微 石 紀(jì) 瑋 陸子川 姚草根 張緒虎

（航天材料及工藝研究所，北京 100076）

0 引言

TA7ELI 鈦合金由于其優(yōu)異的低溫性能，在運載火箭冷氦氣瓶上得到了廣泛應(yīng)用，傳統(tǒng)工藝一般采用鍛造成形半球殼體［1-5］，但隨著型號的發(fā)展，未來重型運載火箭用冷氦氣瓶尺寸顯著增大，鍛造工藝難度和風(fēng)險急劇增加，因此迫切需要一種新型工藝來實現(xiàn)TA7ELI球殼的成形，替代傳統(tǒng)鍛造工藝。

相對于鍛造成形，沖壓成形方法材料利用率更高，材料成形所需的塑性變形更小，成形所需載荷更低，成形精度也相對更高，而且從原材料角度來看，大規(guī)格TA7ELI 板材相對于大規(guī)格TA7ELI 鍛餅要更容易制備，質(zhì)量也更容易保證，因此沖壓成形相對于鍛造成形更適合用來進行大型TA7ELI半球的制造。

常規(guī)熱沖壓成形一般是采用普通壓力機作為成形設(shè)備，模具本身不加熱，沖壓時利用加熱爐將板坯進行預(yù)熱，然后快速將板坯轉(zhuǎn)移至模具上進行沖壓成形，為了防止坯料溫度降低過多，成形過程一般較快，有時需要分成多個道次沖壓，板坯成形過程中還需返回加熱爐加熱，以保證沖壓時的成形溫度［6-8］。等溫沖壓成形則會采用專用的熱成形設(shè)備，成形時模具與上下壓頭同時加熱并維持在成形溫度，成形過程中模具與坯料在同一溫度或較為接近的溫度下，因此成形過程的溫度維持穩(wěn)定［9］，坯料并不會隨著成形的進行而降溫，可以實現(xiàn)低應(yīng)變速率成形，從而大幅提高材料的塑性。等溫沖壓成形后的零件回彈很小，因此可保證成形后的尺寸精準(zhǔn)、穩(wěn)定。相對常規(guī)熱沖壓成形時易出現(xiàn)的各種缺陷，等溫沖壓成形的優(yōu)點十分突出。本文通過有限元仿真手段，對TA7ELI 半球的等溫沖壓成形過程進行研究，并結(jié)合試驗驗證工藝的可行性。

1 試驗方案

1.1 零件結(jié)構(gòu)特點

某TA7ELI 鈦合金冷氦氣瓶半球殼體零件結(jié)構(gòu)如圖1所示。該半球殼體內(nèi)徑為630 mm，半球殼體的主體基本為等壁厚設(shè)計，壁厚要求7.3 mm、公差0～0.2 mm。氣瓶帶有一個管嘴，可采用焊接方式與半球殼體連接，本文主要研究該零件半球殼體部分的成形工藝。

圖1 TA7ELI冷氦氣瓶半球結(jié)構(gòu)Fig.1 Structure of TA7ELI helium cylinder hemisphere

1.2 等溫沖壓數(shù)值模擬

根據(jù)零件結(jié)構(gòu)特點設(shè)計等溫沖壓成形模具，并根據(jù)對稱性建立1/2 有限元模型，如圖2所示。等溫沖壓模具由三部分構(gòu)成，分別為底座、拉環(huán)和沖頭，待成形的圓形板坯放置在拉環(huán)上部。

圖2 等溫沖壓仿真建模Fig.2 Isothermal stamping simulation modeling

設(shè)計待成形圓形板坯的厚度為25 mm，并對其進行網(wǎng)格劃分，采用六面體單元。成形溫度設(shè)定為850 ℃，由于是等溫沖壓模擬，實際成形時模具和材料溫度基本維持一致，因此這里無需考慮溫度場傳遞問題，仿真計算時直接采用TA7ELI 材料在850 ℃的材料屬性，如表1所示。

表1 850 ℃TA7ELI板坯材料屬性Tab.1 Properties of TA7ELI plate at 850 ℃

TA7ELI 材料在850 ℃時，不同應(yīng)變速率下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖3所示。

圖3 TA7ELI在850 ℃的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.3 Stress strain curves of TA7ELI at 850 ℃

鈦合金熱沖壓成形對沖壓速度十分敏感，較低的沖壓速度不僅可以使板坯變形更加均勻，還可以避免開裂等成形缺陷的形成［10］，為此應(yīng)盡量地降低沖壓速度，仿真時設(shè)定沖頭下壓速度為0.5 mm/s，模擬結(jié)果如圖4、圖5所示。

根據(jù)模擬結(jié)果分析成形過程中板坯的應(yīng)力應(yīng)變情況。由圖4可見，成形初期，與沖頭最先接觸的板坯中部應(yīng)力較大，隨著成形慢慢進行，板坯的應(yīng)力由芯部向四周擴散，并且整張板材的應(yīng)力水平降低并趨于均勻化，成形到中后期，板坯的中部與外圍均有較高的應(yīng)力水平，腰部約45°位置存在一個低應(yīng)力條帶區(qū)，成形接近結(jié)束時，板坯的最大應(yīng)力在板坯的外圍，板坯中部應(yīng)力水平大幅降低。總體來看，隨著成形的進行，坯料各處的等效應(yīng)力整體水平呈現(xiàn)出先上升后下降的趨勢，但最大等效應(yīng)變沒有顯著增長。由圖5可見，成形初期，應(yīng)變主要集中在板坯中部，隨著成形進行，應(yīng)變區(qū)逐漸向四周擴大，在成形中后期直至成形結(jié)束時，大應(yīng)變主要集中在板坯外緣，應(yīng)變區(qū)分成中部和外圍兩個區(qū)域，腰部約45°位置的應(yīng)變較小。在整個成形過程中，隨著坯料的變形，坯料各處應(yīng)變水平逐漸增大，等效應(yīng)變最大值也呈逐漸增大的趨勢。

圖4 等效應(yīng)力的分布和變化Fig.4 Distribution and variation of equivalent stress

圖5 等效應(yīng)變的分布和變化Fig.5 Distribution and variation of equivalent strain

成形過程中沖頭載荷的變化如圖6所示，載荷呈現(xiàn)先上升后下降的變化規(guī)律，在680 s 左右沖頭載荷達(dá)到最大，約為1 760 kN，即176 t。由此可見，對于這種大規(guī)格的鈦合金半球成形來說，等溫沖壓成形百噸級的需求噸位相對其他傳統(tǒng)工藝（例如常規(guī)熱沖壓和鍛造）千噸級甚至萬噸級的需求，具有巨大的優(yōu)勢。

圖6 成形過程中沖頭載荷的變化Fig.6 Variation of punch load during forming process

等溫沖壓成形后半球殼體的徑向壁厚分布如圖7所示。由圖7可知，成形后的半球殼體壁厚在徑向大體呈現(xiàn)從底部中心到開口邊緣逐漸增厚的變化趨勢，但最小壁厚沒有出現(xiàn)在半球底部的中心位置，而是在底部距離中心110 mm左右，約21 mm，相比原始板厚減小了約16%。開口處壁厚最大，約28.5 mm，相比原始板厚增大了約14%。

圖7 半球殼體的徑向壁厚分布Fig.7 The radial wall thickness distribution of the hemisphere

2 試驗過程

2.1 試驗材料及設(shè)備

根據(jù)數(shù)值模擬結(jié)果及參數(shù)開展實物的成形試驗，試驗采用的鈦合金材料是西部鈦業(yè)股份有限公司提供的厚度為25 mm 的TA7ELI 鈦合金板材，其化學(xué)成分如表2所示。

表2 TA7ELI板材化學(xué)成分Tab.2 Chemical composition of TA7ELI plate %（w）

試驗材料的顯微組織如圖8所示，由圖8可見材料為等軸組織，平均晶粒尺寸約50 μm。

圖8 TA7ELI材料原始顯微組織Fig.8 Original microscopic structure of TA7ELI material

材料的室溫及20 K 低溫環(huán)境下的機械性能如表3所示。

表3 TA7ELI材料原始機械性能Tab.3 Mechanical properties of TA7ELI plate

采用航天材料及工藝研究所的800 T 熱成形機，試驗工藝參數(shù)及模具結(jié)構(gòu)參考仿真計算進行設(shè)計。成形試驗溫度設(shè)置為（850±10）℃。

2.2 試驗結(jié)果分析

等溫沖壓成形試驗得到的TA7ELI半球毛坯實物見圖9，對成形后的半球毛坯進行了輪廓尺寸和壁厚尺寸的測量，壁厚實測結(jié)果與模擬結(jié)果的對比見圖10。

圖9 等溫沖壓試驗得到的半球殼體毛坯件Fig.9 The hemisphere shell after forming by isothermal stamping

圖10 實測壁厚分布與模擬壁厚分布對比Fig.10 Comparison of thickness between actual curve and simulation curve

由圖10可知，實測結(jié)果壁厚變化趨勢與模擬結(jié)果基本一致，但實測結(jié)果的球底壁厚更薄。初步分析是由于在成形初期板坯中心與高溫沖頭剛開始接觸時，接觸區(qū)域的溫度相對于板坯其他區(qū)域更高，造成了該處材料變形抗力更小，由模擬可知，成形初期板坯中部的應(yīng)力應(yīng)變更大，因此該處拉薄更明顯，后續(xù)可采用增加沖頭粗糙度等方式來抑制球底減薄。此外實測結(jié)果的平均壁厚更大，主要是由于原材料壁厚為上差控制，整體偏大。最終所得到的半球毛坯完全可以包絡(luò)圖1所示的目標(biāo)零件產(chǎn)品。

對成形后半球各位置的組織進行了觀察，如圖11所示，半球開口處的金相組織見圖11（a）、半球腰部的金相組織見圖11（b）、半球底部的金相組織見圖11（c），其在等溫沖壓成形后均維持了等軸狀態(tài)，且相對于原材料的晶粒尺寸并沒有顯著的增長，同時半球三處不同位置之間的組織差異也較小。初步認(rèn)為這是由于等溫成形的成形溫度相對較低、且成形時間短、壁厚減薄小，原始材料的等軸組織在成形過程中受高溫因素和變形因素的影響有限，因此等溫沖壓過程對原材料組織的影響較小，這點與鍛造和超塑成形等需要將材料加熱至近相變點的高溫、并經(jīng)歷大變形的塑性成形工藝有明顯區(qū)別。

圖11 等溫沖壓后的TA7ELI材料顯微組織Fig.11 Microstructure of TA7ELI material after isothermal stamping

對等溫沖壓成形試驗得到的半球毛坯進行剖切并取標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，開展了室溫和低溫的力學(xué)性能分析（圖12、圖13）。由分析結(jié)果可知，等溫沖壓成形過程對TA7ELI 材料的室溫屈服和抗拉性能影響比較小，但成形后TA7ELI 材料的室溫延伸率有了一定程度的提高。

圖12 等溫沖壓后半球的室溫力學(xué)性能對比Fig.12 Comparison of mechanical properties at room temperature of the hemisphere after isothermal stamping

如圖13發(fā)現(xiàn)成形過程對材料的低溫強度影響不大，半球各處的低溫性能與原材料基本一致但對低溫延伸率卻有一定影響，成形后半球各處的低溫延伸率有明顯的差異。由于成形過程為等溫過程，材料各處經(jīng)歷的熱循環(huán)基本一致，因此考慮材料在成形后低溫延伸率的差異主要由塑性變形造成。根據(jù)成形后的半球壁厚分布可知，在等溫沖壓過程中，半球開口處會發(fā)生壓縮變形，成形后該處低溫性能略高于原始板材；半球半腰處會發(fā)生少量拉伸變形，成形后該處低溫性能略低于原始板材；半球底部會發(fā)生更明顯的拉伸變形，成形后該處低溫性能明顯低于原始板材，最低僅8.00%，但仍可滿足工程使用要求。

圖13 等溫沖壓后半球的20 K低溫力學(xué)性能對比Fig.13 Comparison of mechanical properties at 20K of the hemisphere after isothermal stamping

根據(jù)圖1的零件尺寸，對等溫沖壓成形后得到的半球殼體毛坯進行了內(nèi)外表面的機加工，同時焊接管嘴，最終得到的冷氦氣瓶半球如圖14所示。

圖14 完成加工的TA7ELI鈦合金半球Fig.14 TA7ELI titanium alloy hemisphere after machining

該產(chǎn)品在焊接成氣瓶后最終通過了地面20 K 的低溫爆破考核，滿足使用要求。

3 結(jié)論

（1）對大型TA7ELI 冷氦氣瓶半球的等溫沖壓過程進行了數(shù)值模擬，分析了成形過程中板坯等效應(yīng)力、應(yīng)變的分布和變化特點，在成形初期，板坯的應(yīng)力和應(yīng)變主要集中在芯部，隨著成形的進行逐漸向板坯邊緣擴展，在成形后期，應(yīng)力和應(yīng)變主要集中在板坯邊緣。

（2）預(yù)測了成形噸位及成形后半球的壁厚分布規(guī)律。成形噸位呈現(xiàn)先升后降的趨勢，在成形進程達(dá)到約3/4時成形載荷最大，約176 t。成形后半球壁厚從球底到開口處逐漸增大，最薄位置不在球底中心，而是在距離球底中心約110 mm處。

（3）在模擬數(shù)據(jù)基礎(chǔ)上，完成了TA7ELI 冷氦氣瓶半球的等溫沖壓成形試驗，成形結(jié)果與模擬仿真結(jié)果匹配良好。同時對成形后半球的組織形態(tài)進行了分析，認(rèn)為等溫沖壓過程對TA7ELI 材料的組織形態(tài)影響較小，成形后半球的各處組織維持了原始的等軸組織形態(tài)，且晶粒沒有顯著長大。

（4）對成形后半球的力學(xué)性能進行了分析，認(rèn)為等溫沖壓過程對材料的室溫和20 K 低溫下的強度影響較小，但對延伸率有一定影響。等溫成形后半球各處室溫延伸率均有所提高，但低溫延伸率各處變化不同，球底有明顯降低，開口和腰部基本維持在原材料水平。