高温钛合金因其具有优异的比强度、耐高温和耐腐蚀性能，在航空航天及军事领域已成为重要的结构材料
[1-2]。在航天航空领域关键受力构件中钛合金环件有着广泛的应用
[3]。颗粒增强的钛基复合材料(TMCs)因其具有更优异的耐腐蚀、耐热性、抗蠕变性能，在航空结构材料中，TMCs机盘、叶片和环等结构件被越来越多的应用
[4-6]。TMCs环件成形通常采用锻造和冲孔工艺。因材料受热状态下变形抗力低，流动性好，所以环件成形过程所需的冲切力要相比冷冲孔工艺成形小，而且成形质量好，不容易开裂，同时冲孔成形工艺简单，加工生产效率高，因此在TMCs环件制备中常使用热冲孔工艺。但是高温钛合金及TMCs作为难变形材料，其热加工窗口较窄，对加工参数敏感，因此需要采用高效的方法去优化加工参数。随着科技的发展，有限元模拟技术在实验研究领域不断得到应用，既降低了研究成本，又缩短了实验周期
[7]。
冲孔成形过程中，坯料预热温度和冲孔速度为影响环件成形的主要工艺参数。低温下材料变形抗力高，不仅需要大的冲切力，增加对设备的使用要求，而且低的塑性下材料容易具有开裂风险。高的温度下虽然钛合金变形抗力较低，易于成形，但是获得的组织晶粒尺寸较大，这将会影响环件的服役性能。另外，如果冲孔速度过快，虽然缩短了材料成形时间，但是单位时间内位错增殖速率快，会积累更多的位错，使得材料变形抗力增大
[8]，不仅会影响成形，而且亦可能造成工件开裂，所以选择合适的成形工艺参数至关重要。有限元模拟软件已逐步发展成为优化合金成形工艺的有效工具。Maksim等
[9]通过数值模拟冲压过程，得出了减少叶片加工余量的经济工艺。薛松等
[10]采用Deform-3D模拟了TA15钛合金零件成型过程，并对锻件应力场进行分析，得出了可行的模锻工艺。Mosleh等
[11]通过实验与数值模拟结合使用，对Ti-6Al-4V合金流动行为进行研究，建立了有效的超塑性成形模型。对材料成形过程数值模拟研究，可以通过分析冲孔过程中的变形载荷、主应力变化、金属流动速率和损伤值等评价材料变形难易及成形质量，有助于选择适合成形的坯料预热温度及冲孔速度，为实验研究提供指导。
除了TMCs成形能力外，其成形构件的服役性能也要得到保证，在其成形前一般需要进行微观组织调控，这在保证构件优良服役性能的同时，又能改善高温变形能力，利于构件成形。目前对于TMCs的性能研究，主要集中于优化合金成分的同时采用一定热机械处理工艺调控合金组织及增强相尺寸和分布方面。例如采用锻造处理，可以有效地改善材料组织，获得优异的性能
[12-14]。Zhang等
[15]研究了(TiB
w+TiC
p)/Ti复合材料热变形过程中的组织演变及动态再结晶行为，发现双相区热变形下增强相可以促进α相球化。Ma等
[16]研究发现TMCs在热机械处理后高温性能可以得到有效提高。
Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系近α高温钛合金常被用作TMCs的基体合金
[17]。本研究使用5 vol.% TiC
p/Ti-6Al-3.5Sn-9Zr-1Mo-0.7Nb-0.5Si (wt.%)复合材料进行实验。其在Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金基础上引入了少量Nb和C元素，Nb元素可以起到细化组织和提高抗氧化性的作用，添加C元素通过原位反应生成TiC作增强相。张长江等
[18]和Yang等
[19]对该TiC
p/Ti复合材料的热压缩变形行为和微观组织演变进行了系统的研究，该TiC
p/Ti复合材料的构件成形过程及组织性能还有待进一步研究。本研究通过对不同工艺参数下环件冲孔成形过程进行模拟，确定适合成形的工艺参数，然后对TiC
p/Ti复合材料进行锻造制备坯料，进行环件冲孔成形实验，并对环件组织性能进行分析，为新型钛基复合材料环件成形及工艺优化奠定基础。
1 模型的建立与实验方法
1.1 研究材料
实验材料为真空感应悬浮熔炼的5 vol.% TiCp/Ti-6Al-3.5Sn-9Zr-1Mo-0.7Nb-0.5Si复合材料，C以纯碳粉形式加入，C与Ti原位反应生成TiC。TiCp/Ti复合材料的α+β/β相变温度(Tβ)通过金相法确定为(1 075±10 ℃)。TiCp/Ti复合材料在1 180 ℃进行开坯锻造。
1.2 模型及工艺参数
环件采用冲孔工艺成形，上下模具及坯料示意图如
图1(a)所示。
图1(b)展示了冲孔成形过程坯料的变形状态，在凸模向下运动接触坯料后，坯料开始受力，同时受力不断增加，坯料首先经历弹性变形，当受力达到一定值后，坯料在凸模作用下，在凸凹模刃口附近发生大的剪切塑性变形，且随着凸模向下运动，剪切变形区不断扩展，直至冲孔区坯料与圆环区切离，冲出通孔
[20]。通过数值模拟对不同温度预热后的坯料在不同冲孔速度下的成形过程进行模拟分析。出于工作要求的考虑，模型中凸凹模材料选择为镍基高温合金GH4169，并定义为刚性材料，坯料为塑性材料
[21]。模型中坯料为圆柱外形，尺寸为Φ92 mm×29 mm。冲孔成形过程中对热传递进行考虑，包括热传导、坯料与空气的热对流、坯料与上下模具之间的接触传热。考虑到热传递坯料降温，需对上下模具进行预热，预热温度较低于坯料预热温度，本研究中选择750 ℃。为了保证上凸模正常向下运动及脱膜，凸凹模之间需留有适当间隙，上下凸凹模具间隙设为10%的单面间隙，常摩擦模型设置为边界条件，对模具与坯料之间的摩擦系数设置为0.5。三维模型建立后需对模型进行网格划分，共对坯料划分出约10万单元的网格进行模拟。将Normalized Cockroft & Latham断裂准则设置为材料的断裂准则。模型建立后分别对坯料在950 ℃、1 000 ℃和1 050 ℃预热以及30、60、90 mm/s冲孔速度下的成形过程进行模拟。
1.3 组织表征及性能测试
根据冲孔成形过程数值模拟结果，确定最佳工艺参数，对TiC
p/Ti复合材料进行冲孔成形制备环件。在TiC
p/Ti复合材料环件上取组织试样和拉伸试样，并采用装配有电子背散射衍射系统的Quanta 200FEG扫描电子显微镜(SEM)进行SEM和EBSD表征。采用Instron 5969电子万能试验机进行室温以及650 ℃、700 ℃和750 ℃高温拉伸测试，使用的室温拉伸试样的标距段尺寸为18 mm×4 mm×2 mm，高温拉伸试样的标距段尺寸为20 mm×5 mm×2 mm，不同测试状态的试样至少测试三次，环件、实验取样位置及拉伸试样尺寸示意图如
图2所示。
2 数值模拟结果与分析
2.1 凸模载荷变化
冲孔成形过程中，下凹模支撑坯料，上凸模向下运动，在坯料上冲出通孔，坯料处于局部加载受力状态，主要受力来自于凸模，如果参数设置不合适，坯料所受冲切力过大，不仅会造成凸模受损而且工件形状亦会走样。不同变形工艺参数下，凸模所受变形载荷大小不同，故分析冲孔成形过程中不同工艺参数下的凸模载荷变化以对凸模及实验设备的选择提供参考。
图3展示了坯料在不同工艺参数下冲孔成形过程中凸模载荷的变化。由
图3(a)可以看出，凸模下压过程接触坯料，在与坯料刚接触时受到的载荷最大，然后随着凸模下移其载荷逐渐降低，这与热压缩过程类似，坯料首先经历弹性变形而后塑性变形。凸模载荷变化是坯料变形过程中加工硬化与动态软化相互竞争的结果。坯料在初始受力阶段发生弹性变形，随着受力增加，位错迅速累积发生加工硬化，增加了变形抗力，具有高的峰值应力，故凸模载荷在初始下压阶段增到了最大。在坯料受力达到一定值后，随着位错运动和晶界滑移坯料开始塑性变形，在这个过程中，坯料直接受力变形区的组织中位错不断重排，经历亚晶形核、旋转和合并长大过程，即回复与再结晶不断发生，使得部分位错湮灭，加工硬化减弱，出现动态软化，变形抗力降低，故凸模载荷展现出了下降趋势
[22]。
不同的预热温度和冲孔速度，对凸模载荷展现出较大的影响。当冲孔速度一定时，坯料预热温度越高，冲孔过程中的凸模载荷越低，说明坯料越易于成形，成形所需的冲切力越小。坯料在越高的温度下预热，其原子活性越高，降低了原子之间的临界剪切应力，降低了变形抗力，提高了材料变形能力
[23]。同时材料高温下热激活能较高，不仅促使更多的滑移系开动，而且有利于位错的滑移和攀移，这就加剧了组织中的动态回复过程，使得位错密度降低，展现出载荷减小
[24]。当坯料预热温度一定时，凸模载荷随着凸模下压速度的升高而不断增加。成形过程中高的冲压速度下，坯料直接受力变形区的组织，位错迅速得到增殖和积累，产生应力集中，使得加工硬化增强。然后由于凸模下压速度的增加，成形时间缩短，基体组织中的回复和再结晶时间不足，难以充分进行，这就造成单位时间内位错增殖速率高于位错湮灭速度，组织中累积较高的位错，故变形过程中的载荷较大
[8]。值得注意的是，当冲压速度过快时，材料会发生失稳，甚至产生开裂。综上，无论从成形对工作条件要求的角度出发，还是材料变形难易的角度出发，通过凸模载荷变化来看，应该选择高的预热温度和低的冲孔速度。但是材料冲孔成形并不像材料受压变形过程，其受力状态及金属流动情况和受压变形不同，为获得质量良好的TMCs环件，还需要对不同工艺参数下坯料应力及金属流动进行分析。
2.2 最大主应力
冲孔成形过程中，凸模向下运动，对坯料进行施加力，使得坯料发生剪切塑性变形，并且冲孔区坯料随着凸模向下运动，与凸模接触的下方坯料为直接受力区，直接受力区主要分布在冲孔区，直接受力区外侧为间接受力区，间接受力区分布在圆环区，其受力来自于直接受力区金属挤压和模具的限制。冲孔成形过程中坯料最大主应力分析，有利于进一步了解分析材料的受力变形。
图4对坯料在不同预热温度和凸模下压速度下冲孔成形过程中的最大主应力值进行了统计。在冲孔成形过程，当预热温度增加时，坯料最大主应力整体展现出减小的趋势。坯料在950 ℃预热和90 mm/s冲孔速度下的最大主应力值最高。在1 050 ℃预热和60 mm/s冲孔速度下的最大主应力值最低。仿真模拟结果显示，不同变形工艺参数下最大主应力变化较为复杂，只分析最大主应力是不够的，为了进一步确定适合环件冲孔的工艺参数，还需要分析最大主应力区域对应的金属流动变化。
2.3 金属流动速率
坯料冲孔过程中，坯料在凸模作用下，在凸凹模刃口附近发生大的剪切塑性变形，如果金属流动性差，金属料不利于向下转移，会加速模具磨损，冲孔断面会产生裂纹。
图5展示了坯料在不同预热温度和凸模下压速度下，冲孔成形过程中最大主应力区域对应金属流动速率。
图5(a)为一个工艺参数下的金属流动速率场，从图中可以看出，在凸模冲击下，冲孔区金属向下运动与圆环区切离，且金属流动速率的方向与凸模的运动方向一致，同时凸凹模刃口附近切离区金属流动速率在整个坯料金属流动中是最快的。
同时在
图5(a)中圆环区域也发现了金属流动，这是处于间接受力区，其受力来自直接受力区的影响，由于受到模具限制，基本不发生变形。与冲孔区不同的是圆环区域的金属流动方向与凸模运动方向存在一定偏离，并且离凸凹模刃口越远，偏离程度越小，该区域的金属流动速率越低。在距离凸凹模刃口下方位置金属流动方向发生突变，该位置受影响较大，变形明显。如果冲孔速度较大，材料在大的应变速率下，个别大变形位置金属流动过快，容易产生局部缺陷。
图5(b)对不同变形工艺参数下最大主应力区域对应的金属流动速率最大值进行了统计，从中可以看出坯料冲孔过程中的金属流动速率最大值随温度的变化趋势与最大主应力值变化趋势一致，坯料在950 ℃冲孔时容易出现局部金属流动速率过快的情况。
2.4 损伤值
损伤值能够反映材料冲孔成形过程开裂倾向，损伤值越小，环件成形率越高
[25]。在凸模冲击下，冲孔区坯料与圆环区切离，切离时材料容易开裂受损，此处应具有高的损伤值。
图6展示了坯料在不同预热温度和凸模下压速度下冲孔成形过程中最大损伤值统计。从
图6可以看出，在冲孔成形过程中，当变形温度增加和冲孔速率减小时，整体来看环件的最大损伤值降低。当预热温度为950 ℃时，冲孔速度为90 mm/s时损伤值最大。但是在变形温度为1 000 ℃和1 050 ℃时，最大损伤值较低，适合成形。
3 环件成形实验及结果
3.1 环件成形
根据冲孔成形过程数值模拟结果，1 000 ℃和1 050 ℃比950 ℃适宜成形，另外选择较低的冲孔速度30 mm/s，有利于均匀组织的获得，同时避免局部金属流动过快，产生缺陷。为了使环件具有较好的服役能力，冲孔实验前对TiC
p/Ti复合材料在1 050 ℃进行多次镦拔锻造制备锻坯，细化晶粒的同时均匀化组织，然后对锻坯在1 000 ℃预热、冲孔速度30 mm/s下进行冲孔实验。1 050 ℃下镦拔锻造，可以通过基体组织发生再结晶来细化晶粒，选择1 000 ℃下冲孔，稍低的温度可以避免加热过程中晶粒过度长大。
图7为TiC
p/Ti复合材料环件成形后的宏观形貌图，冲孔后环件内径为48 mm，外径为120 mm，高度为30 mm。可以看出所制备环件整体成形良好，无明显裂纹形成。
3.2 环件微观组织
图8展示了TiC
p/Ti复合材料环件的微观组织。从
图8(a)和
图8(b)的SEM中可以看出，环件微观组织组成为片层α相、等轴α相、残余β相和TiC
p，表明TiC
p/Ti复合材料经锻造制备锻坯冲孔成形环件后，其微观组织已由铸态的魏氏组织
[19]转变为了近等轴组织，这是锻造及冲孔成形工艺共同作用下的结果。TiC
p/Ti复合材料在1 180 ℃单相区进行开坯锻造后，铸态组织中粗大的β晶破碎，同时偏聚的TiC
p也会得到破碎细化，且分布更加均匀。在1 050 ℃镦拔锻造过程，片层α相破碎及细小等轴α相形成。不同工艺综合作用下获得片层α相、等轴α相、少量β相和TiC
p共同组成的微观组织结构。Yang等
[19]同样研究发现，TiC
p/Ti复合材料经历1 200~950 ℃降温锻造后获得近等轴组织，且TiC
p尺寸亦得到减小。同时从
图8(a)可以看出，等轴α相主要分布在TiC
p附近，而远离TiC
p区域主要为片层α相，说明TiC
p能够起到促进等轴α相形成的作用。对于TMCs材料，增强相细化晶粒作用已有大量研究，Zhang等
[15]通过研究TMCs热变形加工，发现增强相可以促进片层α相球化和动态再结晶发生。Sun等
[26]研究了TiB
w/Ti复合材料在锻造变形下的组织演变，发现增强相附近α相更易发生球化。在变形过程中，TiC
p作为增强相，会阻碍位错的运动，使得位错在其附近聚集，造成TiC
p附近具有高的储存能和再结晶驱动力，进而促进再结晶发生，使得晶粒细化
[15,27-28]。同时在变形过程中，TiC
p还具有钉扎晶界的作用，阻碍晶粒的长大，造成细化晶粒的效果
[29-30]。
从
图8(c)EBSD相图可以看出环件组织以α相为主，β相含量很少，尺寸细小的TiC
p大部分分布在等轴α晶粒附近。从
图8(d)反级图(IPF)中可以看出，在部分片层α相晶粒内部存在明显的小角度晶界(LAGBs)，且大部分亚晶已经得到发展，即发生了亚晶粒旋转合并行为，这是典型的连续动态再结晶特征
[24]。在热变形过程中连续动态再结晶和不连续动态再结晶为两种常见的再结晶机制，晶粒细化常常是两种机制共同作用的结果。连续动态再结晶的形成机制为回复过程中位错重排形成亚晶，然后亚晶不断旋转合并及长大形成新的无畸变的再结晶晶粒
[31-32]。不连续动态再结晶机制，在于变形过程中大角度晶界迁移，部分片段凸出形核形成新的晶粒
[33-34]。同时不同的再结晶机制也会受到变形参数的影响。Sun等
[24]研究发现，随着锻造温度降低，动态再结晶机制将由不连续动态再结晶转变为连续动态再结晶，且低的锻造温度下更有利于细小晶粒的获得。另外，从
图8(d)IPF图晶粒颜色分布可以看出，α相的取向比较随机。
图9展示了IPF图和极图(PF)，可以看出α相仅在{0001}面上存在一个最大强度为7.48的弱织构，其它取向密度分布比较随机，无其它明显织构，说明环件成形过程中组织变形比较均匀。
3.3 拉伸性能
图10展示了TiC
p/Ti复合材料环件的室温和650、700、750 ℃高温拉伸力学性能。根据性能测试结果可得，TiC
p/Ti复合材料环件在室温下的抗拉强度和延伸率分别达1 237.08 MPa和5.0%。由Hall-Petch公式
[35]可知，材料强度随晶粒尺寸减小而增加。环件具有较高抗拉强度的一个主要原因即是细晶强化机制，TiC
p/Ti复合材料环件在冲孔成形前，经历了开坯锻造和镦拔锻造制备锻坯的环节，此过程粗大晶粒得到破碎，且大量的位错和畸变能在变形中得到累积，使得基体组织发生动态回复和再结晶，基体组织晶粒得到细化
[24,36]，同时锻坯1 000 ℃下冲孔，锻坯受热过程组织亦会进一步得到均匀细化。前面小节已经分析了TiC
p/Ti复合材料环件的微观组织，TiC
p对晶粒细化也扮演着重要作用。环件具有较高抗拉强度的另一个主要原因即是位错强化机制，材料在变形过程中位错不断产生与堆积，而作为钛基复合材料，TiC
p的作用不可忽视，TiC
p在变形过程中可以阻碍位错的运动，使得变形过程位错在其附近聚集，产生应力集中，进而达到强化效果
[27,29]。另外，TiC
p相比较基体而言是硬脆相，材料受力变形过程中TiC
p将以载荷传递的方式承担载荷，起到载荷传递强化的作用
[37]，当局部应力大于TiC
p承载极限时，TiC
p会从基体上断裂或脱落，导致裂纹萌生，最终导致材料的失效
[38]。在650 ℃时的抗拉强度和延伸率分别为757.35 MPa和7.8%，而700 ℃时的抗拉强度为593.10 MPa，相比650 ℃降低了21.68%，延伸率为15%，相比650 ℃提高了92.31%，当在750 ℃时拉伸时，其抗拉强度为297.92 MPa，延伸率为31%，抗拉强度相比700 ℃降低了49.77%，延伸率提高了106.66%。TiC
p/Ti复合材料环件在高温拉伸变形中，随着温度的升高，出现了明显的软化现象，表现出强度不断降低，延伸率不断升高，温度越高，材料的原子活性越高，同时热激活能也越高，不仅促使更多的晶内滑移系的开动，而且有利于晶界滑移和晶粒旋转
[23]，所以材料就越容易变形。另外，温度越高，位错通过动态回复而湮灭的速度越快，加工硬化效果越弱，同时在高的温度下TiC
p对位错的阻碍作用也会得到减弱，提高了位错和晶界的运动能力，使得材料得到协调变形
[39]，这是拉伸温度越高，TiC
p/Ti复合材料环件强度越低和延伸率越高的原因。
4 结论
1) 通过建立有限元模型对坯料在950、1 000、1 050 ℃预热以及30、60、90 mm/s冲孔速度下的成形过程进行模拟，确定了坯料在1 000 ℃预热和30 mm/s冲孔速度下冲孔成形时工艺合理，利于环件成形。
2) 通过1 050 ℃多次镦拔锻造制备锻坯和1 000 ℃、30 mm/s下冲孔成功制备得到了TiCp/Ti复合材料环件，环件表面质量良好，组织均匀，TiCp起到细化晶粒作用。
3) TiCp/Ti复合材料环件，室温抗拉强度为1 237.08 MPa，延伸率为5.0%。650 ℃时的抗拉强度为757.35 MPa，延伸率为7.8%。细晶强化、位错强化、TiCp载荷传递为主要强化机制。
京公网安备11010202008535号
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