摘 要: 為了系統(tǒng)全面地研究高溫合金盤的熱成形過程，通過建立高溫合金宏微觀材料模型，設(shè)置熱成形工藝參數(shù)和邊界條件，構(gòu)建了 GH2132 高溫合金盤宏微觀多尺度有限元模型。通過對高溫合金盤熱成形過程進(jìn)行數(shù)值模擬，研究了高溫合金盤熱成形工藝過程中的宏觀變形和微觀組織演變行為，分析了高溫合金盤熱成形后的宏觀變形狀態(tài)和微觀組織分布情況。通過進(jìn)行高溫合金盤熱成形物理試驗(yàn)對數(shù)值模擬結(jié)果進(jìn)行了驗(yàn)證。結(jié)果表明，通過數(shù)值模擬能夠精確預(yù)測高溫合金盤熱成形工藝過程中的宏觀變形和微觀組織演變。
1 有限元模型構(gòu)建
1. 1 GH2132 高溫合金材料模型
為了準(zhǔn)確描述 GH2132 高溫合金的高溫流動(dòng)行為，采用圖 1 所示的真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線數(shù)據(jù)作為其本構(gòu)關(guān)系。圖 1 所示的真應(yīng)力－真應(yīng)變數(shù)據(jù)是按參考文獻(xiàn)的試驗(yàn)方法在 Gleeble 3500 試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行等溫壓縮試驗(yàn)得來的，等溫壓縮試驗(yàn)溫度 850、900、950、1000、1050 和 1100 ℃，應(yīng)變速率 0. 001、0. 01、0. 1 和 1 s－1。該真應(yīng)力－真應(yīng)變數(shù)據(jù)范圍涵蓋了高溫合金熱變形參數(shù)范圍，是準(zhǔn)確預(yù)測 GH2132高溫合金宏觀變形的基礎(chǔ)。
材料的熱物理參數(shù)會(huì)隨著溫度的變化而變化，采用隨溫度變化而變化的材料參數(shù)能夠保證和提高數(shù)值模擬的精度。GH2132 高溫合金的熱傳導(dǎo)系數(shù)、楊氏 彈 性 模 量、熱膨脹系數(shù)及熱容如表 1 所 示。GH2132 高溫合金泊松比設(shè)置為 0. 28。
1. 2 GH2132 高溫合金熱成形有限元模型
1. 2. 1 高溫合金盤熱成形工藝過程
GH2132 高溫合金盤熱成形工藝如圖 2 所示。熱成形工藝過程主要包含加熱、轉(zhuǎn)運(yùn)、成形和冷卻4 個(gè)階段。
加熱階段: 坯料加熱過程分為兩個(gè)階段。第 1階段將坯料以 5 ℃ ·min－1 慢速加熱至 900 ℃ 并保溫，使坯料溫度均勻分布; 第 2 階段將坯料以9. 5 ℃·min－1 快速加熱至始鍛溫度 1000 ℃ 并保溫，使坯料溫度均勻分布。進(jìn)行分梯度加熱和保溫是因為 GH2132 高溫合金在 900 ℃時(shí)晶粒長大緩慢，900 ℃以上晶粒會(huì)較快地長大，因此選擇將坯料先加熱到900 ℃保溫，然后通過快速加熱的方式減少坯料在高溫狀態(tài)下停留的時(shí)間，減少晶粒尺寸的長大。轉(zhuǎn)運(yùn)階段: 保溫完成后對坯料進(jìn)行熱包套，減少熱量散失，再將坯料由加熱爐轉(zhuǎn)運(yùn)至安裝在壓力機(jī)上的下模，下模預(yù)熱溫度 380 ℃ ，轉(zhuǎn)運(yùn)時(shí)間約 60 s。成形階段: 將坯料在模具中進(jìn)行熱成形并保壓。冷卻階段: 將鍛件空冷至室溫。1. 2. 2 高溫合金盤熱成形有限元模型
GH2132 高溫合金盤熱成形過程存在熱、力、微觀組織的交互作用，有限元模型中不但需要綜合考慮微觀組織演變、傳熱和力學(xué)行為，而且需要考慮這 3 個(gè)場量相互之間的相互作用。高溫合金盤坯料為直徑 Φ300 mm，高度 200 mm且?guī)?10 mm×10 mm 斜角的圓柱體，有限元模型如圖3 所示。坯料和模具網(wǎng)格采用四面體網(wǎng)格。坯料設(shè)置為塑性體，初始溫度 20 ℃。圓柱面和端面為加熱、轉(zhuǎn)運(yùn)及冷卻過程中與空氣的熱對流面，圓柱面為進(jìn)行熱成形時(shí)與空氣的熱對流面。模具設(shè)置為剛體，初始溫度 380 ℃。模具所有面均為熱成形過程中與空氣的熱對流面。
1. 2. 3 高溫合金盤熱成形有限元工藝參數(shù)設(shè)置
根據(jù)擬定的高溫合金盤熱成形工藝，設(shè)置有限元工藝參數(shù)如下。加熱及保溫階段: 坯料初始溫度 20 ℃，環(huán)境溫度設(shè)置如圖 4 所示; 此時(shí)未進(jìn)行包套，GH2132 高溫合金輻射率設(shè)置為 0. 5，坯料與環(huán)境的傳熱系數(shù)設(shè)置為 0. 02 N·s－1·mm－1·℃ －1。
轉(zhuǎn)運(yùn)階段: 轉(zhuǎn)運(yùn)時(shí)間 60 s，此時(shí)已進(jìn)行熱包套，GH2132 高溫合金輻射率設(shè)置為 0. 05，坯料與環(huán)境的傳熱系數(shù)設(shè)置為 0. 005 N·s－1·mm－1·℃ －1。成形階段: 坯料轉(zhuǎn)運(yùn)完成后上模空載下行，坯料在下模上靜置 20 s 后上模與坯料接觸，此時(shí)上下模間距 187 mm。熱成形時(shí)上模運(yùn)動(dòng)速度如圖 5 所示，上模運(yùn)動(dòng)至與下模距離 27 mm 時(shí)停止運(yùn)動(dòng)，結(jié)束鍛造過程，模具初始溫度 380 ℃。坯料和模具之間的摩擦類型選擇剪切摩擦，摩擦因數(shù)設(shè)置為 0. 2。
熱成形時(shí)坯料進(jìn)行熱包套，模具和坯料接觸面?zhèn)鳠?span style="margin: 0px; padding: 0px; outline: 0px; max-width: 100%; box-sizing: border-box !important; overflow-wrap: break-word !important; font-size: var(--articleFontsize); letter-spacing: 0.034em;">系數(shù)為 0. 5 N·s－1·mm－1·℃ －1; 保壓 20 s，保壓時(shí)上模運(yùn)動(dòng)速度 0 mm·s－1。熱成形過程中功熱轉(zhuǎn)換系數(shù)設(shè)置為 0. 95。模具的材料選用 H13 熱作模具鋼，參數(shù)設(shè)置參照 DEFOＲM 材料庫中的 AISI-H-13。模具與環(huán)境的傳熱系數(shù)設(shè)置為 0. 02 N·s－1·mm－1·℃ －1。
冷卻階段: 冷卻時(shí)間 18000 s，GH2132 高溫合金輻射率設(shè)置為 0. 5，坯料與環(huán)境的傳熱系數(shù)設(shè)置為 0. 02 N·s－1·mm－1·℃ －1。2 高溫合金盤熱成形工藝宏微觀數(shù)值模擬
按 1. 2 節(jié)方法構(gòu)建高溫合金盤熱成形工藝有限元模型并進(jìn)行數(shù)值模擬。根據(jù)高溫合金盤結(jié)構(gòu)組成，在輪芯選擇 2 個(gè)點(diǎn)P1、P2，在輪轂選擇 2 個(gè)點(diǎn) P3、P4，在輻板和輪緣各選擇 1 個(gè)點(diǎn) P5、P6 進(jìn)行點(diǎn)追蹤，分析高溫合金盤各部位在不同階段的微觀組織演變情況。選擇的點(diǎn)位置如圖 6 所示。
2. 1 坯料加熱及保溫階段數(shù)值模擬
2. 1. 1 坯料加熱及保溫階段溫度變化規(guī)律
坯料加熱及保溫階段溫度分布如圖 7 所示。由圖 7 可知，當(dāng)爐溫 ( 環(huán)境溫度) 達(dá)到 900 ℃ 時(shí) ( 圖7a) ，坯料溫度由初始溫度 20 ℃ 提 升 至 640 ～743 ℃。此時(shí)，坯料棱邊溫度最高，端面和圓柱面溫度次之，心部溫度最低。這是由于坯料棱邊在圓柱面和端面的交界處，圓柱面和端面同時(shí)發(fā)生熱對流和熱輻射，熱對流和熱輻射作用最顯著，升溫最快; 圓柱面和端面也和環(huán)境直接接觸，也能同時(shí)進(jìn)行熱對流和熱輻射，升溫速度也較快; 心部不和環(huán)境直接接觸，而是與圓柱面和端面通過熱傳導(dǎo)進(jìn)行熱量傳遞使溫度升高，因此溫度提升速度最慢。在 900 ℃ 下保溫 120 min 后 ( 圖 7b) ，坯料溫度分布均勻，趨于爐溫 900 ℃ 。當(dāng)爐溫升高至1000 ℃ 時(shí) ( 圖 7c) ，坯料溫度提升至 905 ～ 945 ℃，溫度分布規(guī)律和加熱到 900 ℃時(shí)一致。在 1000 ℃下繼續(xù)保溫 60 min 后 ( 圖 7d) ，坯料溫度分布均勻，趨于爐溫 1000 ℃。各追蹤點(diǎn)加熱保溫階段溫度演變情況如圖 8 所示。
由圖 8 可知，位于坯料棱邊附近的 P2 和 P4 點(diǎn)對加熱響應(yīng)速度最快，溫度升高最快，臨近圓柱面的 P6 點(diǎn)次之，位于心部的 P2、P3 和 P5 點(diǎn)加熱響應(yīng)速度最慢。在環(huán)境溫度升高期間，各位置溫度升高速度呈先上升再下降的趨勢，這與爐溫和坯料各位置的溫差有關(guān)系，溫差和坯料升溫速度呈正相關(guān)關(guān)系。剛開始加熱時(shí)，爐溫和坯料溫差較小，坯料溫度上升較慢; 隨著爐溫快速升高，爐溫和坯料溫差逐漸增大，坯料溫度快速升高; 當(dāng)坯料升溫速度大于爐溫升高速度時(shí)，溫差減小，坯料溫度逐漸降低; 當(dāng)開始保溫時(shí)，爐溫不再增加，隨時(shí)間推移溫差顯著減小，坯料溫度上升速度也隨之顯著減小。
2. 1. 2 坯料加熱及保溫階段平均晶粒尺寸變化規(guī)律
坯料加熱及保溫階段坯料平均晶粒尺寸分布如圖 9 所示。坯料初始平均晶粒尺寸為 32 μm。由圖可知，當(dāng)環(huán)境溫度達(dá)到 900 ℃ 時(shí) ( 圖 9a) ，坯料溫度較低，受熱時(shí)間較短，坯料各部位平均晶粒尺寸保持在 32 μm，未出現(xiàn)晶粒長大。在 900 ℃ 下保溫120 min 后 ( 圖 9b) ，坯料經(jīng)歷較長時(shí)間保溫，平均晶粒尺寸長增大至 34. 5 ～ 35. 4 μm，出現(xiàn)了較小程度的晶粒長大現(xiàn)象。且坯料棱邊平均晶粒尺寸最大，端面和圓柱面平均晶粒尺寸次之，心部平均晶粒尺寸最小。這和坯料溫度分布情況相對應(yīng)，棱邊升溫最快，處于更高溫度下，晶粒長大幅度最大; 而端面和圓柱面溫度、心部溫度相對較低，晶粒長大幅度依次降低。當(dāng)爐溫達(dá)到 1000 ℃時(shí) ( 圖 9c) ，坯料平均晶粒尺寸提升至 34. 8 ～ 35. 8 μm，由于快速加熱時(shí)間較短，坯料平均晶粒尺寸有微小幅度的上升。在 1000 ℃ 下繼續(xù)保溫 60 min 后 ( 圖 9d) ，坯料平均晶粒尺寸提升至 62. 2 ～ 74. 2 μm，相 對 于 爐 溫900 ℃時(shí)有較大幅度升高，晶粒在高溫狀態(tài)下快速長大。由以上分析可知，當(dāng)采用分段加熱方案時(shí)，在晶粒緩慢長大的 900 ℃ 環(huán)境條件下進(jìn)行保溫以獲得均勻溫度，顯著減少了坯料的溫度梯度及在高溫( 1000 ℃ ) 下的保溫時(shí)間，降低了坯料晶粒在高溫下的速率。
加熱及保溫階段坯料平均晶粒尺寸演變情況如圖 10 所示。由圖 10 可知，開始加熱時(shí)，坯料溫度較低，未出現(xiàn)晶粒長大現(xiàn)象，當(dāng)加熱 10560 s 后，在 900 ℃下保溫時(shí)，坯料各位置晶粒才開始出現(xiàn)晶粒長大現(xiàn)象。和坯料溫度演變情況相對應(yīng)，P2 和P4 點(diǎn)的平均晶粒尺寸增長最快，P6 點(diǎn)次之，P1、P3 和 P5 點(diǎn)也出現(xiàn)了一定的晶粒長大，但晶粒長大速度最慢。
2. 2 坯料轉(zhuǎn)運(yùn)階段數(shù)值模擬
2. 2. 1 坯料轉(zhuǎn)運(yùn)階段溫度變化規(guī)律
轉(zhuǎn)運(yùn)至成形工位后坯料溫度分布如圖 11 所示。由圖可知，當(dāng)坯料轉(zhuǎn)運(yùn)完成后，坯料棱邊溫度降低最為明顯，為 931 ℃ ; 端面和圓柱面溫度降低次之，心部溫度幾乎無變化。坯料棱邊熱對流和熱輻射最明顯，溫度降低最快; 圓柱面和端面也和環(huán)境直接接觸，也能同時(shí)進(jìn)行熱對流和熱輻射，降溫速度也相對較快; 心部與圓柱面和端面進(jìn)行熱傳導(dǎo)，由于轉(zhuǎn)運(yùn)時(shí)間較短，心部溫度變化幅度極小。
轉(zhuǎn)運(yùn)過程中坯料各追蹤點(diǎn)溫度演變情況如圖 12所示。轉(zhuǎn)運(yùn)前初始狀態(tài)坯料溫度范圍 931 ～ 1000 ℃。在轉(zhuǎn)運(yùn)過程中，位于坯料棱邊附近的 P2 和 P4 點(diǎn)溫度降低速度最快，臨近圓柱面的 P6 點(diǎn)也有所降低
但溫度降低速度相對于 P2 和 P4 點(diǎn)慢，位于心部的P1、P3 和 P5 點(diǎn)受外界溫度影響小，溫度僅有小幅度降低。2. 2. 2 坯料轉(zhuǎn)運(yùn)階段平均晶粒尺寸變化規(guī)律
坯料轉(zhuǎn)運(yùn)至成形工位后的平均晶粒尺寸分布如圖 13 所示。坯料轉(zhuǎn)運(yùn)完成后，坯料平均晶粒尺寸由62. 2～74. 2 μm 小幅度增大至 62. 9 ～ 74. 4 μm。由于轉(zhuǎn)運(yùn)時(shí)間較短且坯料各位置溫差較小，平均晶粒尺寸整體分布規(guī)律與轉(zhuǎn)運(yùn)前一致: 坯料棱邊平均晶粒尺寸最大，端面和圓柱面平均晶粒尺寸次之，心部平均晶粒尺寸最小。
坯料轉(zhuǎn)運(yùn)至成形工位過程中各追蹤點(diǎn)平均晶粒尺寸演變情況如圖 14 所示。由圖可知，在轉(zhuǎn)運(yùn)過程中，各追蹤點(diǎn)平均晶粒尺寸近乎按線性方式增長，平均增長幅度 0. 2 ～ 0. 7 μm。轉(zhuǎn)運(yùn)過程中，坯料平均晶粒尺寸仍保留了加熱過程中的不均勻性: 越靠近坯料心部，平均晶粒尺寸越小。
2. 3 熱成形階段數(shù)值模擬
2. 3. 1 坯料熱成形階段變形規(guī)律
坯料在熱成形過程中等效應(yīng)變分布如圖 15 所示。由圖可知，隨著上模的運(yùn)動(dòng)，坯料開始受到擠壓發(fā)生變形，輪轂的凸臺首先完成充型，然后輪芯的凸臺逐步完成充型，材料繼續(xù)往輻板和輪緣流動(dòng)，最終形成飛邊。在熱成形過程中，材料從中心向四周流動(dòng)，等效應(yīng)變也由中心向四周逐漸增大。熱成形后，鍛件內(nèi)部發(fā)生了較大的變形。輪芯心部、輪轂心部、輻板和輪緣等位置效應(yīng)變較大且均勻，但輪芯凸臺和輪轂凸臺位置等效應(yīng)變較小。
熱成形過程各跟蹤點(diǎn)等效應(yīng)變演變情況如圖 16所示。由圖可知，在熱成形過程中，位于高溫合金盤輪轂的 P3 和 P4 點(diǎn)率先發(fā)生了材料流動(dòng)，等效應(yīng)變增大; 隨后，位于輪芯、輻板和輪緣的 P1、P5和 P6 點(diǎn)開始發(fā)生熱變形; 最后，位于高溫合金盤輪芯凸臺的 P2 點(diǎn)開始發(fā)生變形。熱變形過程中，各位置開始發(fā)生變形后等效應(yīng)變呈逐漸上升趨勢。當(dāng)熱變形完成后，位于輪芯心部、輪轂心部、輻板和輪緣等位置的 P1、P3、P5 和 P6 點(diǎn)等效應(yīng)變達(dá)到較高水平，位于輪芯凸臺和輪轂凸臺位置的 P2 和P4 點(diǎn)材料主要發(fā)生整體位移，材料流動(dòng)較少，等效應(yīng)變較小。2. 3. 2 坯料熱成形階段溫度變化規(guī)律
坯料熱成形過程溫度分布如圖 17 所示。由圖可知，當(dāng)進(jìn)行熱包套的坯料與下模接觸后，與模具發(fā)生接觸傳熱，接觸面溫度快速降低。當(dāng)模具繼續(xù)下行時(shí)，坯料和模具接觸面溫度繼續(xù)降低，當(dāng)完成熱成形時(shí)，坯料表面最低溫度為 902 ℃。
在熱成形過程中，鍛件發(fā)生變形且不與模具接觸的位置溫度出現(xiàn)了不同程度的升高。當(dāng)完成熱成形時(shí)，坯料心部最高溫度達(dá)到了 1010 ℃。這是由于在熱成形過程中上模將對坯料做功，所做的功的一部分轉(zhuǎn)換成熱量儲存于坯料內(nèi)部，導(dǎo)致鍛件溫度升高。鍛件發(fā)生變形且不與模具接觸的位置通過做功積攢了大量的熱量，溫度顯著升高。其他區(qū)域雖然通過變形積攢了一些熱量，但坯料與模具接觸面存在熱交換，溫度會(huì)有一定程度降低。在保壓過程中，上模不再對鍛件繼續(xù)做功，鍛件溫度不再上升，此時(shí)鍛件表面和上下模接觸面積達(dá)到最大，接觸換熱更加劇烈，因此鍛件溫度在保壓過程中快速降低。保壓完成后，鍛件溫度已由保壓前的 902 ～ 1010 ℃降低至 874～1000 ℃。熱成形過程中各跟蹤點(diǎn)溫度演變情況如圖 18 所示。由圖可知，在成形過程中，隨著成形的進(jìn)行，坯料溫度呈現(xiàn)兩種不同趨勢。在鍛件內(nèi)部的 P1、與其他區(qū)域的熱傳導(dǎo)和熱輻射繼續(xù)進(jìn)行，溫度出現(xiàn)降低趨勢。在鍛件表面附近輪芯、輪轂凸臺位置的P2 和 P4 點(diǎn)溫度逐漸降低，這也是由于完成變形后無持續(xù)的熱量供應(yīng)以維持較高的溫度。在保壓階段，鍛件各位置溫度均以較快的速度逐漸降低。
2. 3. 3 坯料成形階段平均晶粒尺寸變化規(guī)律
熱成形過程坯料的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)分布如圖19 所示。由圖可知，在模具下行過程中，變形部位陸續(xù)達(dá)到臨界應(yīng)變并發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，且動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)越來越大。當(dāng)變形完成時(shí)，輪芯心部、輪轂心部、輻板和輪緣等位置均發(fā)生了完全的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，輪芯凸臺、輪轂凸臺由于發(fā)生了較大的剛性位移，雖也發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，但屬于不完全的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。
熱成形過程坯料的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)演變情況如圖 20 所示?？梢钥闯?，在熱成形過程中，位于高溫合金盤輪轂的 P3 點(diǎn)率先發(fā)生了變形和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)迅速升高，隨后位于輪芯、輻板和輪緣的 P1、P5 和 P6 點(diǎn)也開始發(fā)生變形和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。最終，位于鍛件輪芯心部的 P1 點(diǎn)、輪轂心部的 P3 點(diǎn)、輻板的 P5 點(diǎn)和輪緣的 P6 點(diǎn)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)均為 100%或接近 100%。P4 點(diǎn)雖然也較早地發(fā)生了材料流動(dòng)，但等效應(yīng)變較小，但在變形初期未達(dá)到臨界應(yīng)變，未發(fā)生大規(guī)模的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，最終動(dòng)態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)達(dá)到約 40%，而位于高溫合金盤輪芯凸臺的 P2 點(diǎn)開始發(fā)生變形時(shí)間較晚且等效應(yīng)變較低，最終動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)僅為約 15%。
熱成形過程中平均晶粒尺寸分布如圖 21 所示。在熱成形過程中，隨著模具的下行，坯料逐步開始發(fā)生變形，應(yīng)變增加，達(dá)到發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界條件發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成新的細(xì)小均勻的晶粒，晶粒尺寸顯著降低。當(dāng)變形完成時(shí)，發(fā)生完全動(dòng)態(tài)
再結(jié)晶的輪芯心部、輪轂心部、輻板和輪緣等位置晶粒細(xì)小均勻，最小晶粒尺寸達(dá)到 1. 18 μm。輪芯凸臺、輪轂凸臺發(fā)生的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)相對較低，平均晶粒尺寸最大，可達(dá)到 72. 1 μm。當(dāng)保壓30 s 后，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形成的細(xì)小晶粒在短時(shí)間內(nèi)有小幅度長大，最小晶粒尺寸增加至 1. 41 μm。熱成形過程坯料平均晶粒尺寸演變情況如圖 22所示。在熱成形變形過程中，位于高溫合金盤輪轂的 P3，位于輪芯、輻板和輪緣的 P1、P5 和 P6 點(diǎn)以及位于輪轂和輪芯凸臺區(qū)域的 P4 和 P2 點(diǎn)依次發(fā)生了變形和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，平均晶粒尺寸降低。最終，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)為 100% 或接近 100% 的 P1、P3、P5 和 P6 點(diǎn)平均晶粒尺寸降低至較低水平，而P2 和 P4 點(diǎn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)較低，平均晶粒尺寸仍維持在較高水平。
在熱成形過程中，由于熱成形持續(xù)時(shí)間較短，雖然在較高的溫度下，但晶粒未發(fā)生明顯的長大。但由圖可知，晶粒長大引起的平均晶粒尺寸增加可抵消少量非持續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶引起的平均晶粒尺寸降低，造成平均晶粒尺寸演變曲線的小幅度波動(dòng)。在保壓過程中，位于鍛件表面附近的 P2 和 P4點(diǎn)溫度已較低，低于 900 ℃，晶粒幾乎不長大，平均晶粒尺寸維持穩(wěn)定。位于鍛件內(nèi)部的 P1、P3、P5 和 P6 點(diǎn)溫度較高，平均晶粒尺寸有小幅度近線性增加。2. 4 鍛件冷卻階段數(shù)值模擬
2. 4. 1 鍛件冷卻階段溫度變化規(guī)律
鍛件空冷過程中的溫度分布如圖 23 所示。由圖可知，在鍛件空冷過程中溫度迅速降低，當(dāng)空冷600 s 后，鍛 件 溫 度 降 至 581 ～ 799 ℃，當(dāng) 空冷18000 s 后，鍛件溫度降至 24. 9 ～ 29 ℃?？绽溥^程中，鍛件溫度由高溫合金盤中心向四周逐漸降低，鍛件各部位的心部溫度高于鍛件表面溫度。
鍛件空冷過程中各追蹤點(diǎn)溫度演變情況如圖 24所示。由圖可知，在鍛件空冷過程中，鍛件上各追蹤點(diǎn)溫度逐漸降低至接近室溫，且隨著空冷時(shí)間的增加，鍛件和環(huán)境溫度溫差逐漸減小，鍛件冷卻速度逐漸降低。
2. 4. 2 鍛件冷卻階段平均晶粒尺寸變化規(guī)律
鍛件空冷過程中的平均晶粒尺寸分布如圖 25 所示。在鍛件空冷 600 s 后，發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的區(qū)域的亞穩(wěn)態(tài)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒有微小長大，后續(xù)由于溫度遠(yuǎn)低于晶粒長大所需的溫度，晶粒不再長大，晶粒尺寸不再變化。空冷過程中平均晶粒尺寸整體分布規(guī)律與熱成形完成后一致。
鍛件空冷過程中的平均晶粒尺寸演變情況如圖26 所示。由圖可知，在空冷初期，除 P2 和 P4 點(diǎn)外的其他點(diǎn)由于溫度較高，平均晶粒尺寸仍有小幅度升高。隨著空冷的繼續(xù)進(jìn)行，溫度進(jìn)一步降低，平均晶粒尺寸保持穩(wěn)定不變?？绽渫瓿珊?，P2 和 P4 點(diǎn)平均晶粒尺寸較大，而其他位置平均晶粒尺寸較小，小于10 μm。最終各點(diǎn)的平均晶粒尺寸與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)密切相關(guān)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)越大，最終的平均晶粒尺寸就越小。最終輪芯凸臺和輪轂凸臺區(qū)域動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)較低，在高溫下的長大晶粒和細(xì)小的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒同時(shí)存在，屬于混晶狀態(tài)。
3 數(shù)值模擬結(jié)果驗(yàn)證
按照高溫合金盤熱成形工藝進(jìn)行了 GH2132 高溫合金盤的熱成形試驗(yàn)獲得了高溫合金盤鍛件。將成形的高溫合金盤進(jìn)行剖切，得到高溫合金盤剖切斷面如圖 27 所示。按照圖 6 對應(yīng)的 P1 ～ P6 點(diǎn)位置在高溫合金盤上進(jìn)行取樣和金相試驗(yàn)，如圖 27 所示，對高溫合金盤微觀組織進(jìn)行驗(yàn)證。
由圖 6 和圖 27 對比可知，數(shù)值模擬獲得的鍛件形狀和實(shí)際物理試驗(yàn)得到的鍛件形狀具有很高的相似度，說明數(shù)值模擬精確預(yù)測了鍛件熱成形過程中的宏觀變形。對高溫合金盤實(shí)物取樣進(jìn)行金相試驗(yàn)獲得的金相照片如圖 28 所示。由圖可知，在高溫合金盤 P1、P3、P5 和 P6 點(diǎn)的微觀組織細(xì)小且均勻，無未發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的變形大晶粒，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶充分。P2 和P4 點(diǎn)晶粒大小相間，均勻性相對較差，尺寸較大的晶粒為在高溫成形過程中長大后的晶粒，尺寸較小的晶粒為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒，表現(xiàn)為混晶組織。
統(tǒng)計(jì)出各追蹤點(diǎn)的平均晶粒尺寸分布如表 2 所示。由表 2 可知，P1、P3、P5 和 P6 點(diǎn)晶粒尺寸細(xì)小，在 5. 41～9. 05 μm 范圍內(nèi)，顯著小于初始晶粒尺寸 32 μm，可認(rèn)定為發(fā)生了完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。P2和 P4 點(diǎn)未發(fā)生完全的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，微觀組織中能夠觀察到細(xì)小均勻的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒環(huán)繞于未發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的變形大晶粒周圍，平均晶粒尺寸分別為 59. 35 和 43. 62 μm，明顯高于初始晶粒尺寸，形成混晶組織。
由表 2 可知，各追蹤點(diǎn)位置數(shù)值模擬的平均晶粒尺寸和實(shí)際鍛件的平均晶粒尺寸較為接近。各追蹤點(diǎn)數(shù)值模擬的平均晶粒尺寸相對于實(shí)際鍛件的平均晶粒尺寸最大相對誤差僅為 12. 56% ( P2 點(diǎn)) ，平均誤差僅為 7. 61%。較小的最大相對誤差和平均誤差說明高溫合金盤鍛造工藝過程微觀組織數(shù)值模擬不但能充分反映實(shí)際工藝過程的微觀組織演變規(guī)律，而且具有較高的精度。4 結(jié)論
（1）通過建立 GH2132 高溫合金材料模型，設(shè)置工藝參數(shù)和邊界條件，構(gòu)建了高溫合金盤宏微觀多尺度有限元模型。
（2）通過構(gòu)建的有限元模型，對高溫合金盤在成形過程中的熱－力－微觀組織進(jìn)行了數(shù)值模擬，研究了高溫合金盤在成形過程中的宏觀變形和微觀組織演變。
（3）通過進(jìn)行高溫合金盤熱成形試驗(yàn)對高溫合金盤數(shù)值模擬過程數(shù)值模擬結(jié)果進(jìn)行了驗(yàn)證。結(jié)果表明，數(shù)值模擬能夠充分反映實(shí)際工藝過程的宏觀變形和微觀組織演變規(guī)律，且具有較高的精度。
文章引用：石曉玲,余新平,王繼偉等.高溫合金盤熱成形工藝多尺度數(shù)值模擬及驗(yàn)證[J].塑性工程學(xué)報(bào),2023,30(12):31-46.聲 明：文章內(nèi)容來源于石曉玲 材料成型及模擬分析。僅作分享，不代表本號立場，如有侵權(quán)，請聯(lián)系小編刪除，謝謝！
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