大型零件锻造工艺及数值模拟

大型零件锻造工艺及数值模拟

热锻工艺数值模拟技术商业模拟的必要性这里描述的大件件包括大型自由爪和大型模训材料。其主要工艺特点如下：。1)工件重量大、成本高,单件小批量,生产周期长,需要大型设备,不可能用1∶1生产试验来摸索工艺参数;2)大锻件生产是高温锻造,温度和变形双重作用使得变形过程伴有微观组织变化,从而实现“成形”和“改性”的双重目标;3)因为工件的传热过程,即使相同材料的缩比试验也不满足相似性条件,这使物理模拟试验受到一定的限制,表现为试验结果不能直接用于指导生产。这些特征决定了热锻工艺数值模拟技术在大锻件工艺研究中的优势:成本低、通用性强、不受时间与空间规模限制、不受材料种类限制、不受工艺类型限制、没有相似性条件限制、模拟结果可以直接用于指导生产。就当前热锻工艺数值模拟商业软件而言,成形模拟比较成熟,但改性模拟与实际需求仍有很大距离。发展宏观变形与微观组织演化深度耦合的多尺度模拟的主要难点,是建立宏微观耦合的热粘塑性本构关系,其决定了对微观组织演化的模拟功能。1微观组织演化金属材料微观组织有多种表现形式:具有相同晶格结构、不同晶格取向、不同形状尺寸的晶粒;具有相同元素、不同晶体结构、不同性能的各种相;各种维度的晶体缺陷:空穴、自由电子、位错、晶界、相界和自由表面。不同微观组织的演化表现出不同的形式,具有不同的规律,需要不同的条件支持;不同的微观组织演化都会影响锻件的性能。晶粒度是影响材料力学性能的主要因素,其演化机理比较清晰,因此预测晶粒度的演化已成为当前对微观组织预测的最低要求。热锻包括多种塑性变形的微观机制,表现出各类晶体缺陷运动对塑性变形的贡献。主要的变形机制包括扩散蠕变、晶界滑动、位错滑移、机械孪生等。不同的变形机制对应不同的变形本构关系,需要不同外部变形条件和不同材料微观结构的支持。对于确定的材料、确定的微观组织状态和确定的外部变形环境,各种微观变形机制处于一种适者生存的竞争中。因此,一个理想的热粘塑性本构关系不仅要包括多种变形机制,还要包括各种变形机制对总体变形贡献、影响因素以及相互转化的条件。大型锻件锻造都由多火次、多工序组成,除镦粗外的其他任何工序都需要多次锻打,因此一个锻造全过程,无论是全局还是局部,都包括加热、冷却、变形的多次循环,其中的微观组织演化是静动态并存、晶粒细化与长大并存、多个变形机制并存、相成分转变、析出与溶解并存。因此,本构关系中需要考虑的微观组织演化应该包括3类晶体缺陷的运动、数量变化和单位体积的能量变化。用金属学术语表达为,点缺陷扩散,位错运动、增殖、聚集和湮灭,相变、晶界滑移和迁移、晶粒长大与细化。空洞疏松压实与焊合。虽然当前用于材料微观组织演化过程模拟计算的方法很多,但是以解决工程问题为目标的大型锻件工艺模拟和晶粒度预测只能使用介观与宏观尺度的有限元方法,因此需要构造一个多尺度耦合的本构模型,其基本思路是将微观组织变量在宏观微元的体积平均作为不可逆热力学内变量插入到材料的宏观本构关系中,并根据微观组织演化机理建立自由能函数,进而导出内变量演化方程。这里的多尺度包括,宏观尺度的塑性变形、细观尺度的晶粒度和微观尺度的位错与点缺陷。多尺度耦合则表现为,上一级尺度的变量是下一级尺度同一变量的体积平均。在时间维度上,需要确定不同微观组织演化过程的转换判据和变量连接条件。2微观组织演化中内变量的建模和求解这里只考虑金属高温锻造状态下金属材料的热粘塑性本构关系,使用刚塑性假设和各向同性假设。在热锻过程中,塑性变形以及伴随发生的多种微观组织变化都是不可逆的耗散过程。本文将基于不可逆热力学理论建立金属热锻时的本构关系。材料的热力学状态是状态变量的函数,热力学状态变量分为外部热力学状态变量和内部热力学状态变量,后者简称内变量。通常选择应变(ε)、应力(σ)、温度(T)和熵(S)为外部状态变量,其中(ε,σ)功共轭,(T,S)功共轭。内部热力学状态变量表征材料内部微观结构及其变化,是控制材料热力学状态变化的内因。直接选取各种微观组织及其运动变化的量做为内变量,一般的,用χm(m=1,2,3…)表示内变量。为了与传统材料科学协调,要尽量使用材料科学常用的术语和定义,例如:晶粒度,再结晶体积分数,相体积分数,位错密度等。在本构关系中,考虑通常的等向应变强化、运动学强化、应变率敏感性、实体材料或可压缩材料,以及多种微观组织变化,可取如下形式的塑性加载函数:F=13AX2e+3(3-A)σ2m-Y2=0(1){X2e=32X´ijX´ijX´ij=Sij-α´ij‚α´ij=αij-13αkkδijSij=σij-σmδij‚σm=13σkk‚˙αij=Η˙εij(2)应用正交流动法则得到:{˙εij=˙ε´e2Y(AX´ij+2(3-A)σmδij)˙ε´e=[3A˙ε2e+13(3-A)˙ε2v]1/2Y=[A3X2e+3(3-A)σ2m]1/2(3)如果H=0,上述模型则由运动学强化退化为等向强化。记f为孔隙度,其与相对密度ˉρ的关系为f=1-ˉρ。式中A=A(f),A(0)=3对应实体材料。流动应力Y是孔隙度、塑性应变、塑性应变速率、温度和各内变量的函数,其一般的形式为:Y=F(Τ,ε,˙ε‚f,χm)(4)引入Z参数Ζ=˙εexp(QRΤ),对于很多材料的热力学状态,式(4)可简化为:Y=F(ε,Ζ,f,χm)(5)内变量的演化与物理过程相关,所以其演化方程多采用率的形式表示:˙χm=qm(Τ,ε,˙ε‚χm)(6)这里温度、熵、应力、应变、应变速率、空隙度为宏观变量,所有内变量为微观量,式(4),或式(5)和式(6)体现了宏观变形与微观组织演化的耦合。这些方程的具体形式与材料及其热力学状态有关,我们不可能写出通用的理论表达式。只能依据具体过程的适当简化建立近似的表达式。这种表达式可以来自于理论模型,也可来自实验数据的拟合。不同的微观组织演化过程应该设置不同的内变量,对应不同的流动应力表达式和内变量演化方程。文献已经针对伴随微观组织变化的热塑性变形建立了一个不可逆热力学框架。设应变速率张量˙ε可以分解成可逆部分˙εr和不可逆部分˙εi,应力张量σ与˙εr共轭,绝对温度T与熵S共轭,可以导出Gibbs自由能G(σ,T,εr)的变化率表达式:˙G=-1ρ0˙σεr-˙ΤS+∂G∂χm˙χm(7)式中第一项与可逆变形有关;第三项与不可逆变形和微观组织变化过程有关;第二项为温度变化率对自由能改变的贡献,它与可逆过程和不可逆过程都有关。假设温度随时间变化很缓慢,或者处于恒温状态,则第二项可以忽略。进一步假设不可逆变形和微观组织变化不影响可逆过程,式(7)可分解为:˙G(σ,Τ,χm)=˙Gr(σ,Τ)+˙Gi(Τ,χm)˙Gr(σ,Τ)=-1ρ0˙σεr‚˙Gi=∂G∂χm˙χm=∂Gi∂χm˙χm(8)其中,Gr只与可逆过程有关,Gi与不可逆变形和微观组织变化有关。需要说明的是,塑性变形属于不可逆过程,塑性应变作为一个内变量也用χm表示。对于温度变化缓慢的大型锻件锻造过程,特别是在模拟计算时的每一个很短的时间步长内,上述假设是成立的。按照不可逆热力学的方法,为了建立内变量的演化方程,首先需要根据材料科学对微观组织演化物理过程的研究结果,建立具体的物理模型和Gibbs自由能变化速率中不可逆部分˙Gi的表达式,然后应用式(9)导出内变量演化方程。式中,gm是内变量χm的功共轭广义力,假设二者近似成正比,Mm为比例系数,则{Gi=Gi(Τ,χm)gm=-ρ0∂Gi∂χm˙χm=Μmgm(9)回到刚塑性假设,将塑性应变ε从普通内变量χm分离出来,考虑不可逆过程的应变速率相关特性,则式(9)中第一式可改写为:Gi=Gi(Τ,ε,˙ε‚χm)(10)这里的关键是根据对微观组织演化过程的理解建立合理的物理模型,并依据模型构造出正确的内能增量函数的表达式。考虑不可逆变形和温度引起的微观组织变化,式(10)可以具体转化为:Gi=(ecρc+τb+γSV)(11)式中ec,ρc——分别为点缺陷能和点缺陷密度τ,b——分别为单位长度位错能和位错密度γ,SV——分别为单位面积界面能和单位体积内面缺陷的面积这里面缺陷包括晶界、相界和自由表面。不同的面缺陷有不同的演化过程。对于晶界,其演化对应晶粒细化和晶粒长大,SV=a/D,其中D为平均晶粒尺寸,a为晶粒形状因子,对于球形晶粒,a=6。对于相界,其演化对应相变、相的溶解和析出。对于自由表面,其演化的例子包括空洞形核、长大、开裂,空洞闭合与焊合。3流量梯度公式和内变量模型本节给出几种工况下本构关系的具体表达式。3.1试验过程与原理对于疏松材料,空隙度f是一个重要的内变量。设σb=F(Τ,ε,˙ε‚χm)(12)为实体材料的流动应力,式(5)可近似为:Y=σb√η(13)其中η=η(f),η(0)=1,η(f),A(f)的具体形式根据实验确定。对于实体材料,f=0,A=3,η=1,则式(1)、式(8)变为{F=X2e-Y2=0Y=F(Τ,ε,˙ε‚χm)(14)根据空隙度的定义和式(2)、式(3)可以得到其演化方程:˙f=˙εii(1-f)=3(3-A)σmY˙ε´e(1-f)(15)空隙闭合、疏松压实对于大型锻件锻造和粉末坯料锻造有重要意义。实际锻造中消除空洞缺陷需要压实和焊合两个过程。在压实阶段,材料变形使空洞体积逐渐减小,形状越来越扁,直至两个自由表面彼此接触,空洞体积减少为零。这时虽然孔隙度为零,但是作为空洞缺陷的自由表面依然存在。在焊合阶段,材料扩散使空洞缺陷的自由表面逐渐减少,当扩散完成后,空洞的自由表面完全消失,出现与基体相同的新晶粒和新晶界。这时高温和压缩变形(或压应力)对扩散的驱动力是非常必要的。在完成焊合过程之前,缺陷处与基体在材料力学性能上有较大差别,典型特征是缺陷处材料扩散不充分,表现为明显的抗压不抗拉的性能。仅当焊合完成以后空洞缺陷才完全消失,性能与基体完全相同。需要说明的是上述空隙度只有几何意义,空隙度为零只表示空洞消失,材料缺陷可能依然存在,因此这里的本构关系未考虑焊合阶段。实验表明,为了实现缺陷的完全焊合,温度、变形和时间是必要的条件,而且这3个条件不是独立的,对于45钢和26Cr2Ni4MoV,在达到完全焊合时,温度与压缩应变具有近似线性关系。3.2成位错密度和亚晶界能本节考虑实体材料,即f=0,A=3,η=1。当动态回复时,位错累积速率随着变形降低,位错密度与流动应力逐渐趋近于一个稳定数值。变形过程中形成位错网络进而形成亚晶,亚晶形状为等轴。选取内变量为,亚晶平均晶粒度D、亚晶内位错密度bi、亚晶界位错密度bd、总位错密度bt、单位亚晶界面积的亚晶界能γ。{σb=σS1[1-2/(1+exp(4Μτσ2S1α2μ2b2˙εeεe))]1/2σS1=k1Ζm1˙bt=˙bi+˙bd,˙bi=˙εebli-2Μb2i,˙bd=˙εebld˙γ=D˙bdaD-1=A+BlogΖ(16)式中σS1——动态回复稳态流动应力3.3宏观等效应力模型本节考虑实体材料,即f=0,A=3,η=1。根据动态再结晶的微观机理,建立模型如图1所示。选取内变量动态再结晶体积分数X、平均晶粒度D、再结晶晶粒度D2、未再结晶晶粒度D1、最大晶粒度差Dc、亚晶内位错密度bi、亚晶界位错密度bd和总位错密度bt。这里Dc用于描述混晶缺陷。记b1,b2分别为未再结晶区和再结晶区的平均位错密度,SV1,SV2分别为未再结晶区和再结晶区的单位体积内的平均晶界面积,根据图1的模型,建立与不可逆过程联系Gibbs函数表达式如下:ρ0Gi=(1-X)(τb1+γSV1)+X(τb2+γSV2)将此式代入式(9)可得到再结晶体积分数X的演化方程。记σe为宏观等效应力,σe1,σe2分别为未再结晶区和再结晶区的平均局部等效应力,基于上述模型,利用宏观应力为局部应力的体积平均,可以得到宏观流动应力和局部流动应力关系的表达式。σb=(1-X)σe1+Xσe2(17)引入α,μ,b表示位错强化系数、剪切模量和Burgers矢量,则有局部应力σ和亚晶内位错密度bι的关系σ=αμb√bi。据此可由亚晶内位错密度bi计算出未再结晶区和再结晶区的平均局部应力,从而得到宏观等效应力表达式为:σb=(1-X)σS1σS1[1-2/(1+exp(4Μτσ2s1α2μ2b2˙εeεe))]1/2+∫X0σS2[1-2/(1+exp(4Μτσ2S2α2μ2b2˙εe(εe(X)-εe(X′))))]1/2dX′(18)式中σS1——动态回复稳态流动应力,σS1=k1Zm1σS2——动态再结晶稳态流动应力,σS2=k2Zm2内变量的演化方程为:{˙f=3(3-A)σmY˙ε´e(1-f)˙X=-ΜDSV(1-X)1/3(τbt+23γ0SV0(1-X)-13-γ0SV2)˙bt=˙bi+˙bd,˙bi=˙εebli-2Μb2i,˙bd=˙εebldD1=D0(1-X)1/3,D2=c1+c2Ζc3SV0=a/D0,SV2=a/D2D=(1+∫x0(D0/D2)3dx)-1/3D0Dc=Μax(D1-D2)(19)式中˙ε′e——疏松材料的广义等效应变速率这一本构关系只适用于单峰型应力应变曲线,当X=0时,材料处于动态回复状态;当D2>D0时,材料处于动态晶粒长大状态。3.4动态再结晶的尺寸动态晶粒长大状态对应多峰型应力应变曲线,这种曲线随变形增加振幅减小,最终到达一个稳态应力值σS。根据Jonas等人的分析,其出现条件为DS>D0/2(或者Z≤Z1)。目前对这一状态的微观机理及其与应力震荡的关系尚不清晰,因此尚未给出相应的理论本构关系。根据对某些材料的有限试验观察,变形初始时可能发生轻微再结晶,然后转为晶粒长大,且晶粒尺寸随变形增加逐渐趋于一个稳定数值,即变形足够大时,晶粒长到其稳态值DS。一个可能的解释是,初始状态下其动态再结晶晶粒度D2与D0满足不等式:D0>D2>D0/2,所以稳态应变较小,很快达到X=1,完成动态再结晶。但是高温、低应变速率条件可能使较小晶粒度D2的材料处于热力学不平衡状态:以Ds>D2为稳态晶粒度的晶粒长大状态,从而进入从D2到Ds的晶粒长大过程。这一过程源于材料的Ds>D2。这个解释尚需更多的试验数据验证。忽略初始的轻微再结晶,选DS为内变量,其演化方程为:{DS=C1ΖC2D=D0+(DS-D0)(1-exp(-A(ε-ε0)))(20)3.5静态再结晶的制备这里的“静态”指不发生变形或者应变速率极低,即˙ε=0。静态晶粒长大对应DS>D0,静态再结晶对应ε>0,DS≤D0。平均晶粒度D的演化方程为:{DS=R1exp(R2Τ)D=D0+(DS-D0)(1-exp(-RA(t-t0)))(21)式中R1,R2,RA——材料参数式(21)可用于预测自由锻间歇变形以及加热和冷却工况的晶粒演化。3.6材料参数对晶粒大小的影响细晶超塑性变形对某些贵重材料的大型航空锻件成形具有重要意义,例如大型高温合金涡轮盘、大型钛合金飞机整体隔框等。超塑性变形微观机制是以晶界滑移为主,以扩散蠕变和位错蠕变为协调。前者为面缺陷运动,后二者为点缺陷和线缺陷的运动。这3种变形机制对变形的贡献依赖于外部状态变量温度、应变速率(或Z参数)以及内变量晶粒度。仅当适当的温度和应变速率以及均匀等细晶时,晶界滑移机制才会发挥最大作用,此时材料具有最好的超塑性能。除晶粒度以外,我们还选取3种变形机制所对应的体积分数fi(i=1对应扩散蠕变,i=2对应晶界滑移,i=3对应位错蠕变)作为内变量,它们表示不同变形机制之间的竞争态势。假设对应3种变形机制的微观应变速率相等,并等于宏观应变速率,应用材料科学公认的3种变形机制给出的应力-应变速率关系方程,基于宏观流动应力等于局部流动应力的体积平均,得到如下方程:{σb=3∑k=1fkAk˙εmkeDmkpkA3=A´3(1-exp(Bεe))(22)这里根据实验数据建议如下3种变形机制所对应的体积分数fi(i=1,2,3)的内变量演化方程:{f*1=0.5-0.5th[l1log˙εe/˙ε1)]f*2=sech[l2log˙εe/˙ε2)]f*3=0.5+0.5th[l3log˙εe/˙ε3)]h=f*1+f*2+f*3f1=f*1/h,f2=f*2/h,f3=f*3/h(23){log˙ε1=R1-R´1Dlog˙ε2=R2-R´2Dlog˙ε3=R3-R´3D(24)上式中的材料参数为A1,A2,A′3,m1,m2,m3,p1,p2,p3,B,l1,l2,l3,R1,R′1,R2,R′2,R3,R′3。在细晶超塑性变形中,很多材料表现出超塑性变形促进晶粒长大现象。实验研究表明,这种晶粒长大是温度和晶界滑移机制促进共同作用的结果。由于晶界边界限制和弯曲的形状,超塑变形时晶界滑移必然受阻,由此引起晶界附近和三叉点处产生少量薄层位错区,晶界滑移随位错能增加而减速,当位错能积累到一个临界值时,晶界滑移被迫停止,晶界便跨过两个三叉点之间的位错区实现晶界迁移,并使位错消失。这样位错能就成为晶界迁移的驱动力。一旦晶界跨过位错区晶界迁移停止,晶界滑移重新开始。因此晶界滑移和迁移是两个交替进行的过程。晶界迁移使得晶界尖角消失,晶界表面张力趋于平衡。晶界迁移有两个可能方向:滑移晶界背离或朝向大晶粒的方向运动。Wilkinson和Caceres已经证明,晶界朝大晶粒方向的迁移少于进入小晶粒的迁移。即如果晶界迁移方向是随机的,那末滑移促进迁移的整体效果是使晶粒长大。基于上述超塑性应变促进晶粒长大的微观机理,构造相应的物理模型,并建立与不可逆过程相联系的Gibbs函数表达式为:ρ0˙Gi=-α˙E2+γ˙SV+˙W(25)将滑移和迁移交替间断进行的过程简化为两个同时发生的连续过程。式(25)中,第一项为晶界滑移引起的薄层位错区的能量积累速率;第二项为晶界迁移引起的晶界能变化;第三项为考虑第二相粒子对晶界迁移的阻力做功功率。后面将证明,第二相粒子对晶界迁移的阻力等效于降低了原始晶界能γ。设存在第二相粒子阻止晶粒长大,F0为单位体积内晶粒长大的阻力,其阻止晶粒长大的速率为˙D=C=2˙R0=2ΜSVF0F0=SV2ΜC=a2ΜDC‚˙R0=˙D2˙W=F0˙R0=aC4ΜD˙D(26)将式(26)代入式(25)得到ρ0˙Gi=-α˙E2+γ˙SV+SV4ΜC˙D=-α˙E2+(γ-CD4ΜC)˙SV=-α˙E2+γ′˙SV(27)式中γ′=γ-DC4Μ(28)显然,第二相粒子对晶粒长大的阻力等效于晶界能由γ较少到γ′。设第二相粒子体积分数为ϕ,平均直径为d0,材料研究结果给出单位晶界面积上作用第二相粒阻止晶粒长大的阻力为:F*=3ϕγd0(29)单位体积内第二相粒子阻止晶粒长大的阻力为F0=SVF*,则有C=2ΜF*=6Μϕγd0(30)γ′=γ(1-32ϕDd0)(31)将式(27)或式(29)代入式(9)得到:˙D=4ΜαaD˙E21˙D+(4ΜγD-C)(32)则晶粒度的演化方程为:˙D=2D{Μγ0-CD4+[(Μγ0-CD4)2+Μαaf2A2˙εm2+1eDm2p2+3]12}(33)为了增加温度的影响,可将式(33)中的应变速率替换为Z参数。式中材料参数C需要由实验测试。在大型锻件锻造的全过程中,可能用到上述各种工况的本构关系,因此需要根据实际工序选择合适的内变量和上述本构方程的组合。4该算法的应用4.1全程数值模拟结果验证大型汽轮机低压转子的自由锻过程是典型的大型锻件锻造过程,它包括钢锭压实和台阶轴成形两个阶段。在微观组织改造方面,自由锻的目的在于消除铸造缺陷,转化铸造组织为锻造细晶组织,使转子锻件达到力学性能要求。这里从1000MW大型核电低压汽轮机转子自由锻全程数值模拟结果中选取JTS第一趟压实和台阶轴自由锻的两个中间结果,说明上述本构方程在大锻件自由锻工艺模拟和晶粒度预测中的应用。因为大锻件成本高,不可能为其数值模拟进行实验验证。为了验证这类过程数值模拟方法的可靠性,文献包括了小件的JTS实验、单锤拔长实验与相应数值模拟,并且晶粒度测试结果与实验结果符合较好。因为不满足相似性,这种小件实验对比结果不能为实际大锻件锻造直接应用。实际上大锻件工艺模拟结果的正确性依赖于模拟理论、计算方法的正确,软件和输入数据的可靠。在大型汽轮机转子自由锻全程数值模拟中,所用钢锭材料为转子钢26Cr2Ni4MoV,使用上述3.1～3.5节所给出的本构方程和相应的内变量。方程中出现的所有材料参数都是通过专门的材料实验和数据处理得到的。所用的数值模拟软件为DEFORM3D和用于晶粒度预测的二次开发软件。4.1.1试验结果及分析JTS是20世纪60年代由日本发明的一种大型钢锭压实工艺。执行该工艺之前大型钢锭要打成方截面柱体形状,并通过空冷或水冷方法使钢锭表面快速降温形成表面硬壳,然后用上小砧下平台工具,使钢锭中心获得较大变形和较高静水压力。为了比较不同工艺参数对空洞缺陷的压实效果,钢锭内设置了一个轴向空洞缺陷,其直径为钢锭直径的10%,如图2所示。需要说明的是,实际钢锭的铸造缺陷不可能如此简单,因此其不合理之处会产生某些实际并不存在的误差。模拟条件:JTS变形前钢锭已经锻成方截面柱体,在1250℃长时间加热过程中,已经消耗了所有变形能储存,使用2h的空冷,钢锭表面形成了一层低温硬壳。因为没有足够变形能存储,所以JTS空冷时晶粒不会细化。所以JTS锻造开始时刻,钢锭保持在出炉时刻的大晶粒分布,按照1250℃时材料的稳态晶粒度的实验结果,锻造开始时刻钢锭内晶粒度均匀,初始晶粒尺寸D0=2759μm。图2a为第一趟JTS压实后的钢锭内温度分布图。由图可见,JTS第一趟压实完成后钢锭表面的硬壳仍然保持完好,没有明显变化。这是因为钢锭重达580t,热惯性太大的原因。图2b为第一趟JTS压实后平均晶粒度的模拟结果。试样处于高温状态,距离上砧远的地方应变速率很小,因此同一点可能处于3种状态。图2c就表示这3种状态的分布图。可以看出,在压最后一砧时,砧周围区域处于动态再结晶状态(=3),靠近钳口附近为静态长大区(=1),二者之间为动态长大区(=2)。因为初始晶粒很大,所以动态长大区域很小。由模拟结果可以得出以下结论:1)由于各砧所产生的应变叠加作用,使第二砧比第一砧,第三砧比第二砧产生了更大的晶粒细化区。2)在剖面上人造空洞缺陷阻断了晶粒细化区向下方的传播。3)因为变形不均匀性,一趟压实不可能使所有的晶粒细化,均匀细晶只能靠多砧锻打才能实现。4.1.2温度对转子晶粒分布的影响在完成钢锭压实工序以后,将锻件改锻呈圆柱形,其直径与转子锻件中间部位的最大直径相等。为控制锻件心部温度不能过高,需要适当空冷以后再装炉加热。一般先成形水口端台阶轴,然后成形冒口端的台阶轴。采用上平下V砧锻打台阶轴,打完一砧钢锭转一个角度,打一周后钢锭沿其轴向移位一段距离进行第二周锻打,直至台阶轴达到所要求的尺寸。模拟中加热炉温为1200℃,锻打工艺参数为,压下量15%,两砧间隔时间40s,连续两砧翻转角度30°。图3a为台阶轴锻打开始时刻转子锻件温度场分布的模拟结果。由于锻件入炉前专门安排的空冷降温措施以及合理的加热参数,在台阶轴锻打之前和锻打过程中,锻件心部温度始终不超过1150℃,锻件表面温度不低于终锻温度,工件最高温度不在心部,而在心部和表面之间。虽然锻打过程中锻件心部没有变形,但是如此心部温度不会引发晶粒异常长大,表面低温不会影响锻造。这是避免锻件心部混晶缺陷的技术关键。图3b为台阶轴锻打开始时刻转子锻件平均晶粒尺寸分布的模拟结果。可以看出长时间的炉内加热必然造成锻件晶粒显著长大。但是由于工艺参数设计合理,心部晶粒最小,约600μm。这为台阶轴成型阶段的晶粒尺寸控制奠定了良好的基础。图3c为低压转子台阶轴第一周锻打时平均晶粒度的模拟结果。图3d为低压转子台阶轴第一周锻打时晶粒演化的3种状态分布图。假设应变速率<0.0001/s时认为无变形伴随,属于静态。由图可以看出,端部锻打部位属于3区,轴中段和钳口部位属于1区,两者交接处为2区,可见2区面积极小。这些结果说明:1)台阶轴位置因锻造变形很大,再结晶完成很充分,晶粒细化到100μm以下。2)在大约1/2半径的位置,工件的温度最高,出现了晶粒长大,晶粒尺寸约680μm;在钳口中心和肩部附近晶粒最大,达到700μm～800μm。3)轴身中段无变形,为晶粒长大区(见图3d),与初始值630μm相比,心部晶粒轻微长大,最大为640μm。这属于正常晶粒长大,不会给后续热处理带来过大压力。说明该方案有效避免了晶粒异常长大和混晶缺陷。4.2实验设计和结果分析燃气轮机涡轮盘是一种对微观组织和性能要求很高的大型模锻件,晶粒尺寸预测对涡轮盘模锻工艺参数设计具有重要意义,因为镍基高温合金为多相合金,变形机理和微观组织演化复杂,因此预测其高温锻造过程中微观组织演化具有极大的理论和技术难度。这里选取的某发动机涡轮盘材料为GH4169,初始平均晶粒尺寸为39.8μm。使用上述3.1～3.5节所给出的本构方程和相应的内变量。方程中出现的所有材料参数都是通过专门的材料实验和数据处理得到的。所用的数值模拟软件为DEFORM3D和用于晶粒度预测的二次开发软件。锻件质量为95.6kg。毛坯尺寸为ϕ326×145mm。锻造设备为3000t油压机,毛坯涂玻璃润滑剂,设定摩擦系数为0.01。上模总行程为114mm,压力机上模平均速度v=0.95mm/s。对实际成形的涡轮盘沿径向剖分并进行晶粒度观察,选出5个典型位置进行各个晶粒度变量的测试,图4a给出5个测试点的位置。图4b、图4c给出再结晶体积分数X、平均晶粒度D