文／丁永根，李萍，薛克敏，王薄笑天·合肥工業(yè)大學

Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金作為一種輕質結構材料，在專用機器、航空航天以及核工業(yè)等領域實現了廣泛應用。它具有很多優(yōu)良特性，如密度低、抗拉強度高、加工性能好以及焊接性能優(yōu)良等。因此，它有望在許多關鍵領域取代昂貴的鈦合金，成為一種重要的輕質結構材料。大量研究表明，高壓扭轉工藝（HPT）作為一種典型的大塑性變形技術（SPD），它能產生很強的剪切作用力，獲得較大的應變量，使得它在細化晶粒、提高材料綜合力學性能方面具有很多獨特的優(yōu)勢。本文采用了DEFORM-3D有限元模擬軟件，對Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金圓形件的高壓扭轉過程進行模擬仿真。結合數值模擬結果開展高壓扭轉實驗，對變形后的試樣進行一系列性能測試，分析高壓扭轉工藝參數對Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金微觀組織和性能的影響，為獲得綜合力學性能較優(yōu)的鋁合金產品提供理論指導。

有限元模擬分析

在高壓扭轉變形過程中，如何避免金屬與模具表面間的打滑，確保扭矩施加到坯料表面，是保證金屬發(fā)生剪切變形的關鍵。因此，在沖頭和凹模的表面分別設計出8個均勻分布的扇形凹槽，每個凹槽深度1.5mm，以此增大模具與坯料之間的摩擦作用。數值模擬分析借助于DEFORM-3D有限元軟件，具體模擬工藝參數如下：采用餅形坯料，坯料尺寸為φ50mm×35mm；采用等溫成形工藝，成形溫度為380℃；沖頭下行速度0.50mm/s，凹模扭轉角速度為0.10rad/s，坯料與模具間摩擦系數為0.25。

成形過程分析

圖1所示為Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金餅形件高壓扭轉成形過程。成形初期凹模不旋轉，金屬在沖頭擠壓作用下沿徑向流動的同時填充模具表面扇形凹槽，為后續(xù)高壓扭轉變形做好準備[圖1(b)]；當金屬剛要發(fā)生反擠時凹模旋轉，進入壓扭復合成形階段，凹模扭轉完設定的圈數后模擬結束[圖1(c)]。可以發(fā)現，高壓扭轉變形結束后，坯料上下端面扇形溝槽輪廓清晰，最外側有少量飛邊產生。

圖1 Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金圓形件成形過程

等效應變分析

等效應變的分布及大小直接反映了高壓扭轉累積變形量的多少，對成形工藝的制定和預測晶粒細化能力具有重要的指導作用。不同扭轉圈數條件下坯料的等效應變分布如圖2所示，為了觀察坯料縱截面方向上的等效應變分布情況，沿縱截面方向取坯料的1/2進行分析。模擬結果顯示Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金經高壓扭轉變形后的最大等效應變值分別為9.07、12.6和26.7（對應的扭轉圈數分別為0.5Turn、1 Turn和2Turn），這表明等效應變隨著扭轉圈數的增加而增大。從縱截面方向上的等值線分布情況可以看出，等效應變值呈層狀分布，坯料的上端面等效應變明顯較大，且扭轉圈數越多，等值線越密集，坯料的下端面等效應變較小，但分布更加均勻。

圖2 不同扭轉圈數條件下等效應變分布

為了定量的表示不同扭轉圈數條件下等效應變的不均勻性，定義一個等效應變均勻度參數Ci，這個參數可以用下式來表示：

Ci=(εmax-εmin)/εavg

式中：εmax表示最大等效應變，εmin表示最小等效應變，εavg表示平均等效應變，Ci為等效應變分布均勻度參數。

Ci值越小表示變形越均勻，成形效果越佳。圖3所示為不同扭轉圈數下的平均等效應變和應變均勻度。由圖可知，隨著扭轉圈數的增加，平均等效應變值近似成線性增加，等效應變均勻度隨著扭轉圈數的增加而緩慢增大，說明扭轉圈數越少，變形越均勻。這是因為隨著扭轉圈數的增加，坯料上表面的等效應變增大速度大于下表面和心部，因此扭轉圈數越多，坯料整體變形越不均勻。

圖3 不同扭轉圈數下平均等效應變和應變均勻度

坯料損傷值分析

圖4 所示為Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金經高壓扭轉變形后上下端面損傷值分布。由圖可以發(fā)現餅形坯料上端面的損傷明顯比下端面大，且損傷值較大的部位主要集中在邊緣，這些部位在實際成形過程中正是容易產生飛邊、毛刺的部位。此外，損傷分布沿半徑方向成明顯梯度變化，即中心部位金屬由于剪切變形量小，損傷值最小，從中心到邊緣損傷值依次梯度增加。

圖4 坯料上下端面損傷值分布

載荷/扭矩-時間曲線

圖5 所示為Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金在高壓扭轉變形過程中載荷/扭矩-時間曲線。由圖可知，高壓扭轉變形過程中載荷最大值為201t，扭矩最大值為9714N·m。此外，由圖可知載荷/扭矩-時間曲線可以分為四個典型階段：①餅形坯料在完全填滿模具型腔前都有一個鐓粗過程，此時金屬發(fā)生鐓粗變形所需載荷相對較??；②當鐓粗變形結束，高壓扭轉變形開始時載荷會有一個短暫下降后立馬回升的過程，此時扭矩也會急劇增大；③高壓扭轉變形過程中金屬發(fā)生穩(wěn)定的剪切變形，此時載荷較平穩(wěn)，扭矩穩(wěn)步增加；④高壓扭轉變形結束前坯料與模具接觸的邊緣會產生飛邊，模具與坯料之間摩擦力顯著增加，因此載荷、扭矩也會明顯增加。

圖5 載荷/扭矩-時間曲線

物理實驗及性能測試

實驗材料及方法

高壓扭轉實驗材料為北京航空材料研究院提供的超高強合金Al-Zn-Mg-Cu-Zr，初始態(tài)為經T6處理的軋制板材。依據實驗方案，采用電火花技術切取實驗坯料，其尺寸為φ50mm×10mm，φ40mm×10mm，φ30mm×15mm，坯料實物及高壓扭轉變形后的試樣如圖6所示。坯料在RX2系列電阻爐中加熱至380℃，在型號為RZU200HF的高壓扭轉專用設備上完成高壓扭轉實驗。高壓扭轉變形后的試樣，經研磨拋光后采用Keller試劑（配比為95ml H2O+2.5ml HNO3+1.5ml HCl+1ml HF） 腐 蝕， 在MR2000型金相顯微鏡下觀察金相。將高壓扭轉變形后的試樣在MH-3型數字顯微硬度計進行硬度測試。

圖6 坯料實物及高壓扭轉變形后試樣

微觀組織分析

圖7 (a)所示為Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金初始態(tài)微觀組織，圖7(b)～(d)為380℃變形溫度下經高壓扭轉變形5圈之后的微觀組織。由圖可以發(fā)現初始態(tài)Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金晶粒粗大，局部區(qū)域存在少量細小的等軸晶。由于初始材料經過T6處理，鋁合金中粗大的第二相粒子回溶進Al基體，只有少量細小的第二相分布于晶界。經高壓扭轉變形后，如圖7(b)所示，Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金晶粒明顯細化，出現細小等軸晶的區(qū)域明顯增加，此時晶界處第二相的含量明顯增加，這表明在較大的剪切應變條件下，經T6處理固溶進Al基體的第二相脫溶析出。高壓扭轉過程中材料的等效應變與高徑比密切相關，當材料的高徑比進一步減小時，高壓扭轉變形后初始粗大的晶粒明顯細化，微觀組織幾乎全部由等軸晶組成，組織均勻性明顯提高。

圖7 不同高徑比條件下高壓扭轉變形后Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金微觀組織(T=380℃； N=5Turns)

顯微硬度分析

圖8 所示為Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金原始材料及高壓扭轉變形后不同半徑處的顯微硬度值。由圖可知，Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金原始材料的平均硬度值為172HV，整個試樣沿半徑方向上硬度值變化很小，這表明初始材料經T6處理后組織性能比較均勻。高壓扭轉變形后，Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金的硬度顯著提升，最高硬度值達到238HV，提升幅度達到38%。分析高徑比對Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金硬度值的影響時可以發(fā)現，隨著高徑比的減小，Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金的硬度值逐漸增加。高徑比越小，高壓扭轉變形過程中等效應變程度越大，剪切變形作用越明顯，因此硬度隨著高徑比的減小而增大。當高徑比減小到0.25和0.20時，在靠近試樣的邊緣部位，高壓扭轉變形后硬度值差別很小，這表明不能單純的通過減小坯料的高徑比來提高材料的硬度值。此外，分析不同半徑處的硬度變化可以發(fā)現，中心處硬度值最低，沿半徑方向逐漸增加，但在試樣的最外側硬度值有一定程度的降低。這是因為研究過程中采用半限制型高壓扭轉模具，沖頭與凹模之間采用間隙配合，高壓扭轉過程中材料在強大的靜水壓力作用下，金屬沿模具間隙流出形成飛邊（圖6），試樣邊緣處的材料并非處于三向壓應力狀態(tài)，因此試樣最外側處的硬度值有一定程度降低。

圖8 不同半徑處的顯微硬度值

結論

⑴有限元模擬結果表明Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金餅形件上端面的等效應變、損傷值均高于下端面，等效應變沿縱截面方向上呈層狀分布，且扭轉圈數越大，坯料累積等效應變程度越大。

⑵Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金高壓扭轉變形后晶粒明顯細化，隨著高徑比的減小，微觀組織中出現等軸晶的區(qū)域明顯增多。高壓扭轉過程中累積較大變形量，誘導第二相從過飽和的基體中脫溶析出。

⑶高壓扭轉變形后Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金的硬度隨著高徑比的減小而明顯增加，最高硬度達到238HV，提升幅度達到38%，硬度值沿半徑方向逐漸增加，中心處硬度最低，邊緣處硬度較高。