TiB2·TiAl3/2024Al復(fù)合材料多向鍛造數(shù)值模擬研究

張鴻名，李鑫，李媛，齊蕾，李志勇，謝長海，鄭潔，耿豪宇，陳剛

TiB2·TiAl3/2024Al復(fù)合材料多向鍛造數(shù)值模擬研究

張鴻名1a，李鑫1b，李媛2，齊蕾3，李志勇3，謝長海3，鄭潔3，耿豪宇1b，陳剛1b

（1.哈爾濱工業(yè)大學(xué)（威海）a. 海洋工程學(xué)院；b. 材料科學(xué)與工程學(xué)院，山東 威海 264209；2. 北京衛(wèi)星制造廠有限公司技術(shù)發(fā)展部，北京 100094；3. 山東北方濱海機(jī)器有限公司，山東 淄博 255200）

研究TiB2·TiAl3/2024Al復(fù)合材料多向鍛造金屬流動(dòng)行為，以及鍛造溫度、鍛造道次對復(fù)合材料再結(jié)晶行為及基體晶粒尺寸的影響。將TiB2·TiAl3/2024Al復(fù)合材料的本構(gòu)模型及再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)模型導(dǎo)入Deform-3D有限元模擬軟件中，建立復(fù)合材料多向鍛造的數(shù)值仿真模型。通過數(shù)值仿真方法分析鍛造溫度和鍛造道次對復(fù)合材料多向鍛造組織的影響規(guī)律。多向鍛造變形過程中，劇烈塑性變形和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶主要分布在材料試樣內(nèi)部的呈“X”形狀的區(qū)域，單次下壓最大等效應(yīng)變?yōu)?.42。鍛造1道次時(shí)，鍛造溫度從350 ℃升至500 ℃，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)從65.0%升至69.7%，平均晶粒尺寸由350 ℃的24.6 μm降至500 ℃的21.5 μm。在450 ℃鍛造溫度下，1道次鍛造后，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)為69.2%，平均晶粒尺寸由鑄態(tài)的45.0 μm減小到21.9 μm；2道次鍛造后再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)為89.5%，平均晶粒尺寸為16.3 μm；3道次鍛造后坯料的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)為96.1%，平均晶粒尺寸為14.3 μm。與試驗(yàn)結(jié)果比較可知，模擬結(jié)果準(zhǔn)確可靠。提高鍛造溫度和增大鍛造道次可以促進(jìn)試樣發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，從而達(dá)到細(xì)化晶粒的目的。

鋁基復(fù)合材料；多向鍛造；數(shù)值仿真；動(dòng)態(tài)再結(jié)晶；晶粒細(xì)化

鋁基復(fù)合材料相比鋁合金具有高比強(qiáng)度、高耐磨性、抗疲勞等優(yōu)異性能[1-3]，被廣泛應(yīng)用在航空航天、國防、汽車等領(lǐng)域[4-6]。液態(tài)模鍛[7]是制備復(fù)合材料常用的方法之一，它相比于鑄造成形消除了因凝固收縮形成的縮松縮孔，使組織更加致密，在一定程度上提高了材料的性能。但是液態(tài)模鍛制備復(fù)合材料時(shí)不可避免地會出現(xiàn)增強(qiáng)相的團(tuán)聚、成分偏析等缺陷，導(dǎo)致復(fù)合材料的伸長率較低，力學(xué)性能較差。通過對液態(tài)模鍛制備的復(fù)合材料進(jìn)行二次加工，利用細(xì)化晶粒的方法能夠克服材料制備過程的初始缺陷，改善復(fù)合材料的性能。劇烈的塑性變形[8]對晶粒細(xì)化有非常顯著的作用，能將晶粒尺寸細(xì)化至亞微米級甚至微米級，獲得同時(shí)具有高強(qiáng)度與大塑性的材料。Bing等[9]對以6061Al為基體材料、以體積分?jǐn)?shù)為10%的Al2O3顆粒為增強(qiáng)體的鋁基復(fù)合材料進(jìn)行等通道角擠壓試驗(yàn)。結(jié)果表明，等通道角擠壓后復(fù)合材料晶粒得到了細(xì)化，晶粒尺寸為300 nm左右，復(fù)合材料伸長率大大提高，在580 ℃時(shí)伸長率可達(dá)320%；應(yīng)變速率敏感性約為0.45時(shí)，試驗(yàn)的復(fù)合材料達(dá)到最佳延展性。Zhang等[10]對Mg2Si/Al-Mg復(fù)合材料進(jìn)行12道次往復(fù)擠壓后，粗大Mg2Si相破碎且呈等軸狀均勻分布，顆粒直徑在20 μm以下，復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到211.4 MPa和325.9 MPa，較鑄態(tài)提升了34.5%和137%。

多向鍛造是劇烈塑性變形的一種代表性工藝，相比于其他劇烈塑性變形方法，多向鍛造因工藝簡單、操作便捷而廣泛應(yīng)用于材料加工領(lǐng)域[11-13]。坯料在多向鍛造過程中，每下壓一次為一個(gè)工步，按//順序交替受壓變形3次為一個(gè)道次。鍛造時(shí)材料累積較大應(yīng)變，各部分組織變形均勻，有助于消除“死區(qū)”，具有廣闊的應(yīng)用前景。鄧平安等[14]對7085鋁合金多向鍛造后，發(fā)現(xiàn)晶粒細(xì)化機(jī)制分為2個(gè)階段：低應(yīng)變時(shí)為機(jī)械破碎作用誘導(dǎo)晶粒細(xì)化，高應(yīng)變時(shí)為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶誘導(dǎo)晶粒細(xì)化。聶凱波等[15]采用多向鍛造，對用體積分?jǐn)?shù)為20%的SiCp/AZ91復(fù)合材料進(jìn)行變形，鍛后平均晶粒尺寸為9 μm，抗拉強(qiáng)度達(dá)到338 MPa，伸長率達(dá)到0.75%，SiC顆粒沿垂直于最終鍛造方向定向排布。Zeng等[16]對原位生成的ZrB2p/ 6061Al復(fù)合材料進(jìn)行7道次多向鍛造試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，鍛造后ZrB2顆粒的團(tuán)聚情況得到改善，并且基體晶粒尺寸明顯細(xì)化，平均晶粒尺寸從鑄態(tài)的20～40 μm減小到3～ 10 μm，抗拉強(qiáng)度相較于鑄態(tài)提高了21.81%。

文中利用Deform-3D軟件對液態(tài)模鍛制備的原位TiB2·TiAl3/2024Al復(fù)合材料多向鍛造工藝進(jìn)行數(shù)值模擬，分析鍛造過程中材料流動(dòng)規(guī)律及等效應(yīng)變的分布情況，探究動(dòng)態(tài)再結(jié)晶及晶粒細(xì)化機(jī)制，優(yōu)化復(fù)合材料多向鍛造變形工藝參數(shù)，為復(fù)合材料多向鍛造試驗(yàn)提供理論基礎(chǔ)。

1 多向鍛造數(shù)值建模

1.1 復(fù)合材料及本構(gòu)模型

試驗(yàn)材料為利用原位法制備的TiB2·TiAl3/ 2024Al復(fù)合材料，TiB2和TiAl3質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為4%和8%。將K2TiF6和KBF4這2種鹽按一定比例分批加入850 ℃的2024Al熔體中，每次加入后進(jìn)行機(jī)械攪拌，除渣后對鋁熔體進(jìn)行超聲處理，獲得TiB2/2024Al熔體；將熔體溫度降至785 ℃后加入一定比例的Ti粉并進(jìn)行超聲處理，利用液態(tài)模鍛的方法制備復(fù)合材料坯料。采用標(biāo)準(zhǔn)試樣對材料進(jìn)行不同溫度（350、400、450、500 ℃）和不同應(yīng)變速率下（0.01、1 s?1）的熱壓縮試驗(yàn)。不同應(yīng)變率下應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖1所示。

Arrhenius方程[17]因具有簡單、準(zhǔn)確度高等優(yōu)點(diǎn)，廣泛用于描述復(fù)合材料的熱變形行為。根據(jù)熱壓縮數(shù)據(jù)建立復(fù)合材料的Arrhenius方程，其表達(dá)式為：

在熱變形過程中，當(dāng)溫度和變形量達(dá)到臨界值時(shí)復(fù)合材料會發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象，位錯(cuò)密度減小，晶粒長大。Avrami方程[18]被廣泛用來描述動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的程度，經(jīng)推導(dǎo)擬合其表達(dá)式為：

式中：Xrd為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)；ε、εc、εp分別為應(yīng)變、臨界應(yīng)變和峰值應(yīng)變。

1.2 有限元模型的建立

首先利用Solidworks軟件繪制模具及坯料的幾何模型，通過STL格式導(dǎo)入Deform-3D軟件，對復(fù)合材料進(jìn)行多向鍛造數(shù)值模擬。坯料尺寸為10 mm×10 mm×20 mm，坯料位于模具中心位置，沖頭在壓力作用下向下移動(dòng)，使坯料產(chǎn)生塑性變形，坯料在完成單向壓縮后的尺寸保持不變。多向鍛造示意圖及仿真模型如圖2所示。

圖2 多向鍛造示意圖及仿真模型

Deform-3D軟件材料庫中不存在TiB2·TiAl3/ 2024Al復(fù)合材料的本構(gòu)模型，通過Absoft Pro Fortran 8.0軟件將復(fù)合材料的本構(gòu)模型導(dǎo)入Deform-3D軟件中創(chuàng)建材料參數(shù)，在Grain選項(xiàng)中輸入再結(jié)晶模型，建立復(fù)合材料有限元模型。模擬時(shí)最小邊界尺寸為0.3 mm，坯料均勻劃分為3 500個(gè)四面體網(wǎng)格；根據(jù)步長一般為最小邊界尺寸的1/3～1/2，將其設(shè)置為0.1 mm。材料參數(shù)如下：彈性模量為68.9 GPa，泊松比為0.33，初始晶粒尺寸0為45.0 μm。多向鍛造工藝參數(shù)如下：坯料變形前初始溫度分別為350、400、450、500 ℃，模具溫度為200 ℃，模具下壓速度為0.8 mm/s，模具下壓行程為10 mm。另外剪切摩擦因數(shù)設(shè)置為0.3，熱傳導(dǎo)系數(shù)設(shè)置為11 W/(m·K)。

2 結(jié)果與分析

2.1 單向壓縮過程金屬流動(dòng)情況

在多向鍛造中，每個(gè)工步的變形可以看作不同方向上的單向壓縮過程，坯料在變形溫度為450 ℃時(shí)，第1工步變形情況如圖3所示。由圖3可以看出，在初始變形階段，由于模具對坯料的約束作用，坯料底面摩擦力較大，塑性變形很小，坯料頂面受到?jīng)_頭的作用向下移動(dòng)，迫使上部金屬向兩側(cè)流動(dòng)，金屬流線呈現(xiàn)“八”字形；坯料上部金屬流動(dòng)速率大，下部金屬流動(dòng)速率小，底面金屬幾乎不發(fā)生流動(dòng)。隨著變形程度的增加，下部金屬開始流動(dòng)，產(chǎn)生塑性變形；當(dāng)變形量繼續(xù)增大，坯料逐漸與模具側(cè)壁接觸，變形阻力增大，導(dǎo)致坯料的流動(dòng)速率減緩；進(jìn)一步變形，坯料已充滿除下模頂角以外的整個(gè)區(qū)域，坯料金屬被迫流向下模頂角處，此時(shí)模具頂角處坯料流動(dòng)速度迅速增大。

圖3 復(fù)合材料在單向壓縮過程中坯料金屬流動(dòng)分布

坯料在變形溫度為450 ℃時(shí)第1工步不同變形量下的等效應(yīng)變?nèi)鐖D4所示。觀察變形過程中等效應(yīng)變的變化情況可以發(fā)現(xiàn)，坯料受到模具的約束而變形不均勻。由于坯料表面與凹模內(nèi)壁及凸模頂面接觸存在摩擦作用，與模具接觸的坯料表面及附近區(qū)域受到摩擦阻力作用成為難變形區(qū)；坯料中心部位不直接與模具接觸，摩擦產(chǎn)生的變形阻力較小，為易變形區(qū)；位于易變形區(qū)外圍的區(qū)域金屬流動(dòng)性介于兩者之間，為自由變形區(qū)。難變形區(qū)在坯料表面區(qū)域呈楔形，此處的金屬流動(dòng)較為困難，只能向左右兩端流動(dòng)。在下壓過程中，易變形區(qū)和自由變形區(qū)首先發(fā)生變形，在坯料中心部位及對角線區(qū)域形成呈“X”形的區(qū)域，“X”形區(qū)域變形劇烈，具有較大的等效應(yīng)變。等效應(yīng)變分布規(guī)律不隨變形量的增加而發(fā)生改變；坯料難變形區(qū)隨著變形程度的增大逐步向易變形區(qū)和自由變形區(qū)轉(zhuǎn)變；易變形區(qū)的等效應(yīng)變由變形量15%時(shí)的0.77增大到變形量45%時(shí)的1.42。

圖4 復(fù)合材料在單向壓縮過程中等效應(yīng)變分布

2.2 鍛造溫度對材料的影響

為了研究多向鍛造溫度對材料組織的影響，對溫度分別為350、400、450、500 ℃的坯料進(jìn)行1道次鍛造成形仿真模擬，不同溫度下再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)及平均晶粒尺寸如圖5及圖6所示。

由圖5可以發(fā)現(xiàn)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的分布情況與等效應(yīng)變的分布類似，在坯料中心和對角線組成的“X”形區(qū)域內(nèi)發(fā)生較大程度的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，靠近坯料邊緣處動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度較小。隨著鍛造溫度的升高，“X”形區(qū)域的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度增大，且動(dòng)態(tài)再結(jié)晶區(qū)域所占的比例也明顯升高，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶不充分的區(qū)域所占比例下降。鍛造溫度明顯影響坯料的再結(jié)晶行為，升高變形溫度，原子的熱激活能隨之增大，發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所需的臨界應(yīng)變量降低，坯料更容易發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，且動(dòng)態(tài)再結(jié)晶更加充分。

圖5 不同溫度下動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)分布

圖6 不同溫度下平均晶粒尺寸分布

坯料中心截面的平均晶粒尺寸分布如圖6所示?？梢杂^察到，坯料整體平均晶粒尺寸小于45.0 μm，且越靠近中心部位平均晶粒尺寸越小，在靠近上下模具的坯料表面中心位置的平均晶粒尺寸較大；鍛造溫度為350 ℃時(shí)中心部位最小晶粒尺寸為21.9 μm，而晶粒尺寸最大達(dá)到38.1 μm。從圖6b—d可以看出，隨著變形溫度的升高，中心部位的粗大晶粒所占比例下降，逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小晶粒；難變形區(qū)域內(nèi)的晶粒尺寸同樣減小。這表明升高變形溫度，有助于坯料發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，從而細(xì)化晶粒。

圖7為坯料在不同鍛造溫度下鍛造1道次的平均晶粒尺寸及再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)統(tǒng)計(jì)結(jié)果?？梢园l(fā)現(xiàn)，高溫鍛造可以使坯料發(fā)生再結(jié)晶，但再結(jié)晶行為受溫度影響不大，溫度從350 ℃升至500 ℃，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)僅從65.0%升至69.7%；動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形成新的晶粒，坯料晶粒發(fā)生細(xì)化，隨著溫度的升高，平均晶粒尺寸由350 ℃時(shí)的24.6 μm降至500 ℃時(shí)的21.5 μm。

圖7 不同溫度下的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)及平均晶粒尺寸

2.3 鍛造道次對材料的影響

圖8為450 ℃時(shí)不同道次下坯料中心截面的等效應(yīng)變分布，可以發(fā)現(xiàn)，多向鍛造等效應(yīng)變分布規(guī)律與單向壓縮類似，在第1個(gè)道次，大應(yīng)變主要分布在易變形區(qū)和自由變形區(qū)組成的“X”形區(qū)域，最大達(dá)到5.5左右，與上下模具接觸的區(qū)域?yàn)殡y變形區(qū)，等效應(yīng)變最小，為0.8左右。在第2個(gè)道次，中心區(qū)域及兩端面部分區(qū)域應(yīng)變較大，中心區(qū)域最大應(yīng)變?yōu)?.0左右。鍛造3個(gè)道次后，除難變形區(qū)外，整體等效應(yīng)變趨于一致。對比圖8a—c發(fā)現(xiàn)，增大鍛造道次，等效應(yīng)變逐漸增加且分布均勻，“X”形區(qū)域的等效應(yīng)變逐漸增大，難變形區(qū)域的所占面積逐漸減小。

圖8 不同道次坯料中心截面的等效應(yīng)變分布

對不同道次坯料的等效應(yīng)變進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，如圖9所示?？芍?，每個(gè)道次的平均等效應(yīng)變?yōu)?.2。隨著應(yīng)變道次的增大，等效應(yīng)變數(shù)值逐漸增大，等效應(yīng)變較低的區(qū)域消失，等效應(yīng)變逐漸向平均等效應(yīng)變靠攏。

不同道次下中心截面的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)如圖10所示，鍛造1道次時(shí)，坯料的“X”形區(qū)域再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)明顯大于其他區(qū)域，且越靠近中心區(qū)域再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)越大。結(jié)合圖9a可知，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生在等效應(yīng)變大的區(qū)域，等效應(yīng)變越大動(dòng)態(tài)再結(jié)晶越充分。鍛造第2道次后，坯料內(nèi)部再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)達(dá)到80%左右，坯料表面受到模具的限制作用等效應(yīng)變較小，導(dǎo)致再結(jié)晶程度比較低。鍛造3個(gè)道次后，坯料再結(jié)晶比較充分，再結(jié)晶程度明顯高于前2個(gè)道次，整體再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)達(dá)到85%以上。

對鍛造溫度為450 ℃時(shí)不同工步下的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)及平均晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析，其結(jié)果如圖11所示。鍛造第1道次對坯料再結(jié)晶行為影響最大，坯料再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)為69.2%，平均晶粒尺寸則由鑄態(tài)的45.0 μm減小到21.9 μm，說明增大鍛造道次能促進(jìn)坯料發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，使晶粒尺寸減小。鍛造第2道次對坯料再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)及平均晶粒尺寸變化的影響顯著減小，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)從69.2%達(dá)到89.5%，平均晶粒尺寸從21.9 μm到16.3 μm，相對于第1道次，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶進(jìn)一步發(fā)生，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為已經(jīng)較為充分。經(jīng)過3道次鍛造后，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)升高到96.1%，平均晶粒尺寸減小到14.3 μm；與第2道次相比，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)及平均晶粒尺寸變化不大，這是因?yàn)榕髁辖?jīng)過第2道次鍛造后已經(jīng)充分再結(jié)晶，第3道次鍛造不會使材料組織明顯細(xì)化。

圖9 不同道次坯料中心截面的等效應(yīng)變直方圖

圖10 不同道次下中心截面的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)分布

圖11 不同鍛造工步下的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)及平均晶粒尺寸

2.4 多向鍛造顯微組織分析

為驗(yàn)證數(shù)值模擬方法的準(zhǔn)確性，對TiB2·TiAl3/ 2024Al復(fù)合材料在450 ℃時(shí)進(jìn)行3道次多向鍛造試驗(yàn)，坯料中心局部微觀組織的電子背散射衍射（EBSD）圖像如圖12所示?？梢钥闯觯赥iAl3顆粒附近變形比較劇烈，再結(jié)晶比較充分，晶粒尺寸較小，遠(yuǎn)離TiAl3顆粒處晶粒尺寸較大。450 ℃鍛造第3道次后，坯料的平均晶粒尺寸為15.6 μm，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)為93.6%。與試驗(yàn)結(jié)果對比，模擬結(jié)果誤差在10%以內(nèi)，證明數(shù)值模擬方法能夠準(zhǔn)確預(yù)測復(fù)合材料多向鍛造過程中的組織演化。

圖12 450 ℃鍛造3道次后微觀組織電子背散射衍射圖像

3 結(jié)論

基于數(shù)值模擬方法，對液態(tài)模鍛制備的原位TiB2·TiAl3/2024Al復(fù)合材料在多向鍛造變形過程中的流動(dòng)行為及組織變化進(jìn)行研究，得到以下結(jié)論。

1）單向壓縮變形時(shí)，坯料表面受到模具的摩擦作用導(dǎo)致金屬流動(dòng)性變差，金屬向側(cè)面流動(dòng)最終充滿整個(gè)型腔，“X”形區(qū)域等效應(yīng)變較大；在進(jìn)行多向鍛造時(shí)，坯料大應(yīng)變主要分布在“X”形區(qū)域，等效應(yīng)變隨著鍛造道次的增加而增大且逐漸均勻。

2）鍛造1道次時(shí)，鍛造溫度從350 ℃升至500 ℃，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)從65.0%升至69.7%，平均晶粒尺寸由24.6 μm降至21.5 μm。升高鍛造溫度可以促進(jìn)試驗(yàn)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，晶粒得到細(xì)化。

3）在450 ℃鍛造時(shí)，1道次鍛造后平均晶粒尺寸為21.9 μm，2道次鍛造后平均晶粒尺寸為16.3 μm，3道次鍛造后平均晶粒尺寸為14.3 μm，鍛造3道次后動(dòng)態(tài)再結(jié)晶比較充分。

4）在450 ℃時(shí)進(jìn)行3道次多向鍛造試驗(yàn)，坯料的平均晶粒尺寸為15.6 μm，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)為93.6%。與試驗(yàn)結(jié)果對比，模擬結(jié)果誤差在10%以內(nèi)，模擬結(jié)果準(zhǔn)確可靠。

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Numerical Simulation of Multi-directional Forging of TiB2·TiAl3/2024Al Composite

ZHANG Hong-ming1a, LI Xin1b, LI Yuan2, QI Lei3, LI Zhi-yong3, XIE Chang-hai3, ZHENG Jie3, GENG Hao-yu1b, CHEN Gang1b

(1. a. School of Ocean Engineering; b. School of Materials Science and Engineering, Harbin Institute of Technology (Weihai), Shandong Weihai 264209, China; 2. Technology Development Department, Beijing Satellite Manufacturing Co., Ltd., Beijing 100094, China; 3. Shandong North Binhai Machinery Co., Ltd., Shandong Zibo 255200, China)

The work aims to study the behavior of multi-directional forging metal flow in TiB2·TiAl3/2024 Al composite and the effects of forging temperature and forging passes on the recrystallization behavior and matrix grain size of the composite. The constitutive model and recrystallization kinetic model of TiB2·TiAl3/2024 Al composite were imported into Deform-3D finite element simulation software to establish the numerical simulation model of multi-directional forging of composite.The effects of forging temperature and forging passes on the multi-directional forging structure of composite were analyzed by numerical simulation. In the process of multi-directional forging deformation, severe plastic deformation and dynamic recrystallization were mainly distributed in the “X”-shaped region inside the specimen, and the maximum equivalent strain of single push down was 1.42. After one-pass forging, the forging temperature rose from 350 ℃ to 500 ℃, and the recrystallization volume fraction increased from 65.0% to 69.7%. The average grain size decreased from 24.6 μm at 350 ℃ to 21.5 μm at 500 ℃. At the forging temperature of 450 ℃, after one-pass forging, the recrystallization volume fraction was 69.2%, and the average grain size decreased from 45.0 μm to 21.9 μm; The volume fraction of recrystallization after two-pass forging was 89.5%, and the average grain size was 16.3 μm. After three-pass forging, the recrystallization volume fraction of the specimen was 96.1%, and the average grain size was 14.3 μm. Compared with the experimental results, the simulation results were accurate and reliable. The dynamic recrystallization of specimen can be promoted by increase of forging temperature and forging passes, thus achieving grain refinement.

aluminum matrix composite; multi-directional forging; numerical simulation; dynamic recrystallization; grain refinement

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.04.006

TG314

A

1674-6457(2022)04-0046-09

2021-12-14

國家自然科學(xué)基金（51905122；51875121）；山東省自然科學(xué)基金（ZR2019MEE039）；山東省重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃（2020CXGC010303）

張鴻名（1984—），男，博士，副教授，主要研究方向?yàn)榻饘偌敖饘倩鶑?fù)合材料塑性成形。

陳剛（1986—），男，博士，教授，主要研究方向?yàn)榻饘偌敖饘倩鶑?fù)合材料塑性成形。

責(zé)任編輯：蔣紅晨