高Nb-TiAl合金叶片锻造模拟

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 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--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 De￾form--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 differ￾ent 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 tempera￾tures 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． Intermetal￾lics，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 mechani￾cal 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 Widmansttten laths and interlocking boundaries in fully-lamel￾lar TiAl-base alloy． Scripta Mater，1997，37( 5) : 627 ［7］ Naka S，Thomas M，Khan T． Potential and prospects of some in￾termetallic 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 alumin￾ide． JOM，1989，41( 7) : 24 ［10］ Niu H Z，Chen Y Y，Xiao S L，et al． High temperature deform￾ation behaviors of Ti--45Al--2Nb--1． 5V--1Mo--Y alloy． Interme￾tallics，2011，19( 12) : 1767 ［11］ Zheng J Z，Zhang L Q，Hou Y M，et al． Quasi isothermal forg￾ing 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 ·