CN113707244A - 基于微观组织演变的钛合金热粘塑性本构模拟方法 - Google Patents

Abstract

一种基于微观组织演变的钛合金热粘塑性本构模拟方法，由于切削变形区温度局部超过钛合金α和β两相的转变温度，根据动态相变建立物相强度组成项模型；基于位错演变对流动应力的影响建立位错强度组成项模型；融合两个组成项模型建立基于微观结构参量演化的钛合金塑性变形本构方程。本发明能够有效反映材料微观组织与宏观力学行为之间的内在关联。该模型具备预测材料变形过程组织演变的能力；此外，由于组织具有遗传性，该模型还能够为多工艺流程、多工艺复合条件下的材料变形本构理论研究奠定基础。

Description

基于微观组织演变的钛合金热粘塑性本构模拟方法

技术领域

本发明涉及的是一种材料科学领域的技术，具体是一种基于微观组织演变的钛合金热粘塑性本构模拟方法。

背景技术

现有航空航天工业采用了大量薄壁型整体结构件作为受力构件，薄壁型整体结构件的微观组织结构对其加工变形抗力具有重要影响，直接决定了材料的宏观机械性能。在金属切削过程中，现有的表征和监控技术无法实时动态的检测材料表层和基体的微观组织演变过程。建立基于微观组织演变的钛合金热粘塑性本构模型，能够有效反映材料微观组织与宏观力学行为之间的内在关联。

发明内容

本发明针对现有技术存在的上述不足，提出一种基于微观组织演变的钛合金热粘塑性本构模拟方法，能够有效反映材料微观组织与宏观力学行为之间的内在关联。该模型具备预测材料变形过程组织演变的能力；此外，由于组织具有遗传性，该模型还能够为多工艺流程、多工艺复合条件下的材料变形本构理论研究奠定基础。

本发明是通过以下技术方案实现的：

本发明涉及一种基于微观组织演变的钛合金热粘塑性本构模拟方法，由于切削变形区温度局部超过钛合金α和β两相的转变温度，根据动态相变建立物相强度组成项模型；基于位错演变对流动应力的影响建立位错强度组成项模型；融合两个组成项模型建立基于微观结构参量演化的钛合金塑性变形本构方程。

所述的钛合金为Ti6Al4V。

所述的钛合金塑性变形本构方程为：

其中：物相强度组成项模型

位错强度组成项模型

所述的物相强度组成项模型，通过以下步骤得到：

步骤1-1在初始状态下也即发生变形之前，材料的塑变屈服强度

其中：σ₀为由材料晶体内原子间键合和固溶原子强化共同作用所形成的基础强度，d为材料的晶粒尺寸，K_HP为Hall-Petch因子。

步骤1-2建立考虑动态相变的双相钛合金流变应力模型：Ti6Al4V由大量α相和少量β相组成，两相的屈服强度、硬度和流变应力不相同。在高速切削变形过程中，滞留于加工表面层的切削热致使材料内部发生一定程度相变，使材料宏观力学性能发生变化。当Ti6Al4V变形后α相的体积分数是f_α，由于β相含量低，忽略β相内部晶粒的强化作用，则考虑动态相变的双相钛合金流变应力为：

其中：

为α相初始屈服强度，

为β相初始屈服强度，d_α0为α相初始晶粒尺寸，σ^α ₀为α相基础强度，

为β相基础强度。

步骤1-3根据Avrami相变动力学方程，分别得到升温和降温阶段的α相体积分数：切削变形区物相转变既与温度有关，也与温度的变化历程有关。随着刀具运动的接近和远离，切削变形区某点温度变化包括升温阶段和降温阶段，其中：升温阶段，变形区的α相向β相转变，α相体积分数

其中：f_α0为常温下Ti6Al4V内α相初始含量，T_s为相变起始温度，T_e为α→β的相变终止温度，T为变形区温度，A和D为材料常数；降温阶段，材料组织中的部分β相将发生转变，根据切削温度下降速率不同而有两种情况：(I)当切削区冷却速率低于临界冷却速率410℃/s时，β相将发生扩散型相变，次生α相在β相中形核并长大；(II)当切削区冷却速率高于临界冷却速率410℃/s时，β相将发生非扩散型的马氏体转变，成为具有斜方晶格的α'相，其体积分数变化为：f_α′＝(1-f_αe){1-exp[-χ(M_s-T′)]}，其中：M_s为β→α'的马氏体转变起始温度，只有在M_s温度以上使钛合金发生急冷，高温β相才会发生马氏体相变；f_αe为升温阶段结束时的α相体积分数，T为变形区温度，χ为材料常数。

步骤1-4考虑材料的热激活效应，引入热激活系数对两相受热引起初始强度改变进行修正：对于钛合金两相的初始强度σ_pre，也即材料自身的基础强度和晶界强化部分，同样会受到温度的影响，这种影响即是材料的热激活效应，其热激活系数

其中：ζ和n为与材料有关的常数，k_B为Boltzmann常数，b为Burgers矢量大小，T为温度，

为应变率；G(T)为剪切弹性模量。

步骤1-5考虑热激活作用的材料初始强度，得到物相强度组成项模型

所述的位错强度组成项模型，通过以下步骤得到：

步骤2-1构建对材料变形过程中位错密度ρ的演化模型：基于Kocks-Mecking模型计算出考虑动态回复效应的位错密度变化关系式：

其中：ρ₀为初始位错密度；k₁为位错增殖系数，b为Burgers矢量大小；f为动态回复系数，d₀为钛合金初始晶粒尺寸，K_c为与材料有关的无量纲尺度参数。

步骤2-2根据经典的Taylor定律，得到材料宏观加工硬化与微观位错演化之间的关系：

其中：τ为材料剪切流动应力，α_c为Taylor常数，G为剪切模量，b为Burgers矢量的大小，ρ为位错密度。

步骤2-3考虑对应变率敏感的位错拖曳强化作用，建立本构关系模型：当材料内部位错以高速率滑移时，位错运动还将受到拖曳阻力，以粘性形式对材料宏观流动应力产生影响，并且，这种影响在材料以高应变率变形时是不可忽视的；对Nemat-Nasser模型进行修正以量化描述位错拖曳的强化作用：

其中：τ_d和α_d为与材料有关的常量，

为位错运动速率，近似与材料局部变形区的等效应变率相等。

所述步骤2-4，构建包含由位错密度变化引起的强度增量和由位错拖曳引起的强度增量的位错强度组成项模型：

其中：M为有效流动应力与剪切流动应力的比例，α_c为常量。

技术效果

本发明整体解决了现有技术无法基于微观组织演变构建钛合金塑性本构模型的技术问题。与现有技术相比，本发明在材料微观组织演变的物理基础上建立的，能够有效反映材料微观组织与宏观力学行为之间的内在关联。该模型具有宽应变率范围适应性，具备预测材料变形过程组织演变的能力；此外，由于组织具有遗传性，该模型还能够为多工艺流程、多工艺复合条件下的材料变形本构理论研究奠定基础。

附图说明

图1为本发明流程图。

具体实施方式

如图1所示，为本实施例涉及一种基于微观组织演变的钛合金热粘塑性本构模拟方法，该钛合金热粘塑性本构模型包括物相强度组成项和位错强度组成项，其中：物相强度组成项σ_phase不仅将材料的固溶强化作用作为初始强度考虑在内，还考虑了不同物相在高温变形中动态转变所引起的强度变化；位错强度组成项σ_dislocation包括了金属变形时内部位错增殖、迁移、湮灭等演变造成的强化作用，除此之外，考虑到钛合金高速变形时以连续再结晶机制发生晶粒细化，本发明将这种细晶强化作用也归入到模型的位错强度组成项中。

所述的钛合金热粘塑性本构模型，通过以下方式得到：

步骤1：由于钛合金具有低导热和高硬化特性，切削变形区温度非常高，局部已超过钛合金α和β两相的转变温度，将因此发生动态相变，给流动应力产生影响。基于物相演变对流动应力的影响，建立物相强度组成项模型。

步骤2：基于位错演变对流动应力的影响，建立位错强度组成项模型。

步骤3：综合考虑物相强度组成项和位错强度组成相，建立基于微观结构参量演化的钛合金塑性变形本构方程。

上述具体实施可由本领域技术人员在不背离本发明原理和宗旨的前提下以不同的方式对其进行局部调整，本发明的保护范围以权利要求书为准且不由上述具体实施所限，在其范围内的各个实现方案均受本发明之约束。

Claims (3)

1.一种基于微观组织演变的钛合金热粘塑性本构模拟方法，其特征在于，由于切削变形区温度局部超过钛合金α和β两相的转变温度，根据动态相变建立物相强度组成项模型；基于位错演变对流动应力的影响建立位错强度组成项模型；融合两个组成项模型建立基于微观结构参量演化的钛合金塑性变形本构方程；

所述的钛合金为Ti6Al4V；

所述的钛合金塑性变形本构方程为：

其中：物相强度组成项模型

位错强度组成项模型

2.根据权利要求1所述的基于微观组织演变的钛合金热粘塑性本构模拟方法，其特征是，所述的物相强度组成项模型，通过以下步骤得到：

步骤1-1在初始状态下也即发生变形之前，材料的塑变屈服强度

其中：σ₀为由材料晶体内原子间键合和固溶原子强化共同作用所形成的基础强度，d为材料的晶粒尺寸，K_HP为Hall-Petch因子；

步骤1-2建立考虑动态相变的双相钛合金流变应力模型：Ti6Al4V由大量α相和少量β相组成，两相的屈服强度、硬度和流变应力不相同；在高速切削变形过程中，滞留于加工表面层的切削热致使材料内部发生一定程度相变，使材料宏观力学性能发生变化；当Ti6Al4V变形后α相的体积分数是f_α，由于β相含量低，忽略β相内部晶粒的强化作用，则考虑动态相变的双相钛合金流变应力为：

其中：

为α相初始屈服强度，

为β相初始屈服强度，d_α0为α相初始晶粒尺寸，σ^α ₀为α相基础强度，

为β相基础强度；

步骤1-3根据Avrami相变动力学方程，分别得到升温和降温阶段的α相体积分数：切削变形区物相转变既与温度有关，也与温度的变化历程有关；随着刀具运动的接近和远离，切削变形区某点温度变化包括升温阶段和降温阶段，其中：升温阶段，变形区的α相向β相转变，α相体积分数

其中：f_α0为常温下Ti6Al4V内α相初始含量，T_s为相变起始温度，T_e为α→β的相变终止温度，T为变形区温度，A和D为材料常数；降温阶段，材料组织中的部分β相将发生转变，根据切削温度下降速率不同而有两种情况：(I)当切削区冷却速率低于临界冷却速率410℃/s时，β相将发生扩散型相变，次生α相在β相中形核并长大；(II)当切削区冷却速率高于临界冷却速率410℃/s时，β相将发生非扩散型的马氏体转变，成为具有斜方晶格的α'相，其体积分数变化为：f_α′＝(1-f_αe){1-exp[-χ(M_s-T)]}，其中：M_s为β→α'的马氏体转变起始温度，只有在M_s温度以上使钛合金发生急冷，高温β相才会发生马氏体相变；f_αe为升温阶段结束时的α相体积分数，T为变形区温度，χ为材料常数；

步骤1-4考虑材料的热激活效应，引入热激活系数对两相受热引起初始强度改变进行修正：对于钛合金两相的初始强度σ_pre，也即材料自身的基础强度和晶界强化部分，同样会受到温度的影响，这种影响即是材料的热激活效应，其热激活系数

其中：ζ和n为与材料有关的常数，k_B为Boltzmann常数，b为Burgers矢量大小，T为温度，

为应变率；G(T)为剪切弹性模量；

步骤1-5考虑热激活作用的材料初始强度，得到物相强度组成项模型

3.根据权利要求1所述的基于微观组织演变的钛合金热粘塑性本构模拟方法，其特征是，所述的位错强度组成项模型，通过以下步骤得到：

步骤2-1构建对材料变形过程中位错密度ρ的演化模型：基于Kocks-Mecking模型计算出考虑动态回复效应的位错密度变化关系式：

其中：ρ₀为初始位错密度；k₁为位错增殖系数，b为Burgers矢量大小；f为动态回复系数，d₀为钛合金初始晶粒尺寸，K_c为与材料有关的无量纲尺度参数；

步骤2-2根据经典的Taylor定律，得到材料宏观加工硬化与微观位错演化之间的关系：

其中：τ为材料剪切流动应力，α_c为Taylor常数，G为剪切模量，b为Burgers矢量的大小，ρ为位错密度；

步骤2-3考虑对应变率敏感的位错拖曳强化作用，建立本构关系模型：当材料内部位错以高速率滑移时，位错运动还将受到拖曳阻力，以粘性形式对材料宏观流动应力产生影响，并且，这种影响在材料以高应变率变形时是不可忽视的；对Nemat-Nasser模型进行修正以量化描述位错拖曳的强化作用：

其中：τ_d和α_d为与材料有关的常量，

为位错运动速率，近似与材料局部变形区的等效应变率相等；

步骤2-4，构建包含由位错密度变化引起的强度增量和由位错拖曳引起的强度增量的位错强度组成项模型：

其中：M为有效流动应力与剪切流动应力的比例，α_c为常量。

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