基于DEFORM–3D的7A85大規(guī)格鑄錠鐓粗拔長工藝優(yōu)化研究

樊振中，王亮，宋偉，許晨玲，焦興貴，李紹威，蔣興強，陸政

基于DEFORM–3D的7A85大規(guī)格鑄錠鐓粗拔長工藝優(yōu)化研究

樊振中1,2，王亮1,2，宋偉1,2，許晨玲3，焦興貴3，李紹威3，蔣興強3，陸政1,2

（1.中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095；2.北京市先進鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095；3.大連匯程鋁業(yè)有限公司，遼寧 大連 116105）

為滿足結(jié)構(gòu)艙段用高強高韌鋁合金寬幅薄壁高筋整體成形壁板擠壓制備需求，在保證組織與性能均勻性的同時，進一步提高鑄錠利用率。采用萬能力學(xué)性能試驗機測試力學(xué)性能，結(jié)合金相顯微鏡與掃描電鏡完成組織與斷口形貌觀察。7A85半連續(xù)鑄錠在300 ℃砧板模具溫度下拔長與4.0長徑比鐓粗時，鑄錠整體應(yīng)力分布最為均衡。晶界處殘存的耐熱高溫相由連續(xù)線狀轉(zhuǎn)變?yōu)榉稚Ⅻc狀與折線狀，鑄錠顯微組織和性能一致性較高，利于后續(xù)擠壓制備。利用DEFORM–3D數(shù)值模擬軟件，可對7A85大規(guī)格半連續(xù)鑄錠拔長與鐓粗過程的流變應(yīng)力與等效應(yīng)變分布進行有效預(yù)測，結(jié)合鑄錠不同區(qū)域的受力分析與整體全速度矢量分布，可以準(zhǔn)確判斷工藝的合理性和可行性。砧板模具溫度與鑄錠長徑比，對7A85半連續(xù)鑄錠400 ℃拔長鐓粗過程流變應(yīng)力分布影響明顯，可有效改善晶界處殘存耐熱高溫相的分布形態(tài)，提高材料的組織均勻性與力學(xué)性能。

7A85鋁合金；DEFORM-3D；鐓粗拔長；流變應(yīng)力；等效應(yīng)變；微觀組織演變

鋁合金因密度低、比強度高、耐腐蝕和良好的成形性能及可回收利用等工藝特性，是目前汽車輕量化設(shè)計制造領(lǐng)域的首選材料[1]。同時，考慮到鋁合金優(yōu)異的高強、高韌、耐蝕、高損傷容限等性能，在戰(zhàn)斗機、直升機、民用機領(lǐng)域也得到了廣泛的推廣應(yīng)用[2-9]。近年來，作為現(xiàn)役低成本、可修復(fù)、耐蝕的金屬結(jié)構(gòu)材料，高強韌鋁合金材料在大型運輸機、運載火箭、商業(yè)航天等領(lǐng)域應(yīng)用日臻成熟[10]。另外，在超高壓輸電、船舶制造、石油化工等民用市場領(lǐng)域的應(yīng)用范圍也在不斷擴大[11]。

鋁合金材料從制造工藝而言，可分為鑄造鋁、變形鋁、粉末鋁、鋁鋰等；從材料成分上區(qū)分，又可分為Al?Cu、Al?Si、Al?Mg、Al?Mg?Si、Al?Mn、Al?Zn、Al?Li、Al?Zn?Mg?Cu系等；從材料強化手段上可簡單分為熱處理與非熱處理強化型。7×××系鋁合金（Al?Zn?Mg?Cu系）經(jīng)T6、T7、T8等熱處理后可同時具備高強度、高韌性與較佳的耐蝕、耐疲勞性能，因此目前為航空航天主選的結(jié)構(gòu)材料之一。在飛機蒙皮、火箭艙段制造領(lǐng)域，近年來選用高強高韌鋁合金整體結(jié)構(gòu)壁板已成為研究熱點，與傳統(tǒng)的鉚接工藝相比，選用整體結(jié)構(gòu)壁板結(jié)構(gòu)可靠性高、制造效率高、生產(chǎn)周期短且制造成本低。國內(nèi)的中航工業(yè)北京航空制造工程研究所、北京航空材料研究院、中南大學(xué)、齊齊哈爾一重、青海國鑫鋁業(yè)等公司都已開始進行高強韌鋁合金整體結(jié)構(gòu)壁板的制造研究工作。大連交通大學(xué)趙穎等[12]采用HyperXtrude軟件，對6063鋁合金壁板連續(xù)擠壓過程進行了建模與仿真計算，研究了擠壓過程中的金屬流動規(guī)律，對導(dǎo)流模結(jié)構(gòu)設(shè)計進行了優(yōu)化，實現(xiàn)了6063寬幅壁板的連續(xù)擠壓生產(chǎn)。四川大學(xué)的王艷芬[13]結(jié)合正交試驗，研究了寬展模具結(jié)構(gòu)參數(shù)對擠壓過程金屬流速、擠壓載荷、模具應(yīng)力的影響，完成了對寬展模具的結(jié)構(gòu)優(yōu)化。西南鋁業(yè)的劉靜安[14]從應(yīng)用趨勢、擠壓設(shè)備、材料性能、制造工藝等多個方面對鋁合金擠壓壁板進行了論述討論。目前國內(nèi)對鋁合金整體結(jié)構(gòu)壁板開展的研究工作相對還較少，這幾年正成為鋁合金制造領(lǐng)域的研究熱點。

對鋁合金整體結(jié)構(gòu)壁板制造而言，大規(guī)格高冶金質(zhì)量半連續(xù)鑄錠的制備是關(guān)鍵和首要工序。7×××系鋁合金因添加了較高含量的Cu、Mg、Zn元素，在半連續(xù)鑄造時難免會產(chǎn)生疏松、夾渣和縮孔等冶金缺陷，因此在用于進行整體結(jié)構(gòu)壁板擠壓前，需對其進行鐓粗或拔長處理，以壓合疏松、縮孔，破碎合金中的雜質(zhì)及難熔的粗大第二相等，從而改善鑄態(tài)組織。同時，鐓粗拔長結(jié)合擠壓筒的尺寸也可對半連續(xù)鑄錠作校形處理。蘭州裝備工程研究院的李國洲[15]采用Forge仿真軟件，對下壓速度、鍛造火次、鐓粗方式進行了仿真計算優(yōu)化，可對鐓粗壓力進行精確預(yù)測。中南大學(xué)的羅國云等[16]研究了模具溫度對7A85鋁合金鍛件變形均勻性的影響，指出當(dāng)模具溫度高于400 ℃時，鍛件邊界區(qū)域出現(xiàn)了部分再結(jié)晶纖維組織，鍛件溫度均勻性隨著模具溫度的升高不斷增加，通過提高模具溫度可大幅改善鍛件的組織均勻性。有研究者[17-19]采用數(shù)值模擬方法，研究了鐓粗過程中應(yīng)力分布情況，通過對計算數(shù)學(xué)模型的優(yōu)化，可精確定量出鐓粗過程中半連續(xù)鑄錠內(nèi)部的應(yīng)力分布值。諸多研究者[20-26]研究了7×××系鋁合金在鐓粗拔長變形過程中的組織演變規(guī)律及機理，通過選擇合適的鐓粗拔長工藝參數(shù)，有效地細化了鑄態(tài)組織，改善了合金的力學(xué)性能各向異性。7A85鋁合金作為第4代高強韌鋁合金材料，具有淬透性高、強度高、塑性高、力學(xué)性能各向異性小等優(yōu)點，最適宜制造大規(guī)格整體結(jié)構(gòu)壁板。目前從已公開報道的研究工作來看，針對7A85大規(guī)格半連續(xù)鑄錠開展的鐓粗拔長研究相對較少。為此，以大規(guī)格7A85半連續(xù)鑄錠為研究對象，采用Deform- 3D軟件對其鐓粗拔長變形過程中的流變應(yīng)力、等效應(yīng)變分布進行計算分析，可為其工程化推廣應(yīng)用提供工藝參考與數(shù)據(jù)支撐。

1 材料成分與數(shù)學(xué)計算模型

1.1 材料成分

實驗所用7A85鋁合金由北京航空材料研究院自行熔鑄，其化學(xué)成分見表1。將工業(yè)純鋁錠放入電阻熔化爐內(nèi)，加熱至820 ℃，待純鋁錠全部熔化后加入工業(yè)純銅錠、Al?5Zr中間合金、Al?5Ti?B中間合金、工業(yè)純鋅錠與工業(yè)純鎂錠并持續(xù)攪拌，采用六氯乙烷與氬氣進行旋轉(zhuǎn)噴吹20～25 min后再經(jīng)在線分析與在線除氣后靜置30 min，在715～720 ℃時在半連續(xù)鑄造機上完成半連續(xù)鑄錠澆鑄，均勻化退火熱處理制度為（430±5）℃/8 h和（460±5）℃/24 h雙級均勻化，均勻化熱處理后隨爐冷卻至室溫。金相試樣經(jīng)過由粗到細的砂紙分別進行打磨，再用粒度為0.5 μm的氧化鋁粉進行拋光，用Keller試劑進行腐蝕，由萊卡DM3400M光學(xué)顯微鏡完成金相組織觀察，斷口分析由日本JEOL公司JSM?IT200型掃描電鏡完成。

表1 7A85鋁合金化學(xué)成分

Tab.1 Chemical compositions of 7A85 aluminum alloy

1.2 數(shù)學(xué)計算模型

采用DEFORM有限元軟件對7A85大規(guī)格半連續(xù)鑄錠的鐓粗拔長過程進行仿真計算。在金屬塑性成型過程中，對于大多數(shù)體積成型問題，需要將彈性變形量考慮進金屬材料的塑性變形中，因此7A85大規(guī)格半連續(xù)鑄錠材料計算模型選用熱彈塑性模型，計算公式見式（1）—（4）。試驗測試了7A85鋁合金大規(guī)格半連續(xù)鑄錠經(jīng)均勻化熱處理后在不同測試溫度下的應(yīng)力?應(yīng)變曲線（圖1）；同時，構(gòu)建了滿足溫度與流變應(yīng)力之間的Arrhenius材料本構(gòu)模型（式（5））。采用DEFORM?3D有限元軟件中的四面體網(wǎng)格剖分模型，對7A85半連續(xù)鑄錠的鐓粗拔長模型進行網(wǎng)格剖分，在網(wǎng)格剖分時對半連續(xù)鑄錠鐓粗拔長與上、下砧板接觸部位進行了細化處理，并建立了金字塔單元，以保證模型在仿真計算過程中的穩(wěn)定性與計算精度。

式中：為應(yīng)變；e為彈性應(yīng)變；p為塑性應(yīng)變。

式中：為應(yīng)力；Δ為應(yīng)力增量；Δ為應(yīng)變增量；e為彈性階段的彈性矩陣，應(yīng)力與應(yīng)變關(guān)系符合Hooke定律；ep為彈塑性階段當(dāng)材料所受等效外力達到屈服點時，應(yīng)力與應(yīng)變之間的彈塑性矩陣。

式中：υ0是鑄錠在初始狀態(tài)時的體積；S0是鑄錠初始態(tài)的表面積；p0 i是鑄錠表面S0σ上的應(yīng)力矢量的分量；F0 i是鑄錠初始態(tài)的體積力；是鑄錠內(nèi)部各點的應(yīng)變狀態(tài)；δυi是鑄錠內(nèi)質(zhì)點的虛速度，即υi=υi(a,t)。

2 砧板模具溫度對拔長過程流變應(yīng)力和等效應(yīng)變分布影響

7A85半連續(xù)鑄錠直徑為900 mm，擠壓筒直徑為650 mm，擠壓制備前需對半連續(xù)鑄錠作拔長校形處理。拔長前對7A85半連續(xù)鑄錠在（400±10）℃作保溫6～8 h預(yù)熱處理。7A85半連續(xù)鑄錠在拔長校形過程中的結(jié)構(gòu)變化示意圖見圖2。由圖2a可見，拔長起始階段鑄錠上、下兩端點與上、下砧板模具平面為點接觸，隨著上砧板持續(xù)下壓，鑄錠結(jié)構(gòu)形式由圓形轉(zhuǎn)變?yōu)闄E方形。拔長過程對鑄錠作結(jié)構(gòu)簡化處理，按表面積不變原則，可將7A85半連續(xù)圓錠簡化為正方錠，長度尺寸為800 mm，拔長過程結(jié)構(gòu)示意圖見圖2b。7A85正方錠寬度、高度均為800 mm，長度為1 000 mm，上、下砧板長度為1 600 mm、寬度為1 200 mm、高度為200 mm，材質(zhì)為H13模具鋼。7A85半連續(xù)鑄錠拔長過程溫度設(shè)置為400 ℃，環(huán)境溫度為20 ℃，7A85半連續(xù)鑄錠與上、下砧板之間的摩擦因數(shù)設(shè)置為0.25，鑄錠與上、下砧板的傳熱系數(shù)設(shè)置為3.0 W/(K×m2)，鑄錠與空氣的傳熱系數(shù)設(shè)置為0.02 W/(K×m2)，上砧板下壓速度為10 mm/s，總下壓行程為150 mm，鑄錠網(wǎng)格剖分?jǐn)?shù)量為32 000個。為了研究砧板模具溫度對7A85半連續(xù)鑄錠拔長過程流變應(yīng)力、等效應(yīng)變分布的影響，上、下砧板模具溫度設(shè)置為100、200、300、400 ℃。

在不同砧板模具溫度下7A85鑄錠拔長過程流變應(yīng)力分布見圖3。由圖3的仿真計算結(jié)果可知，上砧板下壓完成后，7A85鑄錠與上、下砧板接觸部位受上砧板壓縮作用而受壓應(yīng)力，且隨著砧板模具溫度上升，壓應(yīng)力作用區(qū)域面積逐漸增大；鑄錠心部區(qū)域在上砧板下壓過程中，體積不斷膨脹而受拉應(yīng)力，且隨著砧板模具溫度上升，拉應(yīng)力作用區(qū)域面積不斷下降，心部區(qū)域拉應(yīng)力峰值較小，低于10 MPa。在不同砧板模具溫度下7A85鑄錠拔長過程全速度分布見圖4。結(jié)合圖4仿真計算結(jié)果可知，隨著上砧板的持續(xù)下壓，全速度矢量峰值出現(xiàn)于上砧板部位，7A85鑄錠全速度矢量由上至下逐漸減小，下砧板部位全速度矢量數(shù)值為3.47～6.93 mm/s，鑄錠心部區(qū)域全速度矢量數(shù)值為6.93～10.4 mm/s。當(dāng)砧板模具溫度設(shè)置為300 ℃時，7A85鑄錠內(nèi)部全速度矢量分布最為均勻（圖4c）。

圖2 7A85半連續(xù)鑄錠拔長過程結(jié)構(gòu)變化

圖3 不同砧板模具溫度下7A85鑄錠拔長過程流變應(yīng)力分布

在不同砧板模具溫度下7A85鑄錠拔長過程等效應(yīng)變分布計算結(jié)果見圖5。由圖5可知，7A85鑄錠在拔長過程中隨著上砧板的持續(xù)下壓，鑄錠受下壓力作用將發(fā)生塑性變形，壓合鑄錠內(nèi)部的微氣孔、疏松等冶金缺陷；同時，隨著下壓力的持續(xù)增大，鑄錠內(nèi)部將發(fā)生大塑性應(yīng)變，沿著7A85鑄錠外表面由外至內(nèi)等效應(yīng)變持續(xù)增加，峰值等效應(yīng)變出現(xiàn)于鑄錠心部區(qū)域，峰值范圍為0.363～0.436?？紤]到7A85鑄錠還要進行擠壓制備，若鑄錠在拔長過程發(fā)生較大的塑性應(yīng)變，將在鑄錠內(nèi)部引入大量的位錯、空位，鑄錠強度不斷增加，擠壓應(yīng)力將持續(xù)上升，不利于復(fù)雜構(gòu)型結(jié)構(gòu)的擠壓制備。當(dāng)砧板模具溫度設(shè)置為300 ℃時，由圖5c可知，此時等效應(yīng)變分布區(qū)域及峰值主要位于鑄錠與上、下砧板接觸部位，鑄錠內(nèi)部并未發(fā)生過大的等效應(yīng)變，在壓合鑄錠內(nèi)部的冶金缺陷的同時，也利于后續(xù)擠壓制備工序的開展。在不同砧板模具溫度下7A85鑄錠拔長過程受力仿真計算結(jié)果見圖6，分別在7A85鑄錠上端、心部與側(cè)端等3個區(qū)域進行了取點受力分析。

當(dāng)砧板模具溫度≤300 ℃時，7A85鑄錠上端區(qū)域受拉應(yīng)力，且隨著上砧板持續(xù)下壓拉應(yīng)力持續(xù)增加，并隨著砧板模具溫度上升拉應(yīng)力先下降后上升；當(dāng)砧板模具溫度設(shè)置為300 ℃時，鑄錠上端區(qū)域拉應(yīng)力取得最大值，峰值拉應(yīng)力約為34.8 MPa；7A85鑄錠心部區(qū)域受壓應(yīng)力，且隨著上砧板持續(xù)下壓連續(xù)上升，不同砧板模具溫度下鑄錠心部區(qū)域所受壓應(yīng)力基本一致，峰值壓應(yīng)力均為–28.4 MPa。當(dāng)砧板模具溫度設(shè)置為400 ℃時，鑄錠上端區(qū)域受壓應(yīng)力作用，且隨著上砧板持續(xù)下壓不斷上升，峰值壓應(yīng)力約為–16.7 MPa（圖6b）；鑄錠心部區(qū)域受拉應(yīng)力，且隨著上砧板持續(xù)下壓不斷增加，峰值拉應(yīng)力約為32.4 MPa（圖6c）；7A85鑄錠側(cè)端受力結(jié)果見圖6d，側(cè)端區(qū)域受拉應(yīng)力，且隨著砧板模具溫度的上升先上升后下降，隨著上砧板的持續(xù)下壓連續(xù)增加，當(dāng)砧板模具溫度為200 ℃時，最大峰值拉應(yīng)力約為24.2 MPa。

圖4 不同板頭模具溫度下7A85鑄錠拔長過程全速度分布

圖5 不同砧板模具溫度下7A85鑄錠拔長過程等效應(yīng)變分布

結(jié)合圖4–5的仿真計算結(jié)果可知，壓合7A85鑄錠內(nèi)部的冶金缺陷，能夠?qū)崿F(xiàn)對7A85鑄錠的校形處理，便于后續(xù)的擠壓制備；7A85鑄錠心部區(qū)域在上砧板的下壓過程受壓應(yīng)力作用時，可對鑄錠心部區(qū)域微缺陷進行壓合，以提高鑄錠致密度；同時應(yīng)盡量避免鑄錠內(nèi)部產(chǎn)生過大的塑性應(yīng)變，造成材料硬度上升，導(dǎo)致后續(xù)擠壓制備過程擠壓應(yīng)力過大，砧板模具溫度為300 ℃最為合理。

圖6 不同砧板模具溫度下7A85鑄錠拔長過程各部位受力分析

3 長徑比對鐓粗過程流變應(yīng)力和等效應(yīng)變分布影響

7A85鋁合金因Zn、Cu、Mg元素添加量較高，在進行大直徑鑄錠半連續(xù)澆鑄時易產(chǎn)生疏松、氣孔與熱裂缺陷，實際生產(chǎn)一般多為300～600 mm規(guī)格，考慮到7A85半連續(xù)鑄錠后續(xù)的擠壓制備工序，可對鑄錠作鐓粗校形處理。試驗鑄錠直徑為520 mm，扒皮后直徑為500 mm，擠壓筒直徑為650 mm，最小擠壓長度為900 mm，按照體積不變假設(shè)條件可推知，直徑500 mm鑄錠鐓粗前的最小下料備尺≥1 521 mm。為了研究長徑比對7A85半連續(xù)鑄錠鐓粗過程流變應(yīng)力與等效分布的影響，試驗設(shè)計5種不同的長徑比（表2）。7A85半連續(xù)鑄錠鐓粗上、下砧板尺寸為1 500 mm× 1 500 mm×200 mm，鐓粗過程7A85鑄錠溫度設(shè)定為恒溫值（400 ℃）；上、下砧板模具溫度由拔長過程仿真計算結(jié)果設(shè)定，恒為300 ℃，環(huán)境溫度為20 ℃。為了更為精確地模擬實際鐓粗過程，模擬過程采用位移載荷來模擬壓機的靜壓力，上砧板下壓速度按表2中的工藝參數(shù)進行設(shè)置，鑄錠坯料與上、下砧板之間的摩擦因數(shù)設(shè)置為0.3，鑄錠坯料與上、下砧板的傳熱系數(shù)設(shè)置為3.0 W/(K·m2)，鑄錠坯料與空氣的傳熱系數(shù)設(shè)置為0.02 W/(K·m2)，7A85半連續(xù)鑄錠網(wǎng)格剖分?jǐn)?shù)量為32 000個。

表2 7A85鑄錠鐓粗長徑比與工藝參數(shù)

Tab.2 The upsetting aspect ratio and process parameter table of 7A85 ingot

不同長徑比下7A85鑄錠鐓粗過程流變應(yīng)力分布計算結(jié)果見圖7。由圖7可知，7A85鑄錠鐓粗變形時，鑄錠整體受拉應(yīng)力作用，受鐓粗過程鑄錠與上、下砧板摩擦作用影響，峰值應(yīng)力位于鑄錠與上、下砧板接觸區(qū)域頂角部位，約為40 MPa；隨著7A85鑄錠長徑比不斷增加，鐓粗過程鑄錠失穩(wěn)趨勢愈加明顯，當(dāng)鑄錠長徑比升至5.6與6.4時，7A85鑄錠在鐓粗時極易產(chǎn)生折彎（圖7d—e）。不同長徑比的7A85鑄錠鐓粗過程全速度矢量分布見圖8，沿鑄錠頂部自上而下，全速度矢量逐漸減小，隨著鑄錠長徑比增加，鑄錠心部全速度矢量數(shù)值不斷上升，分布密集程度連續(xù)增加，且全速度矢量分布方向由垂直方向演變?yōu)檩椛渚€狀，折彎風(fēng)險不斷上升。

不同長徑比的7A85鑄錠鐓粗過程等效應(yīng)變分布計算結(jié)果見圖9。由圖9可知，隨著長徑比增加，7A85鑄錠內(nèi)部等效應(yīng)變分布密集程度先降低后增加，小長徑比的7A85鑄錠鐓粗后等效應(yīng)變峰值較低，約為0.007 96，位于鑄錠心部區(qū)域；當(dāng)長徑比升至6.4時，7A85鑄錠內(nèi)部等效應(yīng)變分布較為混亂，等效應(yīng)變峰值略有降低，約為0.006 84?？紤]到7A85鑄錠后續(xù)還要進行擠壓制備，因此在鐓粗過程應(yīng)盡量避免鑄錠內(nèi)部產(chǎn)生較大的塑性應(yīng)變，以免造成材料硬度上升，導(dǎo)致擠壓應(yīng)力過高。結(jié)合圖9可知，當(dāng)長徑比選擇為4.0與5.6時，7A85鑄錠內(nèi)部等效應(yīng)變僅分布在與上、下砧板接觸部位，鑄錠內(nèi)部并未產(chǎn)生嚴(yán)重的塑性等效應(yīng)變，但長徑比選擇為5.6時，7A85鑄錠已發(fā)生明顯的折彎，在鐓粗時極易失穩(wěn)。因此，應(yīng)優(yōu)先選擇長徑比為4.8進行下料，并完成7A85鑄錠的鐓粗校形。

圖7 不同長徑比的7A85鑄錠鐓粗過程流變應(yīng)力分布

圖8 不同長徑比的7A85鑄錠鐓粗過程全速度分布

圖9 不同長徑比的7A85鑄錠鐓粗過程等效應(yīng)變分布

不同長徑比的7A85鑄錠鐓粗過程各部位受力見圖10，分別在鑄錠頂端、心部與側(cè)端等3個區(qū)域進行了取點受力分析。鑄錠頂端1點處在鐓粗過程受壓應(yīng)力作用，且隨著鐓粗過程的進行，壓應(yīng)力持續(xù)增加且隨著長徑比的增加先下降后上升，峰值壓應(yīng)力出現(xiàn)于長徑比為3.2時7A85鑄錠鐓粗過程，為–4.64 MPa（圖10b）。鑄錠心部2點處在鐓粗過程隨著長徑比增加，先受拉應(yīng)力，之后轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力，且隨著長徑比增加壓應(yīng)力持續(xù)下降，應(yīng)力峰值較低（圖10c）。鑄錠側(cè)端3點處在鐓粗過程受拉應(yīng)力作用，且隨著長徑比增加，拉應(yīng)力先下降后上升，當(dāng)長徑比為3.2時取得最大拉應(yīng)力，峰值約為1.2 MPa（圖10d）。結(jié)合圖10可知，當(dāng)鑄錠鐓粗保溫溫度為400 ℃，上、下砧板模具溫度設(shè)置為300 ℃時，7A85鑄錠在不同長徑比鐓粗過程中，鑄錠頂端、心部與側(cè)端區(qū)域所受應(yīng)力峰值較小，不會產(chǎn)生拉伸斷裂，但隨著長徑比的增加，大長徑比下鐓粗時7A85鑄錠易產(chǎn)生失穩(wěn)，出現(xiàn)折彎，增加了后續(xù)擠壓制備的工藝難度。

圖10 不同長徑比的7A85鑄錠鐓粗過程各部位受力分析

4 微觀組織演變分析

7A85鑄錠微觀組織分析測試結(jié)果見圖11。由圖11a—b可知，7A85半連續(xù)鑄錠由于Zn、Cu元素添加含量較高，經(jīng)雙級均勻化熱處理后，典型的鑄態(tài)枝晶組織已基本消除，沿晶界殘存了少量的耐熱高溫相；均勻化熱處理后仍可在鑄錠內(nèi)部觀察到微觀疏松缺陷，見圖11箭頭位置所示。經(jīng)拔長校形處理后，鑄錠內(nèi)部的微觀疏松缺陷在壓合力作用下完全彌合，晶界處殘存的耐熱高溫相分布由連續(xù)線狀轉(zhuǎn)變?yōu)榉稚Ⅻc狀，消除了耐熱高溫相對7A85合金在力學(xué)性能測試過程中的切割作用。結(jié)合圖11e—f可知，7A85半連續(xù)鑄錠經(jīng)鐓粗校形處理后，鑄錠內(nèi)部的微觀疏松缺陷彌合消失，晶界處殘存的耐熱高溫相沿徑向與軸向分布形貌由連續(xù)曲線狀轉(zhuǎn)為折線狀分布，晶界殘存耐熱高溫相的分布更加均勻。不同狀態(tài)下7A85半連續(xù)鑄錠力學(xué)性能測試結(jié)果見圖12。由圖12可知，7A85半連續(xù)鑄錠經(jīng)雙級均火熱處理后的平均抗拉強度、屈服強度與伸長率分別為289 MPa、186 MPa與5%，經(jīng)鐓粗校形處理后鑄錠平均抗拉強度、屈服強度與伸長率分別為371 MPa、220 MPa與15.8%，經(jīng)拔長校形處理后鑄錠平均抗拉強度、屈服強度與伸長率分別為348 MPa、192 MPa與16.6%。7A85鑄錠經(jīng)鐓粗校形與拔長校形處理后，合金材料強度得到有效提高且伸長率提升明顯，便于后續(xù)擠壓制備。

7A85鑄錠不同狀態(tài)斷口形貌SEM分析結(jié)果見圖13。由圖13a可知，7A85鑄錠均勻化熱處理態(tài)斷裂機制為沿晶斷裂和韌窩斷裂，以沿晶斷裂為主，韌窩形貌為不規(guī)則多邊形狀，見圖13a中箭頭位置所示。7A85均勻化熱處理態(tài)鑄錠經(jīng)拔長校形與鐓粗校形處理后，斷裂機制為典型的韌窩斷裂，與均勻化熱處理態(tài)相比，韌窩平均尺寸更為細小，且韌窩形貌近似球狀，見圖13b箭頭位置所示。與拔長校形處理相比，經(jīng)鐓粗校形處理后7A85鑄錠內(nèi)部更為致密，韌窩分布更為密集，見圖13c線框位置所示。

圖11 7A85鑄錠微觀組織金相分析

圖12 7A85鑄錠力學(xué)性能測試分析

圖13 7A85鑄錠斷口形貌分析

5 結(jié)論

1）7A85半連續(xù)鑄錠拔長過程等效應(yīng)變峰值出現(xiàn)于鑄錠心部，隨著砧板模具溫度持續(xù)上升，鑄錠頂端受力由拉應(yīng)力轉(zhuǎn)為壓應(yīng)力且持續(xù)增加，心部受力由壓應(yīng)力轉(zhuǎn)為拉應(yīng)力且連續(xù)上升，側(cè)端持續(xù)受拉應(yīng)力且先上升后下降，砧板模具溫度為300 ℃時經(jīng)拔長處理的鑄錠最利于擠壓制備。

2）7A85半連續(xù)鑄錠鐓粗過程隨鑄錠長徑比持續(xù)上升，全速度矢量連續(xù)增加，分布形態(tài)由直線狀演變?yōu)檩椛錀l線狀，頂端受壓應(yīng)力且先下降后上升，心部由拉應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力并連續(xù)下降，側(cè)端受拉應(yīng)力且先下降后上升，當(dāng)鑄錠長徑比為4.0時7A85半連續(xù)鑄錠鐓粗過程應(yīng)力分布最為均衡。

3）7A85半連續(xù)鑄錠晶界殘存耐熱高溫相拔長過程由連續(xù)線狀轉(zhuǎn)變?yōu)榉稚Ⅻc狀，材料平均抗拉強度、屈服強度與伸長率分別為348 MPa、192 MPa與16.6%，鐓粗時耐熱高溫相由連續(xù)曲線狀分布轉(zhuǎn)變?yōu)檎劬€狀，材料力學(xué)性能分別為371 MPa、220 MPa與15.8%；與均火態(tài)相比，經(jīng)拔長與鐓粗處理后材料斷裂機制由沿晶斷裂和韌窩斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g窩斷裂，不規(guī)則多邊形狀韌窩演變?yōu)榧毿∏驙睢?/p>

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Study on Upsetting and Drawing Process Optimization of 7A85 Large Size Ingot Based on DEFORM-3D

FAN Zhen-zhong1,2, WANG Liang1,2, SONG Wei1,2, XU Chen-ling3, JIAO Xing-gui3, LI Shao-wei3, JIANG Xing-qiang3, LU Zheng1,2

(1. Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China; 2. Beijing Advanced Engineering Technology and Application Research Center of Aluminum Materials, Beijing 100095, China; 3.Dalian Huicheng Aluminum Co., Ltd., Liaoning Dalian 116105, China)

The influence of the mold temperature and aspect ratio on the flow stress and equivalent strain was studied in this paper. The stress distribution attains the most balanced value when the mold temperature and the L/D ratio reaches 400 ℃ and 4.0, the residual heat-resistant phases distributed nearby the grain boundary change from continuous linear to dispersed dot and polyline, a higher consistency is beneficial to an extrusion process for 7A85 aluminum ingot. DEFORM-3D numerical simulation software can effectively predict the flow stress and equivalent strain distribution in the upsetting and drawing process, also the rationality and feasibility of the process can be accurately judged by combining the force analysis in different regions of the ingot and the total velocity distribution. The flow stress distribution was significantly affected by the mold temperature and the L/D ratio when the ingot was heated at 400 ℃, which could effectively improve the distribution morphology of the residual heat-resistant phases, improving the microstructure uniformity and mechanical properties.

7A85 aluminum alloy; DEFORM-3D; upsetting and drawing; flow stress; equivalent strain; microstructure evolution

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.12.014

TG316.2+1

A

1674-6457(2022)12-0128-12

2022–02–10

樊振中（1985—），男，博士，高級工程師，主要研究方向為高強韌復(fù)雜薄壁構(gòu)件整體精密成型。