閆 賓，李洪波，張 杰，孔 寧

(北京科技大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，北京 100083)

鈦合金具有重量輕、結(jié)構(gòu)剛度高、耐腐蝕性強(qiáng)的優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于航空航天及海洋工業(yè)[1-2].因此，諸如TA17、TC4等高強(qiáng)度鈦合金不再僅僅用于航空航天領(lǐng)域，而且已經(jīng)成為汽車(chē)、船用和化工等其他行業(yè)結(jié)構(gòu)部件的潛在候選材料[3].Ti-4Al-2V鈦合金(牌號(hào)為T(mén)A17) 是一種近α型三元鈦合金[4]，主要產(chǎn)品為板材、鍛件和線棒材，其抗水腐蝕性能和焊接性能良好，并且室溫成形性能優(yōu)于TC4鈦合金[5].

鈦合金沖壓成形是一種先進(jìn)的壓力加工方法，是鈦合金成形的一個(gè)重要組成部分，它在航空航天、海洋工程及家電等制造業(yè)中應(yīng)用非常廣泛的.沖壓成形的優(yōu)勢(shì)在于成形尺寸范圍廣，生產(chǎn)效率高，質(zhì)量好，材料損耗低，操作簡(jiǎn)便，自動(dòng)化和機(jī)械化程度高[6].鈦合金板室溫成形能力差，雖然在高溫下成形可以提高成形極限，減少回彈[2]，但在室溫下進(jìn)行制造能更好的節(jié)約成本.所以，形狀簡(jiǎn)單的鈦合金通常在室溫進(jìn)行成形[7].然而關(guān)于鈦合金室溫成形的研究相對(duì)較少.Ossama等[8-9]研究了鈦合金室溫輥彎成形，分析了鈦合金室溫成形的可行性，對(duì)航空航天和汽車(chē)工業(yè)用高強(qiáng)度鈦合金板室溫成形提供了理論基礎(chǔ).

成形極限曲線(FLC)是評(píng)估金屬板材成形性能最為直觀、有效的方法之一[10-11].成形極限圖(FLD)是描述金屬材料在不開(kāi)裂的情況下變形量的工具[12].在工業(yè)生產(chǎn)中，通常需要一個(gè)簡(jiǎn)單、準(zhǔn)確和快速的方法來(lái)評(píng)估材料的成形性能.對(duì)于傳統(tǒng)的板料成形極限圖獲取方法，大量的標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)使得試驗(yàn)過(guò)程復(fù)雜繁瑣并且成本很高.對(duì)試驗(yàn)過(guò)程進(jìn)行簡(jiǎn)化、引入數(shù)值模擬進(jìn)行成形極限預(yù)測(cè)是當(dāng)前的研究熱點(diǎn)之一[13-15].一些學(xué)者[16-19]研究了鈦合金高溫成形極限和成形溫度、速度對(duì)成形極限的影響.然而，對(duì)鈦合金室溫成形極限的研究較少，無(wú)法對(duì)實(shí)際生產(chǎn)加工提供有力的技術(shù)支持.并且鈦合金不同的微觀組織有著不同的力學(xué)性能[20-23]，進(jìn)而對(duì)成形性能的影響很大.Yan等[20]通過(guò)不同的熱處理制度得到了TA17鈦合金不同的微觀組織，發(fā)現(xiàn)不同微觀組織的TA17鈦合金室溫機(jī)械性能差異很大.因此，研究TA17鈦合金板料室溫成形極限和不同微觀組織對(duì)成形極限的影響，對(duì)TA17鈦合金在沖壓成形中的應(yīng)用，發(fā)揮其塑性成形性能的優(yōu)勢(shì)具有重要的意義.

為了研究微觀組織對(duì)鈦合金成形極限的影響，本文對(duì)不同微觀組織的TA17鈦合金在室溫下的成形極限進(jìn)行了有限元建模、試驗(yàn)驗(yàn)證.通過(guò)有限元仿真對(duì)試驗(yàn)過(guò)程中材料應(yīng)變演化過(guò)程進(jìn)行仿真計(jì)算，獲取判定破裂的極限應(yīng)變值，構(gòu)造不同微觀組織的TA17鈦合金板成形極限圖，最后通過(guò)試驗(yàn)來(lái)驗(yàn)證有限元仿真的正確性.為T(mén)A17鈦合金板材沖壓成形等后續(xù)工作奠定基礎(chǔ).

1 TA17鈦合金微觀組織及性能

本文采用厚度為2.0 mm的TA17鈦合金板材，其主要化學(xué)成分如表1所示.其相變溫度為910～920℃[20].

1.1 TA17微觀組織

YAN等[20]通過(guò)熱處理獲得了TA17鈦合金不同的微觀組織.為了充分了解和發(fā)揮TA17鈦合金的室溫成形性能，本文對(duì)不同微觀組織的TA17鈦合金成形性能進(jìn)行研究.因此，本文選擇了普通退火，再結(jié)晶退火和雙重退火對(duì)TA17鈦合金板材進(jìn)行退火實(shí)驗(yàn)研究，可獲得3種典型的鈦合金微觀組織(等軸組織、魏氏組織和雙態(tài)組織).TA17的退火實(shí)驗(yàn)工藝如表2所示.由于其高化學(xué)活性，鈦合金易與大氣中的O、N、H等產(chǎn)生化學(xué)反應(yīng).當(dāng)熱處理溫度高于800°C時(shí)，致密氧化層中的氧向鈦基體滲透，氧化膜破裂，不再致密，隨后會(huì)在氧化膜與鈦基體之間形成氣體污染層，成形時(shí)會(huì)使試件過(guò)早斷裂.圖1(a)為T(mén)A17在900℃的馬弗爐中大氣環(huán)境中退火2小時(shí)的微觀組織.從圖中可看到氧化層已滲透到鈦基體中.圖1(b)為900℃高溫氧化和非氧化的試件在相同拉伸條件下的單向拉伸性能對(duì)比，可以看出氧化的試件過(guò)早的斷裂[20].所以為避免氣體污染，TA17鈦合金的熱處理實(shí)驗(yàn)需要在真空條件下進(jìn)行.如圖2所示，利用線切割切取標(biāo)準(zhǔn)試件，用酒精對(duì)試件進(jìn)行清洗、吹干.隨后將試件封裝在真空度為10-9MPa的石英玻璃管中.退火試驗(yàn)在馬弗爐中進(jìn)行.

表2 TA17鈦合金退火試驗(yàn)

將退火后的試樣鑲嵌在環(huán)氧樹(shù)脂中.經(jīng)過(guò)SiC砂紙打磨之后，用Al2O3拋光粉進(jìn)行機(jī)械拋光，最終試樣表面無(wú)明顯劃痕.將拋光好的試樣用體積比HF∶HON3∶H2O為10∶15∶75的試劑腐蝕5～10 s，最后用酒精清洗，烘干備用.在蔡司公司生產(chǎn)的Supra 55中進(jìn)行掃描電鏡(Scanning electron microscopy, SEM)觀察，確認(rèn)得到預(yù)期的三種微觀組織見(jiàn)圖3[20].

由圖3(a)可以看出，等軸組織由等軸α相(黑色)和晶間β相(白色)構(gòu)成.由Image Pro plus 6軟件測(cè)量其體積分?jǐn)?shù)和晶粒大小.其中，α相體積分?jǐn)?shù)約為93.6%，平均晶粒大小為9.2 μm.圖3(b)魏氏組織由互相平行的片狀α相組成.圖3(c)雙態(tài)組織是一定量的等軸α相分布在β轉(zhuǎn)變基體上.雙態(tài)組織包含了等軸α相和片狀α相的兩種形態(tài)[24].

圖1 氧化后TA17鈦合金微觀組織及性能

圖2 試驗(yàn)設(shè)備及零件

1.2 TA17鈦合金力學(xué)性能

利用單向拉伸試驗(yàn)可獲得板料強(qiáng)度及塑性方面的基本性能.本文擬采用有限元方法建立TA17鈦合金成形極限，為得到有限元仿真計(jì)算的基本力學(xué)參數(shù)，將經(jīng)過(guò)不同退火工藝處理后的試樣進(jìn)行單向拉伸試驗(yàn)，獲得TA17鈦合金的力學(xué)性能參數(shù).試驗(yàn)在通用拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度為2 mm/min，每種試樣重復(fù)三次試驗(yàn).試驗(yàn)過(guò)程中系統(tǒng)自動(dòng)記錄并得到拉伸力-延伸長(zhǎng)度數(shù)據(jù)，試驗(yàn)后根據(jù)式(1)和式(2)處理得到試樣的工程應(yīng)力應(yīng)變數(shù)據(jù)，根據(jù)式(3)和式(4)處理得到試樣的真實(shí)應(yīng)力應(yīng)變數(shù)據(jù).得到TA17的力學(xué)性能如表3和圖4所示.

(1)

(2)

σt=σe(1+εe),

(3)

εt=ln(1+εe).

(4)

式中：σe為工程應(yīng)力，MPa；F為拉伸力，kN；A0為試樣初始截面積，mm2；εe為工程應(yīng)變；l為試樣長(zhǎng)度，mm；l0為試樣初始長(zhǎng)度，mm；σt為真應(yīng)力，MPa；εt為真應(yīng)變.

表3 TA17鈦合金基本力學(xué)性能

圖4 TA17鈦合金真應(yīng)力真應(yīng)變曲線

2 TA17鈦合金成形極限的有限元仿真

2.1 局部頸縮和斷裂準(zhǔn)則

在塑性成形中，可以將金屬材料成形極限圖細(xì)分為破裂成形極限圖(Forming limit Curve at Fracture, FLCF)和頸縮成形極限圖(Forming limit Curve at Neck, FLCN).為了簡(jiǎn)化試驗(yàn)過(guò)程，本研究中只選取三類應(yīng)力狀態(tài)(即單向拉伸、雙向等拉伸和平面應(yīng)變)進(jìn)行成形極限圖的構(gòu)造，獲取3個(gè)應(yīng)力狀態(tài)下破裂區(qū)域的頸縮及破裂的極限應(yīng)變，并假設(shè)成形極限圖左右曲線皆為線性[25-26]，如圖5所示.相應(yīng)地選取單向拉伸試驗(yàn)、凸模脹形試驗(yàn)和圓杯拉深試驗(yàn)做有限元仿真，所涉及的試驗(yàn)都為板料成形性能研究的必備試驗(yàn)[27].

當(dāng)材料發(fā)生頸縮時(shí)，頸縮區(qū)域外的材料會(huì)停止流動(dòng)，此時(shí)頸縮區(qū)域內(nèi)部和外部的應(yīng)力應(yīng)變分布呈現(xiàn)出不同的特點(diǎn).通過(guò)材料破裂點(diǎn)主應(yīng)變導(dǎo)數(shù)的變化歷程，可以判定試樣的頸縮和破裂[28].

定義：

當(dāng)危險(xiǎn)區(qū)域ε1的二次導(dǎo)數(shù)達(dá)到最大值時(shí)，材料出現(xiàn)局部頸縮；當(dāng)危險(xiǎn)區(qū)域ε1的二次導(dǎo)數(shù)從最大值降為0時(shí)，材料結(jié)束頸縮開(kāi)始發(fā)生破裂.利用該方法，能夠便捷、高效地獲取鈦合金材料的頸縮和破裂成形極限.

圖5 成形極限構(gòu)造示意

2.2 TA17鈦合金成形極限

2.2.1 單向拉伸有限元仿真

拉伸試樣的有限元模型在ABAQUS中建立.分別對(duì)S1、S2和S3退火處理的TA17進(jìn)行有限元仿真，以S1為例介紹仿真過(guò)程和后續(xù)試驗(yàn)驗(yàn)證.為節(jié)省計(jì)算所需的時(shí)間，建立1/2對(duì)稱模型，如圖6(a)所示.輸入材料性能參數(shù).

對(duì)建立的有限元模型進(jìn)行仿真計(jì)算，拉伸過(guò)程中某時(shí)刻等效塑性應(yīng)變?nèi)鐖D6(b)所示，其中將等效塑性應(yīng)變最大的區(qū)域即頸縮區(qū)域定義為失效點(diǎn)，圖6(b)中的紅色區(qū)域.提取模型失效點(diǎn)的主應(yīng)變，根據(jù)式(5)和式(6)進(jìn)行計(jì)算，獲得主應(yīng)變及其導(dǎo)數(shù)的演化過(guò)程如圖7所示.拉伸長(zhǎng)度在2.9 mm時(shí)，試

圖6 單向拉伸有限元

圖7 危險(xiǎn)區(qū)域失效點(diǎn)處主應(yīng)變及其導(dǎo)數(shù)演化過(guò)程：?jiǎn)蜗蚶?/p>

Fig.7 Evolution process of principal strain and derivative of the selected element at failure point in dangerous area: uniaxial tension

件主應(yīng)變的二次導(dǎo)數(shù)達(dá)到最大值，然后在3.1 mm時(shí)下降為0，預(yù)示著試件的斷裂.

2.2.2 雙向等拉伸和平面應(yīng)變有限元仿真

文獻(xiàn)[27]已驗(yàn)證凸模脹形試驗(yàn)中心位置為雙向等拉伸應(yīng)變狀態(tài)，圓杯拉深試驗(yàn)靠近杯底圓角處位置為平面應(yīng)變狀態(tài).使用商業(yè)有限元軟件ABAQUS建立有限元模型，模型尺寸按照GB/T 15825.3-2008和GB/T 15825.8-2008標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)尺寸建立模型，同樣建立1/2的對(duì)稱模型可以節(jié)約計(jì)算所需的時(shí)間.同樣以S1退火處理后的材料特性參數(shù)為例說(shuō)明，有限元模型和尺寸如圖8(a～d)所示.

綜合考慮以往有限元仿真精度，設(shè)定圓杯拉深試驗(yàn)中摩擦系數(shù)為0.12；為了使凸模脹形破裂位置位于頂部，實(shí)現(xiàn)頂部破裂區(qū)單元的雙向等拉伸狀態(tài)，設(shè)定凸模脹形試驗(yàn)中的摩擦系數(shù)為0[29].表4是有限元仿真輸入的成形參數(shù).

圖8 有限元分析

在有限元的仿真計(jì)算中，提取失效點(diǎn)的應(yīng)力應(yīng)變計(jì)算結(jié)果.脹形和拉深過(guò)程中某時(shí)刻等效塑性應(yīng)變?nèi)鐖D8(e,f)所示，其中等效塑性應(yīng)變最大的區(qū)域?yàn)椴牧鲜c(diǎn)，如圖8(e)中拱頂中間的紅色區(qū)域和圖8(f)中凸模圓角處紅色區(qū)域.已有文獻(xiàn)驗(yàn)證脹形的失效點(diǎn)處為雙向等拉伸狀態(tài)，圓杯拉深中靠近杯底圓角處的失效單元為平面應(yīng)變狀態(tài)[27].

表4 有限元仿真輸入?yún)?shù)

為了確定雙向等拉伸應(yīng)變狀態(tài)下，失效點(diǎn)區(qū)域材料破裂的起始過(guò)程，根據(jù)在凸模脹形仿真中，提取失效點(diǎn)的主應(yīng)變并計(jì)算其一階導(dǎo)數(shù)和二階導(dǎo)數(shù)，根據(jù)前述的判斷標(biāo)準(zhǔn)，確定當(dāng)沖程為13.1 mm時(shí)主應(yīng)變二階導(dǎo)數(shù)為零，材料發(fā)生破裂，如圖9(a)所示.同樣為了確定平面應(yīng)變狀態(tài)下，失效點(diǎn)區(qū)域材料破裂的起始過(guò)程，根據(jù)在圓杯拉深的仿真中，提取失效點(diǎn)的主應(yīng)變并計(jì)算其一階導(dǎo)數(shù)和二階導(dǎo)數(shù)，確定當(dāng)沖程為7.8 mm時(shí)主應(yīng)變二階導(dǎo)數(shù)為零，材料發(fā)生破裂，如圖9(b)所示.

2.2.3 成形極限的建立

基于以上關(guān)于頸縮和破裂位置、應(yīng)變狀態(tài)及判定準(zhǔn)則的分析，從單向拉伸、凸模脹形和圓杯拉深仿真計(jì)算中，提取頸縮和破裂時(shí)刻失效點(diǎn)附近的主、次應(yīng)變值(ε1、ε2)，如表5所示.根據(jù)所獲得的頸縮和破裂時(shí)主、次應(yīng)變值，對(duì)TA17鈦合金進(jìn)行FLCN和FLCF的構(gòu)造，如圖10所示.

圖9 危險(xiǎn)區(qū)域失效點(diǎn)處主應(yīng)變及其導(dǎo)數(shù)演化過(guò)程

Fig.9 Evolution process of principal strain and derivative of the selected element at failure point in dangerous area

表5 頸縮和破裂時(shí)的主、次應(yīng)變值

3 試驗(yàn)驗(yàn)證

為了對(duì)有限元模型計(jì)算的準(zhǔn)確性進(jìn)行驗(yàn)證，將S1退火處理后的TA17板材進(jìn)行單向拉伸、凸模脹形和圓杯拉深試驗(yàn)，以便獲得力與試驗(yàn)行程的變化趨勢(shì).單向拉伸試驗(yàn)如第1節(jié)所述，試驗(yàn)后得到的拉

圖10 TA17鈦合金成形極限(S1)

伸力-拉伸長(zhǎng)度曲線和有限元仿真結(jié)果進(jìn)行對(duì)比，如圖11(a)所示.凸模脹形和圓杯拉深試驗(yàn)的材料尺寸和有限元仿真的材料尺寸相同.采用線切割機(jī)將板料制成所需的尺寸.凸模脹形和圓杯拉深試驗(yàn)在德國(guó)Zwick公司制造的BUP600板料成形試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行.在拱頂實(shí)驗(yàn)中，板料和沖頭之間的摩擦對(duì)脹形件厚度分布及破裂位置有較大的影響.為了使得破裂位置出現(xiàn)于脹形件頂部，即實(shí)現(xiàn)頂部變形單元的雙向等拉伸狀態(tài)，需盡可能減少板料和沖頭之間的摩擦，采用潤(rùn)滑油和凡士林做潤(rùn)滑劑.按照有限元仿真的輸入?yún)?shù)設(shè)定凸模脹形和圓杯拉深試驗(yàn)壓邊力分別為380 kN和30 kN，綜合考慮設(shè)備運(yùn)行能力將凸模脹形和圓杯拉深試驗(yàn)?zāi)＞咚俾试O(shè)定為0.2 mm/s.直到試樣破裂時(shí)試驗(yàn)停止，每個(gè)試驗(yàn)重復(fù)進(jìn)行3次.在試驗(yàn)運(yùn)行過(guò)程中計(jì)算機(jī)自動(dòng)記錄沖壓力和模具沖程.將試驗(yàn)后得到?jīng)_壓力-模具沖程曲線和有限元仿真結(jié)果進(jìn)行對(duì)比，如圖11(b)、(c)所示.

單向拉伸試驗(yàn)試件斷裂時(shí)的為3.3 mm，有限元預(yù)測(cè)的拉伸長(zhǎng)度為3.1 mm，預(yù)測(cè)結(jié)果與實(shí)際結(jié)果相差6.4%.由圖11(a)可看出，拉伸長(zhǎng)度3.1 mm時(shí)，拉伸力相差0.36 kN，誤差為8.5%.在凸模脹形試驗(yàn)中凸模行程為13.8 mm時(shí)材料出現(xiàn)破裂，有限元仿真中凸模行程13.1 mm時(shí)材料發(fā)生破裂，誤差為5.0%.由圖11(b)可看出，沖程13.8 mm時(shí)，沖壓力相差7.7 kN，誤差為2.9%.破裂位置在凸模中間處，和有限元仿真失效位置相同，如圖12(a)所示.圓杯拉深試驗(yàn)中凸模行程為7.3 mm時(shí)材料出現(xiàn)破裂，有限元仿真凸模行程在7.8 mm時(shí)材料發(fā)生破裂，誤差為6.8%.由圖11(c)可看出，沖程7.3 mm時(shí)，沖壓力相差7.5 kN，誤差為4.4%.破裂位置在凸模圓角處，和有限元預(yù)測(cè)的失效位置相同，如圖12(b)所示.以上所有誤差均小于10%，可以說(shuō)明有限元仿真結(jié)果的正確性.

圖11 有限元仿真結(jié)果及試驗(yàn)驗(yàn)證

圖12 成形后試樣

4 結(jié)果與討論

基于材料失效點(diǎn)主應(yīng)變二次導(dǎo)數(shù)變化的方法，通過(guò)有限元仿真的方法，得到了TA17鈦合金三種不同微觀組織的成形極限，如圖13所示.

由圖13可以看到，等軸組織的TA17鈦合金成形極限最優(yōu)，雙態(tài)組織次之，魏氏組織最差.等軸組織，魏氏組織和雙態(tài)組織的主要區(qū)別在于等軸α相的含量和形態(tài)不同.和等軸組織相比，等軸α相在雙態(tài)組織中的含量大量減少，而在魏氏組織中幾乎消失.鈦合金變形開(kāi)始時(shí)，等軸α相的個(gè)別晶粒開(kāi)始出現(xiàn)滑移, 隨著變形量的不斷增加，越來(lái)越多的α晶粒開(kāi)始滑移, 并且開(kāi)始朝著周?chē)摩罗D(zhuǎn)變組織擴(kuò)展.在β轉(zhuǎn)變組織的片狀結(jié)構(gòu)中不同片層擁有相似的慣習(xí)面，位錯(cuò)能快速地穿過(guò)相互平行的α片層, 容易導(dǎo)致粗滑移帶和微區(qū)變形的不均勻，加速孔隙的形成和發(fā)展，最終引起試件提前破裂.而魏氏組織塑性差的另一個(gè)原因是連續(xù)分布的片層α相阻礙了結(jié)構(gòu)的延伸.因此，等軸α相含量會(huì)直接影響滑移帶之間的距離和微區(qū)變形的均勻性，進(jìn)而影響塑性變形性能.等軸α相含量越多，在等軸α相中的滑移程度高，進(jìn)而擁有更好的塑性性能[21].

圖13 不同微觀組織的成形極限

對(duì)三種退火處理TA17的拉伸件的斷口進(jìn)行SEM觀察，得到了TA17拉伸試件的斷口形貌，如圖14所示[20].從圖14(a)可以看出具有等軸組織的TA17鈦合金斷口形貌是韌窩形態(tài)，說(shuō)明等軸組織的TA17是韌性斷裂，塑性好.圖14(b)的斷口形貌是河流撕裂狀，說(shuō)明魏氏組織的斷裂是脆性斷裂，塑性差.而圖14(c)的斷口形貌是在韌窩上出現(xiàn)了一些平面狀，所以雙態(tài)組織的塑性介于等軸組織和雙態(tài)組織之間[21].這進(jìn)一步說(shuō)明了等軸組織的鈦合金成形極限最好，雙態(tài)組織次之，魏氏組織最差.

圖14 三種微觀組織的TA17拉伸斷口形貌

Fig.14 Tensile fracture surface morphology of TA17 titanium alloys with three microstructures

相比于標(biāo)準(zhǔn)成形極限試驗(yàn)來(lái)構(gòu)造成形極限圖相比，有限元仿真更簡(jiǎn)單經(jīng)濟(jì).同時(shí)也減少了成形試驗(yàn)所需要的步驟和時(shí)間.為鈦合金板料成形極限的研究提供了新的思路，同時(shí)為復(fù)雜零件在沖壓過(guò)程中的成形性能預(yù)測(cè)提供了有力的依據(jù).

5 結(jié) 論

本文采用有限元仿真計(jì)算建立了不同微觀組織TA17鈦合金的成形極限圖，有利于進(jìn)一步開(kāi)展TA17鈦合金的室溫成形開(kāi)裂預(yù)測(cè)工作.同時(shí)對(duì)其他牌號(hào)鈦合金在不同熱處理工藝下得到的微觀組織的成形性能研究有指導(dǎo)意義.得到了以下結(jié)論：

1)基于材料失效點(diǎn)主應(yīng)變二次導(dǎo)數(shù)變化的方法，通過(guò)有限元模擬，對(duì)單向拉伸、平面應(yīng)變和等雙軸拉伸三種應(yīng)變條件進(jìn)行了綜合研究.獲得了三種微觀組織TA17鈦合金的室溫成形極限圖；

2)進(jìn)行了單向拉伸、圓杯拉深和凸模脹形試驗(yàn)，對(duì)有限元仿真計(jì)算得到的結(jié)果進(jìn)行驗(yàn)證，說(shuō)明有限元仿真結(jié)果的正確性；

3)對(duì)比三種不同微觀組織的TA17鈦合金的成形極限，分析了微觀組織對(duì)室溫成形極限的影響，發(fā)現(xiàn)具有等軸組織的TA17鈦合金成形極限最優(yōu).