3 锻件的终锻温度相近 温度 温度℃ 002 090 995 1)80 987 1060 979 140 972 1020 964 1000 g56 981 温度 温度 1151 1126 1167 1101 1136 1076 1051 1073 1026 1041 t001 1010 图8预热温度1250℃、不同模具压下速度下叶片锻件的温度场分布.(a)0.1mms1:(b)0.5mm·s1:(c）1.0mm·s1:(d)1.5mm Fig.8 Temperature distributions with different top die speeds at the preheating temperature of 1250℃：(a）0.lmms-l；(b)O.5mms-l；(c） 1.0mm-s-1:(d)1.5mm"s-! (ar 温度无 温度 1081 I084 1064 1067 147 140 1030 1032 1012 1014 995 996 978 979 温度 温度 1090 1098 1080 1079 1060 100 140 J041 1020 1021 1000 2 981 983 图9模具压下速度0.5mms1、不同预热温度下叶片锻件的温度场分布.(a)1150℃：(b)1200℃：(c)1250℃：(d)1300℃ Fig.9 Temperature distributions with different preheating temperatures at the top die speed of 0.5 mms:(a)1150C:(b)1200C:(c)1250 ℃：(d)1300℃ 表2预热温度1250℃、不同模具压下速度下叶片锻件终锻温度 表3模具压下速度0.5mms1、不同预热温度下叶片锻件终锻温 Table2 Final forging temperatures with different top die speeds at the 度 preheating temperature of 1250 C Table 3 Final forging temperatures with different preheating tempera- 上模具压下速度/ 温度 温度 温度差/ tures at the top die speed of 0.5 mms-! (mm's-1) 最大值/℃ 最小值/℃ ℃ 预热温度/ 温度 温度 温度差/ 0.1 1002 956 46 (mms-1) 最大值/℃ 最小值/℃ ℃ 0.5 1090 981 109 1150 1081 978 103 1.0 1151 1001 150 1200 1084 979 105 1.5 1199 1010 189 1250 1090 981 109 1300 1098 983 115 3 结论 均匀，有利于动态再结晶并获得均匀再结晶组织，飞边 (1)叶片等温锻造中叶身和榫头的等效应变分布 处等效应变相对较大，有利于锻坯充型完整
工程科学学报，第 38 卷，第 4 期 提高模具压下速度有效减少锻坯热量的损失． 图 9 是锻坯在模具压下速度 0. 5 mm·s － 1、不同预 热温度下终锻温度场的分布图． 随着锻坯预热温度增 加，榫头中心区域温度增高，中心区域与表面的温度差 增大，叶身温度分布均匀． 终锻温度的变化规律如表 3 所示． 由表可见预热温度对终锻温度最大值与最小值 影响较小，原因是锻坯预热温度越低，相同时间损失的 热量越少，并且变形抗力越大，相同压下量时产生的塑 性热越多，弥补了部分热量的损失，导致不同预热温度 锻件的终锻温度相近． 图 8 预热温度 1250 ℃、不同模具压下速度下叶片锻件的温度场分布． ( a) 0. 1 mm·s － 1 ; ( b) 0. 5 mm·s － 1 ; ( c) 1. 0 mm·s － 1 ; ( d) 1. 5 mm· s － 1 Fig． 8 Temperature distributions with different top die speeds at the preheating temperature of 1250 ℃ : ( a) 0. 1 mm·s － 1 ; ( b) 0. 5 mm·s － 1 ; ( c) 1. 0 mm·s － 1 ; ( d) 1. 5 mm·s － 1 图 9 模具压下速度 0. 5 mm·s － 1、不同预热温度下叶片锻件的温度场分布 . ( a) 1150 ℃ ; ( b) 1200 ℃ ; ( c) 1250 ℃ ; ( d) 1300 ℃ Fig． 9 Temperature distributions with different preheating temperatures at the top die speed of 0. 5 mm·s － 1 : ( a) 1150 ℃ ; ( b) 1200 ℃ ; ( c) 1250 ℃ ; ( d) 1300 ℃ 表 2 预热温度 1250 ℃、不同模具压下速度下叶片锻件终锻温度 Table 2 Final forging temperatures with different top die speeds at the preheating temperature of 1250 ℃ 上模具压下速度/ ( mm·s － 1 ) 温度 最大值/℃ 温度 最小值/℃ 温度差/ ℃ 0. 1 1002 956 46 0. 5 1090 981 109 1. 0 1151 1001 150 1. 5 1199 1010 189 3 结论 ( 1) 叶片等温锻造中叶身和榫头的等效应变分布 表 3 模具压下速度 0. 5 mm·s － 1、不同预热温度下叶片锻件终锻温 度 Table 3 Final forging temperatures with different preheating temperatures at the top die speed of 0. 5 mm·s － 1 预热温度/ ( mm·s － 1 ) 温度 最大值/℃ 温度 最小值/℃ 温度差/ ℃ 1150 1081 978 103 1200 1084 979 105 1250 1090 981 109 1300 1098 983 115 均匀，有利于动态再结晶并获得均匀再结晶组织，飞边 处等效应变相对较大，有利于锻坯充型完整． · 635 ·
辛景景等：高Nb一TiAl合金叶片锻造模拟 ·537· (2)上模具压下速度增大，导致锻造时间和锻坯 现状.材料导报，2000,14(7)：15) 温降减少，变形过程中等效应力降低，提高终锻温度， [5]Viswanathan CB,Vasudevan VK.Processing microstructure and 促进动态再结晶的发生，上模具压下速度应在1.0~ tensile properties of a Ti-48at%Al alloy.Scripta Metall Mater, 1995,32(10):1705 1.5mms之间. [6]Zhang W J,Francesconi L,Evangelista E,et al.Characterization (3)预热温度升高，By高Nb-Til合金变形过 of Widmanstaitten laths and interlocking boundaries in fully-amel- 程中等效应力降低，锻坯预热温度为1250~1300℃能 lar TiAl-base alloy.Scripta Mater,1997,37 (5):627 够促进动态再结晶，提高锻件质量. 7]Naka S,Thomas M,Khan T.Potential and prospects of some in- termetallic compounds for structural applications.Mater Sci 参考文献 Technol,.1992,213(4):291 [1]Bystrzanowski Bartels A,Clemens H,et al.Characteristics of [8]Kimura M,Hashimoto K,Morikawa H.Study on phase stability the tensile flow behavior of Ti-46Al-9Nb sheet material:analysis in Ti-Al-X systems at high temperatures.Mater Sci Eng A, of thermally activated processes of plastic deformation.Intermetal- 1992,152(12):54 ic,2008,16(5):717 9]Kim Y W.Intermetallic alloys based on gamma titanium alumin- Wang Y H.Lin J P.Xu X J,et al.Effect of fabrication process ide.J0M,1989,41(7):24 on microstructure of high Nb containing TiAl alloy.J Alloys [10]Niu H Z,Chen YY,Xiao S L,et al.High temperature deform- Compd,2008,458(12):313 ation behaviors of Ti-45Al-2Nb-1.5V-1Mo-Y alloy.Interme- 3]Wang Y H,Lin JP,He Y H,et al.Microstructure and mechani- tallics,2011,19(12):1767 cal properties of as-east Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)alloy with [11]Zheng J Z,Zhang L Q,Hou Y M,et al.Quasi isothermal forg- industrial scale.Mater Sci Eng A,2007,471(12):82 ing simulation of B-y TiAl alloy containing high content of Nb. 4]Yan Y Q,Wang W S,Zhang Z Q.et al.Current R&D on TiAl Acta Metall Sin,2013,49(11):1439 based alloys containing Nb.Mater Rer,2000,14(7):15 (郑君姿，张来启，侯永明，等.By高Nb-五A合金准等温 (闫蕴琪，王文生，张振祺，等.N-Al金属间化合物研究 锻造过程模拟.金属学报，2013,49(11)：1439)
辛景景等: 高 Nb--TiAl 合金叶片锻造模拟 ( 2) 上模具压下速度增大，导致锻造时间和锻坯 温降减少，变形过程中等效应力降低，提高终锻温度， 促进动态再结晶的发生，上模具压下速度应在 1. 0 ～ 1. 5 mm·s － 1之间． ( 3) 预热温度升高，β--γ 高 Nb--TiAl 合金变形过 程中等效应力降低，锻坯预热温度为 1250 ～ 1300 ℃ 能 够促进动态再结晶，提高锻件质量． 参 考 文 献 ［1］ Bystrzanowski S，Bartels A，Clemens H，et al． Characteristics of the tensile flow behavior of Ti--46Al--9Nb sheet material: analysis of thermally activated processes of plastic deformation． Intermetallics，2008，16( 5) : 717 ［2］ Wang Y H，Lin J P，Xu X J，et al． Effect of fabrication process on microstructure of high Nb containing TiAl alloy． J Alloys Compd，2008，458( 1-2) : 313 ［3］ Wang Y H，Lin J P，He Y H，et al． Microstructure and mechanical properties of as-cast Ti--45Al--8． 5Nb--( W，B，Y) alloy with industrial scale． Mater Sci Eng A，2007，471( 1-2) : 82 ［4］ Yan Y Q，Wang W S，Zhang Z Q，et al． Current Ｒ＆D on TiAl based alloys containing Nb． Mater Ｒev，2000，14( 7) : 15 ( 闫蕴琪，王文生，张振祺，等． Nb--TiAl 金属间化合物研究 现状． 材料导报，2000，14( 7) : 15) ［5］ Viswanathan G B，Vasudevan V K． Processing microstructure and tensile properties of a Ti--48at% Al alloy． Scripta Metall Mater， 1995，32( 10) : 1705 ［6］ Zhang W J，Francesconi L，Evangelista E，et al． Characterization of Widmansttten laths and interlocking boundaries in fully-lamellar TiAl-base alloy． Scripta Mater，1997，37( 5) : 627 ［7］ Naka S，Thomas M，Khan T． Potential and prospects of some intermetallic compounds for structural applications． Mater Sci Technol，1992，213( 4) : 291 ［8］ Kimura M，Hashimoto K，Morikawa H． Study on phase stability in Ti--Al--X systems at high temperatures． Mater Sci Eng A， 1992，152( 1-2) : 54 ［9］ Kim Y W． Intermetallic alloys based on gamma titanium aluminide． JOM，1989，41( 7) : 24 ［10］ Niu H Z，Chen Y Y，Xiao S L，et al． High temperature deformation behaviors of Ti--45Al--2Nb--1． 5V--1Mo--Y alloy． Intermetallics，2011，19( 12) : 1767 ［11］ Zheng J Z，Zhang L Q，Hou Y M，et al． Quasi isothermal forging simulation of β--γ TiAl alloy containing high content of Nb． Acta Metall Sin，2013，49( 11) : 1439 ( 郑君姿，张来启，侯永明，等． β--γ 高 Nb--TiAl 合金准等温 锻造过程模拟． 金属学报，2013，49( 11) : 1439) · 735 ·