航空接头锻件低速等温模锻成形及其塑性变形微观机理

2017-12-20胡建良易幼平宋雷钧

中国有色金属学报 2017年11期

胡建良，易幼平，宋雷钧，金淼，薄宏

胡建良1，易幼平2，宋雷钧3，金淼1，薄宏4

(1. 燕山大学机械工程学院，秦皇岛 066004；2. 中南大学高性能复杂制造国家重点实验室，长沙 410083；3. 南京迪威尔高端制造股份有限公司，南京 210048；4. 燕山大学亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室，秦皇岛 066004)

采用低速等温模锻工艺制备7A85铝合金航空接头锻件，并对其在低速等温条件下塑性变形的微观机理进行分析。结果表明：低速等温模锻工艺有利于航空接头锻件的塑性成形，锻件成形质量良好，且锻件内部显微组织细小均匀。在低速等温变形条件下，晶界滑移是航空接头锻件塑性变形的主要机制，而扩散蠕变是晶界滑移的主要因素。基于空位扩散理论，建立7A85铝合金航空接头锻件在极低变形速度条件下的塑性变形本构方程，为低速等温锻造工艺提供理论指导。

航空接头锻件；低速等温模锻；晶界滑移；微观机理

航空制造业竞争特点是轻量化，由此驱动飞机结构件的设计制造向大型、整体、复杂、精密、优质方向发展，其制造技术已成为决定飞机性能、可靠性及经济性的重要因素[1−3]。复杂航空构件传统制造方式是对自由锻件进行机加工成形，这种制造工艺带来了残余应力过大、加工易变形、组织性能各向异性以及材料浪费严重等问题。而等温锻造工艺可消除冷模效应，大幅度降低材料变形抗力，提高成形过程中金属的流动性，同时最大程度地减小了锻件加工余量，甚至达到近净成形，十分适合复杂航空构件的精密成形，逐渐受到国内外学者的关注[4−7]。近年来，欧美国家已成功将整体模锻件应用于波音787飞机和空客A380飞机的重要承力构件[8−10]。单德彬等[11−12]对高强耐热镁合金多向转接头和稀土镁合金薄腹高筋支架等温成形过程进行了有限元模拟和实验研究，成功锻造出质量良好的模锻件。郭鸿镇等[13]研究了不同近等温锻造成形工艺条件下TC21钛合金的显微组织及拉伸性能。陈康华等[14−15]研究了7085铝合金等温模锻过程中的热变形温度和锻造速率参数对合金组织和性能的影响。然而对铝合金等温锻造工艺特别是低速等温锻造工艺的微观机理研究较少。本文作者以7A85铝合金航空接头为研究对象，采用低速等温模锻工艺，开展了锻件的精密模锻实验，分析了低速等温模锻工艺下锻件的塑性变形微观机理。

1 实验

图1所示为7A85铝合金航空接头锻件照片。此锻件外廓尺寸为550 mm×180 mm×174 mm，且为典型的筋高、壁薄结构件，最薄处只有20 mm。航空接头锻件材料为西南铝业(集团)有限责任公司提供的7A85铝合金，其名义化学成分如表1所列。航空接头的低速等温模锻实验在40 MN等温模锻液压机上进行，模具温度为450 ℃，坯料以10 ℃/min的速度从室温加热至450 ℃，并保温4 h。锻坯与模具的润滑剂为环保型水基润滑剂(二硫化钨+水+添加剂)，润滑方式为喷雾润滑。

图1 7A85铝合金航空接头锻件照片

表1 7A85铝合金的化学成分

2 结果与分析

2.1 航空接头低速等温模锻成形

图2所示为航空接头低速等温模锻成形过程中实测的压力及速度曲线。从图2可以看出，锻压开始阶段，锻压速度为1 mm/s，坯料处于镦粗过程，载荷较小且增长十分平缓；当位移值达到65 mm左右时，此时锻压速度为0.1 mm/s，锻件成形压力开始急剧增大，进入闭式模锻过程，坯料在压应力作用下进行反挤，充填上下筋板；当位移值达到72 mm，锻压速度由0.05 mm/s降为0.002 mm/s，压力出现骤减，而后又剧烈增大。直到锻压结束时，航空接头低速等温模锻最大载荷约为32 MN。图3和图4所示分别为7A85铝合金航空接头的锻坯和终锻件。在低速等温模锻工艺条件下，航空接头锻件充填完整，金属流动平缓，未出现气泡、折边、分层、折叠、裂缝等缺陷。

图2 航空接头锻件低速等温锻造压力及速度曲线

图3 航空接头锻坯结构示意图

图4 航空接头终锻件结构示意图

2.2 显微组织分析

从航空接头锻件上选取一截面，如图4虚线框所示位置，在截面上选择4个部位对航空接头锻件进行金相分析，如图5所示。从航空接头锻件的金相图(见图6)可知，航空接头锻件、位置在锻压成形的开始阶段就基本完成变形，金属流动较平缓，没有出现条状晶粒分布。金属流动比较剧烈的部位为、位置，晶粒组织略呈线条状分布。锻件各个部位都均匀地发生了动态再结晶行为，其中、、、部位的平均晶粒直径分别为41、37、35和32 μm，晶粒组织细小均匀。实验结果表明在低速等温模锻工艺条件下，航空接头锻件具有较好的晶粒组织均匀性。

图5 航空接头锻件金相分析截面图

图6 航空接头锻件金相图

在航空接头锻件塑性变形开始阶段，合金内部存储的应变能达到动态再结晶所需要的能量时，内部发生动态再结晶行为。动态再结晶消耗了合金的畸变能，从而降低了位错密度。随着变形的继续，由于晶粒位向不同，各晶粒之间的变形不均匀，位向有利的晶粒发生滑移，晶界处有明显的晶界滑移带(见图7(a))。而位向不利的晶粒则受挤压，晶粒内部位错密度增大(见图7(b))。在低速等温条件下，如果锻件的局部应力集中大于晶体内部的临界切应力，晶界附近的位错则发生滑移−攀移运动，异号位错相互抵消，从而使合金内部的应力集中得以松弛，晶界滑移得以继续。晶界作为位错的源和井，晶界上的位错可以由晶内的位错滑移来相互抵消，同时晶内位错也可以通过滑移运动到晶界上(见图7(c))。

当变形速度降至最低速度时，晶界位错以滑移−攀移方式沿晶界运动，其滑移分量导致晶界滑移，攀移分量引起扩散蠕变[16]。扩散蠕变会导致晶界处出现无沉淀析出带，当位错沿晶界运动有大的攀移分量时，该晶界处的无沉淀析出带较宽。相反地，当位错运动具有较小攀移分量时，晶界处的无沉淀析出带较窄。而对于某些区域，晶界处没有析出相，这是由于位错攀移运动较剧烈，溶质原子和空位扩散明显，析出相难以形核长大。如图7(d)所示，航空接头锻件在晶界处出现无沉淀区，说明在极低变形速度条件下，锻件内部扩散蠕变运动剧烈，此时，晶界滑移速率则由位错攀移速度所控制[17−18]。

综上所述可知，航空接头锻件在低速等温变形条件下，内部均匀地发生动态再结晶行为，动态再结晶消耗了合金的崎变能，从而降低了位错密度，塑性变形得以继续进行。在低速等温变形条件下，晶界滑移是锻件变形的主要机制，而当变形速度将至最低速度时，扩散蠕变是促进锻件内部晶界滑移的主要因素，晶界滑移速率则由位错攀移速度所控制。

2.3 航空接头锻件极低变形速度条件下塑性变形微观机理分析

图8所示为锻件微观组织演变原理图，晶粒A和B沿着晶界滑移时，当遇到三角晶界处的阻挡晶粒C，其滑移运动被迫停止。在滑移运动受阻处容易引起应力集中，为了缓解这种晶内局部的应力集中，阻挡晶粒C内部激活位错，使晶粒内部的位错运动到晶界上。当内部应力达到临界值时，塞积在晶界处的位错就能发生攀移运动而消失，于是晶体内部局部内应力得到松弛，晶界的滑移运动得以继续发生。所以在极低变形速度条件下，航空接头锻件晶界滑移速率由位错攀移运动所制约。

图7 航空接头锻件的TEM像

图8 低速等温下锻件显微组织演变原理图

参考Mukherjee模型[19]，晶界滑移速率由位错攀移速度控制，晶粒直径是位错攀移的距离，晶界滑移速率为

式中：为晶界滑移距离；为晶粒直径；为位错攀移时间。

阻碍晶粒运动造成的应力集中使晶界处存在大量的空位，晶界空位浓度差是位错攀移的驱动力。设过饱和空位浓度为，平衡空位浓度为0，平衡空位浓度由可确定为

式中：f为空位形成能，即增加一个空位所需增加的能量，相当于将一个原子移动所需的能量。为常数，一般在1~10之间；为Boltzmann常数；为热力学温度。而晶界上的空位浓度与作用在晶粒上的应力有关，具体表达式如下：

式中：为作用在晶粒上的应力；为Burgers矢量。因此，晶界上的空位扩散方程为

式中：为扩散通量；V为空位扩散系数；gb=V0，为晶界扩散系数。

位错攀移速度和晶界上的空位扩散速度一致，不考虑方向性，可以得到位错攀移速度为

将空位浓度方程代入式(5)可得：

所以位错攀移速度为

则位错攀移至消失处所需要的时间为

将式(9)代入式(1)可得晶界滑移速率为

式中：为晶界滑移距离，可以近似为位错的Burgers矢量，即=。当=723 K时，晶界扩散系数gb为7.9×10−12m2/s；Burgers矢量为2.86×10−10m[20]；Boltzmann常数为1.38×10−23J/K；平均晶粒直接为38×10−6m。

在低速等温条件下，航空接头锻件塑性变形的主要机制为晶界滑移，因此，可以假定实际航空接头锻件宏观应变速率与晶界滑移速率成一定的协调关系，实际航空接头锻件宏观应变速率为

根据7A85铝合金稳态流变应力曲线[21]可以获得不同宏观应变速率条件下的应力数据，如表2所示。由于低速等温状态下，锻件处于稳定状态，铝合金应力可以近似为晶粒上的应力。将应力数据代入式(10)，可以获得航空接头锻件宏观应变速率与晶界滑移速率关系图，如图9所示。航空接头锻件宏观应变速率和晶界滑移速率呈一定的指数函数关系，对图中的数据点进行拟合，可以获得锻件宏观应变速率与晶界滑移速率关系式：

因此，可以获得7A85铝合金航空接头锻件在极低变形速度条件下的塑性变形本构方程：

表2 不同宏观应变速率下7A85铝合金应力参数

图9 锻件宏观应变速率与晶界滑移速率关系图

3 结论

1) 通过低速等温模锻工艺制备了大型复杂航空接头锻件，锻件充填完整，内部未出现气泡、折边、分层、折叠、裂缝等缺陷，成形质量良好。航空锻件内部均匀地发生了动态再结晶行为，且晶粒组织细小均匀，具有较好的显微组织均匀性。

2) 航空接头锻件在低速等温变形条件下，晶界滑移是锻件塑性变形的主要机制。控制晶界滑移的微观过程比较复杂，其中扩散蠕变是促进锻件内部晶界滑移的主要因素。

3) 在极低变形速度条件下，航空锻件的晶界滑移速率则由位错攀移速度所控制，而位错攀移的驱动力是晶界的空位浓度差。因此，基于空位扩散理论，建立了7A85铝合金航空接头锻件在低速等温条件下的塑性变形本构方程，为低速等温锻造工艺提供理论指导。

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(编辑龙怀中)

Low speed isothermal forging and microcosmic mechanismanalysis of plastic deformation of aviation joint forging

HU Jian-liang1, YI You-ping2, SONG Lei-jun3, JIN Miao1, BO Hong4

(1. College of Mechanical Engineering, Yanshan university, Qinhuangdao 066004, China; 2. State Key Laboratory of High Perfermance Complex Manufacturing, Central South University, Changsha 410083, China;3. Nanjing Develop Advanced Manufacturing Co., Ltd., Nanjing 210048, China; 4. State Key Laboratory of Metastable Materials Science and Technology, Yanshan University, Qinhuangdao 066004, China)

The aviation forging of 7A85 aluminum alloy was prepared by the isothermal forging process with low speed, and the microcosmic mechanism of the plastic deformation was analyzed. The results show that the aviation forging is easily formed by using isothermal forging process with low speed, and the uniform microstructure is obtained. Grain boundary sliding is the main mechanism during the isothermal forging process with a low speed, and the diffusion creep is the main factor leading to the grain boundary sliding. Therefore, based on the vacancy diffusion theory, the plastic deformation constitutive equation of aviation forging under extremely low speed isothermal forging process is established in order to provide guidance for the low speed isothermal forging process.

aviation joint forging; low speed isothermal forging process; grain boundary sliding; microcosmic mechanism

Project(2010CB731701) supported by Key Project of Chinese National Programs for Fundamental Research and Development; Project(51401179) supported by National Natural Science Foundation of China; Project(E2015203116) supported by Natural Science Foundation of Hebei Province, China; Project(B980) supported by Doctor Foundation of Yanshan University, China

2016-10-12;

2017-06-02

YI You-ping; Tel: +86-731-88830294; E-mail: yyp@csu.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.11.10

1004-0609(2017)-11-2260-07

TG316.3

广国家重点基础研究发展计划资助项目(2010CB731701)；国家自然科学基金资助项目(51401179)；河北省自然科学基金资助项目(E2015203116)；燕山大学博士基金资助项目(B980)

2016-10-12；

2017-06-02

易幼平，教授，博士；电话：0731-88830294；E-mail：yyp@csu.edu.cn