c4盤件高溫面輾壓成形形狀變化和微觀組織分布

盤的雙向壓裂形成是一種新的工藝工具，以產生更多的柔性和局部塑料積分。與整體鍛造相比其成形載荷低,不需要模具,程序控制成形過程,產品性能穩定。對于盤型件雙面輾壓成形工藝,輾壓頭的姿態及其運動軌跡決定了工件最終形狀和組織性能,它們之間的相互關系是其工藝設計的基礎。以前的研究者已經建立了根據盤型件形狀確定輾壓頭姿態和運動的方法,編制了控制輾壓頭運動的軟件,根據軟件編制的程序進行了實驗驗證和算法修正。金泉林等利用數值模擬和實驗驗證的方式研究了6061鋁合金在350~500℃時晶粒尺寸演化規律,指出盤件變形和組織演化主要源于輾壓頭對盤件表面的環向剪切。李彤等利用鉛試樣盤件進行輾壓成形實驗,描述了輾壓后盤件主要特征,研究了影響這些特征的主要因素。這些研究成果都是基于數值模擬結果和鑄鉛或鋁合金輾壓實驗結果。盤型件雙面輾壓工藝主要應用于渦輪盤成形,成形渦輪盤材料大都是難變形材料,例如鈦合金和高溫合金,需要在高溫下成形。通過實驗確認高溫輾壓的盤件微觀組織分布以及形狀特征與以前獲得的鉛盤規律是否一致是一件重要工作。為此本文對TC4盤件進行了高溫雙面輾壓成形,觀察成形后的TC4盤件形狀以及微觀組織分布情況。1壓壓機及加熱系統圖1為自行研制的雙面輾壓實驗機,該機包括成形機械和感應加熱兩個系統。成形機械系統由機架、4個輾壓頭、輾壓頭轉動和進給驅動、輾壓頭進給程序控制臺組成。輾壓成形時,進給電機提供輾壓頭對盤件的壓力,輾壓頭驅動盤件轉動和輾壓變形。程序控制臺控制輾壓頭運動參數。加熱系統包括感應加熱電源、感應線圈、紅外測溫儀、溫度調節器、支架等。加熱系統操作過程為:設置加熱溫度、加熱速度、紅外測溫儀發射率;把紅外測溫儀對準即將加熱的盤件,開啟感應加熱電源對盤件進行加熱,紅外測溫儀與溫度調節器聯合控制盤件溫度。2盤件思路與實驗過程盤型件雙面輾壓實驗的鈦合金TC4盤坯如圖2所示,其尺寸為Φ181mm×23.5mm。該盤坯由圓棒材加工而成。圖3為盤坯縱向剖面金相照片。可以看出,這是典型的α+β雙相組織,其中α相體積分數約為70%,成片分布,大多數α晶粒呈近等軸形,大約20~30μm,最小晶粒約為10μm,晶粒邊界不整齊,類似鋸齒形狀,在α組織之間夾有β組織,β組織中還有細小針狀α組織。根據TC4鈦合金的高溫性能,確定輾壓成形溫度為930℃。用感應加熱方法加熱盤坯,測溫點在輾壓區域內。將室溫盤坯放在感應圈內,開啟感應加熱電源,輾頭以2r·min-1轉速帶動盤坯轉動。5min后盤坯溫度達到930℃,再保溫5min使盤件溫度沿厚度方向一致,即可開始盤件輾壓成形。盤件升溫過程數據如表1所示。盤件溫度穩定以后對盤件不同部位進行測溫,測溫結果如表2所示。圖4為實驗用輾壓頭形狀尺寸,其錐臺母線長16.5mm,前端面直徑Φ25mm,錐頂角50°。本文輾壓實驗的目的是成形出一個雙面對稱的單槽,槽內側半徑r為60mm,槽深4.75mm,槽寬等于輾頭母線長度。輾壓采用厚向進給和輾壓同時進行,從盤件r=60mm位置開始輾壓,總共對盤件進行了3道次輾壓。各道次輾壓工藝參數如表3所示。第1次輾壓:厚向絲杠進給量6mm,進給速度0.1mm·s-1,輾壓頭轉速4r·min-1,輾壓時間約300s。第1次輾壓后將盤件溫度降到室溫,然后按表1所示的加熱過程重新加熱,溫度達到930℃以后進行第2次輾壓。第2次輾壓的工藝參數為:厚向每道次絲杠進給量3mm,進給速度0.1mm·s-1,輾壓頭轉度4r·min-1,輾壓時間約為300s。第3次輾壓過程的操作與第2次相同。3盤件撬壓過程微觀組織的典型位置輾壓成形后,將鈦合金TC4盤件空冷到室溫。然后沿徑向切割出多個金相試樣在光學顯微鏡下觀察盤件輾壓過程中所產生的微觀組織變化。為了方便分析溫度和變形對微觀組織變化的影響,本文選擇了4個典型位置進行金相觀察。這4個位置是:靠近盤件中心,盤件外緣,輾壓槽厚度中心,輾壓槽表面。根據實驗觀測和對輾壓過程數值模擬的分析,這4個位置的溫度和變形狀態如表4所示。4結果與討論4.1盤件撬壓成形圖5為雙面輾壓成形后的鈦合金TC4盤件照片,可以看到一個輾壓成形的溝槽,溝槽深度為4.75mm,在溝槽內有兩個對稱的橢圓形淺坑,這是輾壓頭的壓下痕跡。說明輾壓成形的溝槽深度小于輾壓頭的壓下深度。這個淺坑的深度等于輾壓頭壓下深度與實際溝槽深度之差,通常將這個淺坑的深度稱為甩高。這是盤件輾壓成形的一個重要特征,已有的研究證明,“甩高”大小與摩擦系數、輾壓頭尺寸和盤件尺寸有關。溝槽的輾壓成形改變了盤件的尺寸。變形后的盤件尺寸為:直徑Φ197mm,外緣厚度24mm,中心厚度23.7mm,槽內側邊緣厚度24.1mm,槽外側邊緣厚度25mm。與原始盤坯尺寸相比,盤件直徑增加16mm,外緣厚度增加0.5mm,中心厚度增加0.2mm,槽內側邊緣厚度增加0.6mm,槽外側邊緣厚度增加1.5mm。在溝槽兩側盤件厚度增加受控于輾壓溝槽時材料的流動狀態,與溝槽大小、位置、盤件尺寸有關。上述實驗現象說明,在本實驗的幾何條件下,向盤件外緣流動的材料更多一些。材料局部堆積現象也是盤件輾壓不可忽視的變形特征。在TC4盤件高溫輾壓成形時所觀察到的這些變形特征與李彤等室溫輾壓成形鑄鉛盤件時所觀察到的變形特征基本一致。這說明在鉛盤室溫輾壓實驗時所得到的變形規律也可以用于鈦合金盤件高溫輾壓成形的工藝分析。4.2盤中心—輾壓后盤件的組織分布圖6給出了輾壓變形后TC4盤件不同取樣位置上的金相照片。圖6a顯示出盤中心位置的微觀組織為α+β雙相組織。盤中心遠離輾壓頭,變形很小,約為10-2量級。盤中心位置在感應圈外邊,其溫度低于控制溫度930℃,在910~920℃范圍內。由圖6a可以看出,盤中心α晶粒有近等軸和長條形兩種形狀,最小等軸α晶粒直徑為10μm,長條形的α晶粒長軸為50μm,短軸為10μm,有些長條形α晶粒,中間小兩頭較大,似乎有分離的趨勢。α組織邊界比較齊整,初始時的鋸齒形狀已經消失。β晶粒夾在α晶粒之間。α相體積分數為65%,與原始組織相比α相體積分數略有減少,這是因為盤中心溫度較低,α組織轉變為β組織的數量較少。圖6b為盤外緣的微觀組織。盤外緣的變形也很小,約為10-2量級,但是溫度較高,超過960℃,高于盤件成形的控制溫度930℃。從圖6b可以看到盤外緣區域主要是β相組織,沒有近等軸或長條形狀α晶粒。與原始組織相比,β相中間的針狀α組織更加明顯,相互交錯排列。這是因為盤外緣溫度接近(α+β)到β的相變點溫度,造成大部分α組織轉變成β組織。圖6c顯示了槽中心區域的微觀組織為α+β雙相組織。槽中心處于輾壓區域,變形量較大,在10-1~100范圍內,溫度為930℃,屬于α+β雙相區。與圖3盤坯原始微觀組織相比,槽中心區初生α組織數量減少,形狀不規則,α相的體積分數減少到約為30%,β相明顯增多。溫度和變形的雙重因素促進了初生α組織向β組織的轉變。圖6d顯示了槽表面微觀組織為α+β雙相組織。槽表面處于輾壓區,直接與輾壓頭接觸,槽表面變形最大,其等效應變比槽中心區域高出兩個數量級。槽表面溫度在930℃,槽表面處于α+β雙相溫度區。與圖6c相比,槽表面區域內有更多的α組織轉變成β組織,α相的體積分數減少到10%左右,相應的β組織增多,有明顯的針狀α組織夾在β組織之間。雖然槽表面和槽中心都處于輾壓區域,溫度相同,但是槽表面α組織比槽中心少得多,這說明α組織向β組織轉變除了受溫度影響還受到變形的影響,較大塑性變形對α組織到β組織的轉變有很大推動作用。在盤件的輾壓過程中,利用感應加熱可以實現非均溫成形。不同溫度、不同的應變速率和不同的變形量會形成不同的微觀組織變化。由以上分析可知,遠離輾壓頭的盤中心和盤外緣區域,應變速率接近零,變形量很小,微觀組織的變化主要受溫度控制。這使得盤中心處于α+β雙相組織,盤外緣處于β相區。在盤件溝槽輾壓區域,槽中心和槽表面的溫度相同,變形量差別很大,這兩個區域的微觀組織差別主要由塑性變形決定,