7075鋁合金板材熱沖壓成形中的高溫摩擦

吳佳松，蔣怡涵，王武榮，韋習(xí)成

上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072

汽車輕量化可在實(shí)現(xiàn)車輛節(jié)能減排的同時(shí)提升其操控性和安全性，是汽車工業(yè)發(fā)展和研究的重要方向.鋁合金因具有較高的比強(qiáng)度和良好的耐腐蝕性、抗沖擊性、循環(huán)利用性，在汽車輕量化中得到廣泛應(yīng)用[1-5].其中，7075鋁合金具有最高的室溫強(qiáng)度，性能甚至超過(guò)高強(qiáng)度鋼，利用其代替高強(qiáng)度鋼制備承載結(jié)構(gòu)件具有較大潛力[6-8].然而，由于其室溫成形性差、回彈大、成形載荷大，無(wú)法通過(guò)傳統(tǒng)冷成形工藝得到形狀復(fù)雜的結(jié)構(gòu)件[9].利用鋁合金固溶-沖壓-淬火一體化熱成形工藝可以在提高成形性的同時(shí)，大幅降低回彈，使鋁合金實(shí)現(xiàn)良好成形性和高強(qiáng)度的結(jié)合[10-12].其中，冷卻系統(tǒng)設(shè)計(jì)以及板材因轉(zhuǎn)移過(guò)程而大幅降溫等問(wèn)題成為該工藝的關(guān)鍵技術(shù)難點(diǎn).何祝斌等[13]提出可以在上模具通冷卻水的同時(shí)提高下模具溫度從而解決上述問(wèn)題；陳世超等[14]認(rèn)為可以將上下模具冷卻以保證淬火效果，并加熱平板式壓邊圈以保證鋁合金的成形性.但由于7075鋁合金的高黏著磨損敏感性，使其在成形中表現(xiàn)出較差的摩擦學(xué)性能[15]，尤其是在實(shí)際熱沖壓成形中，鋁合金因在與冷、熱態(tài)模具和壓邊圈接觸時(shí)發(fā)生嚴(yán)重磨損而使成形件質(zhì)量下降，甚至發(fā)生破裂，這使得摩擦磨損成為了熱沖壓工藝中影響零件成型質(zhì)量的關(guān)鍵因素[16].

目前，對(duì)鋁合金熱沖壓成形中摩擦學(xué)問(wèn)題的研究主要集中在溫度、法向壓力和滑動(dòng)速度等工藝參數(shù)對(duì)摩擦行為和磨損機(jī)理的影響.Ghiotti等[17]利用自制的熱平板拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)7075鋁合金在石墨潤(rùn)滑下的滑動(dòng)摩擦進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)隨著溫度從200 ℃升高到450 ℃，摩擦系數(shù)先減小再增大，滑動(dòng)速度對(duì)摩擦系數(shù)的影響大于法向載荷，研究結(jié)果表明工藝參數(shù)最終是通過(guò)黏著磨損影響摩擦過(guò)程的.Kumar與Sood[18]采用高溫銷盤摩擦試驗(yàn)機(jī)研究了不同工藝參數(shù)對(duì)7075鋁合金干滑動(dòng)摩擦的影響，結(jié)果表明，在30 ℃到150 ℃的溫度下，摩擦系數(shù)和磨損率均隨溫度升高而增大，對(duì)法向載荷和滑動(dòng)速度的研究結(jié)果也呈現(xiàn)相同的現(xiàn)象.Haq與Anand[19-20]利用銷盤摩擦試驗(yàn)機(jī)研究室溫下不同載荷和速度對(duì)7075鋁合金摩擦行為的影響，研究發(fā)現(xiàn)，摩擦系數(shù)和磨損率隨著載荷增大而增大，高載荷導(dǎo)致了高剝層磨損；滑動(dòng)速度越大，磨損率越高，7 m·s-1的滑動(dòng)速度下，試樣表面出現(xiàn)嚴(yán)重分層和塑性變形.上述研究大多未能模擬實(shí)際熱沖壓過(guò)程中鋁合金板材的固溶處理，且基本采用純模具冷卻進(jìn)行板材降溫，因此不能真實(shí)地模擬實(shí)際生產(chǎn)中鋁合金與模具在復(fù)雜接觸溫度下的摩擦過(guò)程.

本文使用自主研制的板帶高溫摩擦試驗(yàn)機(jī)對(duì)7075鋁合金的高溫摩擦磨損進(jìn)行了研究.摩擦試驗(yàn)過(guò)程中對(duì)上模通冷卻水并加熱下模，以模擬實(shí)際熱成型過(guò)程中鋁合金與冷、熱態(tài)模具和壓邊圈的接觸環(huán)境，分析了不同下模加熱溫度（模具或壓邊圈溫度）、法向載荷和滑動(dòng)速度對(duì)7075鋁合金高溫摩擦行為及磨損機(jī)理的影響，對(duì)不同模具條件下摩擦行為的研究為7075鋁合金熱沖壓成形零件沖壓數(shù)值模擬提供了關(guān)鍵的摩擦系數(shù)輸入，磨損機(jī)理則為摩擦行為解釋和潤(rùn)滑工程提供了技術(shù)支撐.

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為7075-T4鋁合金薄板，尺寸為500 mm×20 mm×2 mm，其化學(xué)成分如表1所示，試驗(yàn)前用丙酮清洗以去除表面油污，測(cè)得初始表面粗糙度約為0.185 μm；摩擦工具材料為H13熱作模具鋼，經(jīng)淬回火處理后硬度約為53 HRC，每次試驗(yàn)前使用金相砂紙沿垂直滑動(dòng)摩擦方向打磨模具接觸表面，其初始表面粗糙度約為0.156 μm.H13熱作模具鋼的化學(xué)成分如表2所示.

表1 7075鋁合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of 7075 aluminum alloy %

1.2 試驗(yàn)方法

圖1為板帶高溫摩擦試驗(yàn)機(jī)及加載系統(tǒng)細(xì)節(jié)圖，試驗(yàn)機(jī)主要由加熱系統(tǒng)、加載系統(tǒng)和拉伸系統(tǒng)組成，對(duì)試驗(yàn)機(jī)的詳細(xì)描述已在文獻(xiàn)[21]中給出，在此基礎(chǔ)上對(duì)摩擦工具進(jìn)行了重新設(shè)計(jì)，如圖2所示.上摩擦工具鉆有直徑為5 mm的冷卻通孔，冷卻通孔與皮管相連組成冷卻通道，冷卻通道通冷卻水以模擬實(shí)際熱沖壓過(guò)程中的冷卻系統(tǒng)；下摩擦工具鉆有直徑為6 mm加熱孔，用加熱棒加熱摩擦工具以模擬實(shí)際熱沖壓過(guò)程中對(duì)模具或壓邊圈的加熱，并在近摩擦表面處留有直徑為3 mm的測(cè)溫孔，用熱電偶和溫控箱測(cè)量和控制下摩擦工具溫度.試驗(yàn)中由S型力傳感器測(cè)量滑動(dòng)摩擦力，并由高速無(wú)紙記錄儀記錄數(shù)據(jù)用于摩擦系數(shù)的計(jì)算，計(jì)算公式如下：

表2 H13鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 2 Chemical composition of H13 steel %

圖1 板帶高溫摩擦試驗(yàn)機(jī)（a）及加載系統(tǒng)細(xì)節(jié)（b）Fig.1 Photographs of the high-temperature strip friction tester (a) and details of the loading system (b)

其中，μ為摩擦系數(shù)；P為法向載荷，N；F為力傳感器測(cè)得的實(shí)時(shí)拉力，N.

平均摩擦系數(shù)計(jì)算公式如下：

其中，μA為平均摩擦系數(shù)；L0為滑動(dòng)摩擦起始位置與起點(diǎn)的距離，mm；LS為總摩擦距離，mm.

試驗(yàn)前將加熱爐溫度設(shè)置為510 ℃，試樣一端與力傳感器相連，另一端放入加熱爐中保溫30 min進(jìn)行固溶處理，并打開(kāi)摩擦工具的冷卻和加熱系統(tǒng).待試樣加熱完成，啟動(dòng)步進(jìn)電機(jī)，使試樣以較快速度到達(dá)摩擦工具前以模擬實(shí)際熱沖壓過(guò)程中板材的快速轉(zhuǎn)移過(guò)程.隨后利用加載系統(tǒng)施加所需法向載荷，同時(shí)再次啟動(dòng)步進(jìn)電機(jī)，以預(yù)設(shè)滑動(dòng)速度拉動(dòng)試樣完成摩擦試驗(yàn).

高溫摩擦試驗(yàn)分為三組，分別單獨(dú)改變下模加熱溫度（模具或壓邊圈溫度）、法向載荷和滑動(dòng)速度，具體試驗(yàn)參數(shù)如表3所示.試驗(yàn)采用TR200手持粗糙儀測(cè)量試樣和摩擦工具表面粗糙度，利用板帶高溫摩擦試驗(yàn)機(jī)收集數(shù)據(jù)并計(jì)算摩擦系數(shù)，通過(guò)HITACHI SU-1500掃描電子顯微鏡觀察摩擦后試樣的表面形貌.

表3 高溫摩擦試驗(yàn)參數(shù)Table 3 Experimental parameters of the high-temperature friction test

2 結(jié)果與討論

2.1 下模加熱溫度的影響

將鋁合金板材試樣在510 ℃的溫度下保溫30 min以完成固溶處理后，在相同的法向載荷和滑動(dòng)速度下，分別與300、400和500 ℃溫度預(yù)熱的下模進(jìn)行高溫摩擦試驗(yàn)，測(cè)得摩擦系數(shù)隨滑動(dòng)行程的變化規(guī)律如圖3所示.可以看到，不同下模加熱溫度下的摩擦系數(shù)具有相同的變化趨勢(shì)：滑動(dòng)初期，摩擦系數(shù)在達(dá)到一定值后，會(huì)隨著滑動(dòng)行程的增加逐漸遞減；接著摩擦系數(shù)又迅速增加，最后大致穩(wěn)定在一個(gè)均值附近.剛開(kāi)始滑動(dòng)時(shí)，試樣需要克服最大靜摩擦力，且一般最大靜摩擦力要高于滑動(dòng)摩擦力，一旦開(kāi)始相對(duì)滑動(dòng)，摩擦力就會(huì)減小，滑動(dòng)行程繼續(xù)增加，試樣與模具因黏著磨損產(chǎn)生材料轉(zhuǎn)移現(xiàn)象，摩擦系數(shù)迅速增加.從圖3中還可以看到，平均摩擦系數(shù)隨著溫度的升高逐漸增大，從300 ℃時(shí)的1.15增大到500 ℃時(shí)的1.37.

圖3 不同下模加熱溫度下7075鋁合金的摩擦系數(shù)Fig.3 Friction coefficient of 7075 aluminum alloy at different temperatures of lower die

圖4為不同加熱溫度下試樣表面的磨損形貌.可以看出，所有溫度下試樣磨損表面均出現(xiàn)水波紋狀塑性變形和撕裂狀斷裂，為典型黏著磨損形貌特征.在圖4（b）中還觀察到少量平行于滑動(dòng)方向的窄槽和劃痕，這可能是因?yàn)橄履囟壬咭鸬陌宀臏囟壬撸龃罅伺c額外冷卻的上模之間的硬度差，使得硬度較高的上模在較軟板材表面犁削形成犁溝，這也是400 ℃時(shí)平均摩擦系數(shù)相比300 ℃時(shí)更大的原因之一.如圖4（c）所示，500 ℃時(shí)的試樣磨損表面除黏著磨損形貌外，還可觀察到大量犁溝和顆粒狀磨屑，磨粒磨損的加劇使得平均摩擦系數(shù)相比400 ℃時(shí)進(jìn)一步增大.

在法向載荷的作用下，試樣和模具表面間的局部微凸體接觸并發(fā)生塑性變形，有些微凸體的凸峰受瞬時(shí)高溫而焊合形成黏結(jié)點(diǎn)，水平剪切力足夠大時(shí)才能剪斷黏結(jié)點(diǎn)繼續(xù)發(fā)生相對(duì)滑動(dòng).Ghiotti等[17]認(rèn)為細(xì)小鋁顆粒從鋁合金試樣中分離出來(lái)，黏附在模具表面，因塑性變形而硬化的轉(zhuǎn)移鋁顆粒增大了模具的表面粗糙度，并為進(jìn)一步的材料累積創(chuàng)造條件.局部的材料轉(zhuǎn)移和涂抹造成了模具表面材料的堆積，并在試樣表面留下如圖4所示的波紋狀和撕裂狀磨損痕跡.下模加熱的溫度越高，與之直接接觸的鋁合金板材溫度就越高，鋁合金基體硬度減小，相同法向載荷下形成的黏結(jié)點(diǎn)就越多，黏著磨損現(xiàn)象越嚴(yán)重.

有研究表明[22]，三體磨損的情況下，在氧化物碎屑顆粒的研磨下可以形成如圖4（c）所示的溝槽.Avcu[23]也在其研究中揭示了7075鋁合金在干滑動(dòng)摩擦中的氧化敏感性.對(duì)圖4（c）中溝槽內(nèi)的磨屑進(jìn)行點(diǎn)掃描元素分析，結(jié)果列于表4.從表4中可以看到磨屑表面均出現(xiàn)了Fe，這些Fe元素主要是從模具表面轉(zhuǎn)移過(guò)來(lái)的，這證實(shí)了試樣和模具表面之間材料轉(zhuǎn)移的存在.此外，磨屑中O的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別達(dá)到了21.27%和22.60%，說(shuō)明500 ℃時(shí)試樣表面確實(shí)存在由氧化物顆粒引起的三體磨損，此時(shí)磨損表面的磨損形式主要是黏著磨損、氧化磨損和磨粒磨損.

2.2 法向載荷的影響

試樣完成保溫固溶后，以相同的下模加熱溫度和滑動(dòng)速度，在不同法向載荷作用下進(jìn)行摩擦試驗(yàn)，得到如圖5所示的摩擦系數(shù)變化曲線.可以看到，平均摩擦系數(shù)隨著法向載荷的增大而增大，載荷為540、680和820 N，即壓強(qiáng)分別為6、7.5和9 MPa時(shí)，試樣和模具間的平均摩擦系數(shù)分別為1.21、1.31和1.36.法向載荷的增大使得試樣和模具之間的實(shí)際接觸面積增大，微凸體接觸的數(shù)量也大幅增加，形成的黏結(jié)點(diǎn)增多，阻礙摩擦，使摩擦系數(shù)增大.在Haq和Vaziri的研究中也觀察到類似的行為[19,24].

圖4 不同下模加熱溫度下 7075 鋁合金的磨損表面形貌.（a）300 ℃；（b）400 ℃；（c）500 ℃Fig.4 SEM micrographs of the worn surfaces of 7075 aluminum alloy at different temperatures of lower die: (a) 300 ℃；(b) 400 ℃；(c) 500 ℃

表4 圖4（c）中磨粒的EDS 分析（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 4 EDS analysis of particles in Fig.4(c) %

圖5 不同法向載荷下7075鋁合金的摩擦系數(shù)Fig.5 Friction coefficient of 7075 under different normal loads

圖6為不同法向載荷下試樣表面的磨損形貌.從圖中可以看出，不同載荷下磨損形貌均以波紋、撕裂狀黏著磨損形貌為主，且黏著磨損程度隨著施加載荷的增大而增加.這是因?yàn)殡S著施加載荷的增大，試樣和模具表面之間的接觸峰點(diǎn)數(shù)量和尺寸均增加，這使得材料轉(zhuǎn)移和黏著點(diǎn)撕裂增加.表5為不同載荷下試樣磨損表面的點(diǎn)掃描元素分析結(jié)果.結(jié)果表明，隨著載荷的增加，磨損表面Fe的質(zhì)量分?jǐn)?shù)不斷增大，證實(shí)了材料轉(zhuǎn)移的增加和黏著磨損的加劇.Dwivedi[25]認(rèn)為接觸載荷作為干滑動(dòng)磨損的重要變量，可以通過(guò)改變?cè)嚇雍湍＞弑砻娴酿じ匠潭扔绊懩Σ聊p過(guò)程.載荷增大引起得黏著磨損的增加，加劇了試樣表面的凹凸不平，這也是平均摩擦系數(shù)不斷增大的主要原因.

從圖6中還可以看到，不同法向載荷下的磨損表面均存在長(zhǎng)短、深淺不一的微切削痕跡和犁溝，這些犁溝阻礙板材運(yùn)動(dòng)，使得摩擦系數(shù)增大.載荷為540 N時(shí)，磨損表面為短而淺的犁溝，且數(shù)量較少，如圖6（a）所示；隨著載荷增至680 N，磨損表面犁溝數(shù)量明顯增多，如圖6（b）所示，導(dǎo)致平均摩擦系數(shù)的增大；載荷為820 N時(shí)，如圖6（c）所示，磨損表面出現(xiàn)尺寸較大的顆粒狀磨屑，這些殘留在摩擦區(qū)的磨屑在摩擦力作用下沿滑動(dòng)方向?qū)υ嚇颖砻婊痢⒏?，并在試樣表面留下長(zhǎng)而深的犁溝，但犁溝數(shù)量與680 N時(shí)相比沒(méi)有明顯變化，此時(shí)載荷增加引起的平均摩擦系數(shù)的增大主要來(lái)源于黏著磨損的貢獻(xiàn).因此，載荷從680 N增加至820 N時(shí)平均摩擦系數(shù)的增加值較小，而載荷從540 N增至680 N時(shí)，由于黏著磨損和磨粒磨損的共同作用，使得平均摩擦系數(shù)的增加值相對(duì)較大.綜上所述，在不同法向載荷下，磨損表面表現(xiàn)出的磨損形式主要是黏著磨損，并伴有輕微磨粒磨損，且黏著磨損程度隨著載荷增大而增加，平均摩擦系數(shù)在兩種磨損形式的作用下不斷增大.

2.3 滑動(dòng)速度的影響

將試樣在510 ℃保溫固溶后，以相同的下模加熱溫度和法向載荷，在不同滑動(dòng)速度下進(jìn)行摩擦試驗(yàn)，得到的摩擦系數(shù)隨滑動(dòng)距離的變化曲線如圖7所示.滑動(dòng)速度為10 mm·s-1時(shí)試樣和模具間的平均摩擦系數(shù)為1.21，滑動(dòng)速度增加到20和30 mm·s-1時(shí)摩擦副之間的平均摩擦系數(shù)分別下降至1.10和1.05，即平均摩擦系數(shù)隨著滑動(dòng)速度增大逐漸減小.Dwivedi[25]認(rèn)為摩擦系數(shù)隨滑動(dòng)速度增加而減小主要由兩個(gè)因素導(dǎo)致，一方面高滑動(dòng)速度引起高表面溫度，使表面氧化從而減少黏著，另一方面滑動(dòng)速度的增大，使在交界面處可形成焊合黏著點(diǎn)的時(shí)間減少，從而使維持相對(duì)運(yùn)動(dòng)的摩擦力減小.Haq與Anand[20]也認(rèn)為摩擦熱引起的局部溫升有助于在摩擦接觸處加速氧化物的形成，可以通過(guò)減少金屬間直接接觸而減小摩擦力.

圖6 不同法向載荷下 7075 鋁合金的磨損表面形貌.（a）540 N；（b）680 N；（c）820 NFig.6 SEM micrographs of the worn surfaces of 7075 aluminum alloy under different normal loads: (a) 540 N；(b) 680 N；(c) 820 N

表5 不同載荷下試樣磨損表面元素的EDS分析（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 5 EDS analysis of worn surface elements under different normal loads%

圖8給出了不同滑動(dòng)速度下試樣磨損的表面SEM形貌和表面EDS分析結(jié)果.當(dāng)滑動(dòng)速度為10 mm·s-1時(shí)，磨損表面出現(xiàn)黏結(jié)和剝層，表現(xiàn)出一定的塑性變形，磨損機(jī)制以黏著磨損為主，只有輕微的磨粒磨損.滑動(dòng)速度增大到20 mm·s-1后，磨損表面產(chǎn)生塑性變形，在擠壓和摩擦力作用下產(chǎn)生黏著撕裂現(xiàn)象.通過(guò)圖8（c）EDS能譜表明滑動(dòng)速度為20 mm·s-1時(shí)磨損表面還生成面積大小不一的島狀分布氧化層.此時(shí)的磨損機(jī)制為黏著磨損和氧化磨損.隨著滑動(dòng)速度增大到30 mm·s-1，因磨損造成的含氧量較高的氧化物層數(shù)量和面積都有增加，氧化物層充當(dāng)保護(hù)層，減少試樣與模具之間的摩擦.另一方面，滑動(dòng)速度為30 mm·s-1時(shí)較大的滑動(dòng)速度導(dǎo)致合金發(fā)生熱軟化，模具表面加工硬化的轉(zhuǎn)移鋁對(duì)較軟基體進(jìn)行犁削，并在表面留下了如圖8（d）所示的犁溝，阻礙了摩擦副之間的相對(duì)運(yùn)動(dòng)，因此盡管滑動(dòng)速度為30 mm·s-1時(shí)的氧化層數(shù)量和面積都大于滑動(dòng)速度為20 mm·s-1的情況，但摩擦系數(shù)下降得卻不多.30 mm·s-1時(shí)的磨損機(jī)制主要是氧化磨損、磨粒磨損和黏著磨損.

圖7 不同滑動(dòng)速度下7075鋁合金的摩擦系數(shù)Fig.7 Friction coefficients of 7075 aluminum alloy at different sliding speeds

圖8 不同滑動(dòng)速度下7075鋁合金的磨損表面形貌及EDS分析.（a）滑動(dòng)速度為10 mm·s-1時(shí)的試樣磨損形貌；（b）滑動(dòng)速度為20 mm·s-1時(shí)的試樣磨損形貌；（c）滑動(dòng)速度為20 mm·s-1時(shí)的EDS分析；（d）滑動(dòng)速度為30 mm·s-1時(shí)的試樣磨損形貌；（e）滑動(dòng)速度為30 mm·s-1時(shí)的EDS分析Fig.8 SEM micrographs of the worn surfaces and EDS analyses of 7075 aluminum alloy at different sliding speeds: (a) wear morphology of specimen when sliding speed is 10 mm·s-1; (b) wear morphology of specimen when sliding speed is 20 mm·s-1; (c) EDS analysis when sliding speed is 20 mm·s-1;(d) wear morphology of specimen when sliding speed is 30 mm·s-1; (e) EDS analysis when sliding speed is 30 mm·s-1

3 結(jié)論

（1）摩擦系數(shù)隨著下模溫度升高而增大，這主要?dú)w因于黏著和磨粒磨損造成的表面凹凸不平和犁溝形貌.隨著溫度升高，磨損表面的黏著磨損增大，下模加熱溫度為500 ℃時(shí)還發(fā)生了氧化磨損和磨粒磨損.

（2）法向載荷的增大使試樣與模具實(shí)際接觸面積增大，加劇了黏著磨損，導(dǎo)致摩擦系數(shù)增大.不同載荷下均發(fā)生黏著磨損和磨粒磨損，且黏著效應(yīng)和犁溝形貌隨著載荷增大而增加.

（3）磨損表面氧化層的形成使得摩擦系數(shù)隨著滑動(dòng)速度增大而減小.與之相反，磨損程度卻逐漸增大，較小載荷下主要為黏著磨損，隨著滑動(dòng)速度增大，磨損面出現(xiàn)氧化和犁削，速度較大時(shí)磨損機(jī)理為氧化磨損、磨粒磨損和黏著磨損.