基于DEFORM–3D的7A85大规格铸锭镦粗拔长工艺优化研究

樊振中，王亮，宋伟，许晨玲，焦兴贵，李绍威，蒋兴强，陆政

基于DEFORM–3D的7A85大规格铸锭镦粗拔长工艺优化研究

樊振中1,2，王亮1,2，宋伟1,2，许晨玲3，焦兴贵3，李绍威3，蒋兴强3，陆政1,2

（1.中国航发北京航空材料研究院，北京 100095；2.北京市先进铝合金材料及应用工程技术研究中心，北京 100095；3.大连汇程铝业有限公司，辽宁 大连 116105）

为满足结构舱段用高强高韧铝合金宽幅薄壁高筋整体成形壁板挤压制备需求，在保证组织与性能均匀性的同时，进一步提高铸锭利用率。采用万能力学性能试验机测试力学性能，结合金相显微镜与扫描电镜完成组织与断口形貌观察。7A85半连续铸锭在300 ℃砧板模具温度下拔长与4.0长径比镦粗时，铸锭整体应力分布最为均衡。晶界处残存的耐热高温相由连续线状转变为分散点状与折线状，铸锭显微组织和性能一致性较高，利于后续挤压制备。利用DEFORM–3D数值模拟软件，可对7A85大规格半连续铸锭拔长与镦粗过程的流变应力与等效应变分布进行有效预测，结合铸锭不同区域的受力分析与整体全速度矢量分布，可以准确判断工艺的合理性和可行性。砧板模具温度与铸锭长径比，对7A85半连续铸锭400 ℃拔长镦粗过程流变应力分布影响明显，可有效改善晶界处残存耐热高温相的分布形态，提高材料的组织均匀性与力学性能。

7A85铝合金；DEFORM-3D；镦粗拔长；流变应力；等效应变；微观组织演变

铝合金因密度低、比强度高、耐腐蚀和良好的成形性能及可回收利用等工艺特性，是目前汽车轻量化设计制造领域的首选材料[1]。同时，考虑到铝合金优异的高强、高韧、耐蚀、高损伤容限等性能，在战斗机、直升机、民用机领域也得到了广泛的推广应用[2-9]。近年来，作为现役低成本、可修复、耐蚀的金属结构材料，高强韧铝合金材料在大型运输机、运载火箭、商业航天等领域应用日臻成熟[10]。另外，在超高压输电、船舶制造、石油化工等民用市场领域的应用范围也在不断扩大[11]。

铝合金材料从制造工艺而言，可分为铸造铝、变形铝、粉末铝、铝锂等；从材料成分上区分，又可分为Al−Cu、Al−Si、Al−Mg、Al−Mg−Si、Al−Mn、Al−Zn、Al−Li、Al−Zn−Mg−Cu系等；从材料强化手段上可简单分为热处理与非热处理强化型。7×××系铝合金（Al−Zn−Mg−Cu系）经T6、T7、T8等热处理后可同时具备高强度、高韧性与较佳的耐蚀、耐疲劳性能，因此目前为航空航天主选的结构材料之一。在飞机蒙皮、火箭舱段制造领域，近年来选用高强高韧铝合金整体结构壁板已成为研究热点，与传统的铆接工艺相比，选用整体结构壁板结构可靠性高、制造效率高、生产周期短且制造成本低。国内的中航工业北京航空制造工程研究所、北京航空材料研究院、中南大学、齐齐哈尔一重、青海国鑫铝业等公司都已开始进行高强韧铝合金整体结构壁板的制造研究工作。大连交通大学赵颖等[12]采用HyperXtrude软件，对6063铝合金壁板连续挤压过程进行了建模与仿真计算，研究了挤压过程中的金属流动规律，对导流模结构设计进行了优化，实现了6063宽幅壁板的连续挤压生产。四川大学的王艳芬[13]结合正交试验，研究了宽展模具结构参数对挤压过程金属流速、挤压载荷、模具应力的影响，完成了对宽展模具的结构优化。西南铝业的刘静安[14]从应用趋势、挤压设备、材料性能、制造工艺等多个方面对铝合金挤压壁板进行了论述讨论。目前国内对铝合金整体结构壁板开展的研究工作相对还较少，这几年正成为铝合金制造领域的研究热点。

对铝合金整体结构壁板制造而言，大规格高冶金质量半连续铸锭的制备是关键和首要工序。7×××系铝合金因添加了较高含量的Cu、Mg、Zn元素，在半连续铸造时难免会产生疏松、夹渣和缩孔等冶金缺陷，因此在用于进行整体结构壁板挤压前，需对其进行镦粗或拔长处理，以压合疏松、缩孔，破碎合金中的杂质及难熔的粗大第二相等，从而改善铸态组织。同时，镦粗拔长结合挤压筒的尺寸也可对半连续铸锭作校形处理。兰州装备工程研究院的李国洲[15]采用Forge仿真软件，对下压速度、锻造火次、镦粗方式进行了仿真计算优化，可对镦粗压力进行精确预测。中南大学的罗国云等[16]研究了模具温度对7A85铝合金锻件变形均匀性的影响，指出当模具温度高于400 ℃时，锻件边界区域出现了部分再结晶纤维组织，锻件温度均匀性随着模具温度的升高不断增加，通过提高模具温度可大幅改善锻件的组织均匀性。有研究者[17-19]采用数值模拟方法，研究了镦粗过程中应力分布情况，通过对计算数学模型的优化，可精确定量出镦粗过程中半连续铸锭内部的应力分布值。诸多研究者[20-26]研究了7×××系铝合金在镦粗拔长变形过程中的组织演变规律及机理，通过选择合适的镦粗拔长工艺参数，有效地细化了铸态组织，改善了合金的力学性能各向异性。7A85铝合金作为第4代高强韧铝合金材料，具有淬透性高、强度高、塑性高、力学性能各向异性小等优点，最适宜制造大规格整体结构壁板。目前从已公开报道的研究工作来看，针对7A85大规格半连续铸锭开展的镦粗拔长研究相对较少。为此，以大规格7A85半连续铸锭为研究对象，采用Deform- 3D软件对其镦粗拔长变形过程中的流变应力、等效应变分布进行计算分析，可为其工程化推广应用提供工艺参考与数据支撑。

1 材料成分与数学计算模型

1.1 材料成分

实验所用7A85铝合金由北京航空材料研究院自行熔铸，其化学成分见表1。将工业纯铝锭放入电阻熔化炉内，加热至820 ℃，待纯铝锭全部熔化后加入工业纯铜锭、Al−5Zr中间合金、Al−5Ti−B中间合金、工业纯锌锭与工业纯镁锭并持续搅拌，采用六氯乙烷与氩气进行旋转喷吹20～25 min后再经在线分析与在线除气后静置30 min，在715～720 ℃时在半连续铸造机上完成半连续铸锭浇铸，均匀化退火热处理制度为（430±5）℃/8 h和（460±5）℃/24 h双级均匀化，均匀化热处理后随炉冷却至室温。金相试样经过由粗到细的砂纸分别进行打磨，再用粒度为0.5 μm的氧化铝粉进行抛光，用Keller试剂进行腐蚀，由莱卡DM3400M光学显微镜完成金相组织观察，断口分析由日本JEOL公司JSM−IT200型扫描电镜完成。

表1 7A85铝合金化学成分

Tab.1 Chemical compositions of 7A85 aluminum alloy

1.2 数学计算模型

采用DEFORM有限元软件对7A85大规格半连续铸锭的镦粗拔长过程进行仿真计算。在金属塑性成型过程中，对于大多数体积成型问题，需要将弹性变形量考虑进金属材料的塑性变形中，因此7A85大规格半连续铸锭材料计算模型选用热弹塑性模型，计算公式见式（1）—（4）。试验测试了7A85铝合金大规格半连续铸锭经均匀化热处理后在不同测试温度下的应力−应变曲线（图1）；同时，构建了满足温度与流变应力之间的Arrhenius材料本构模型（式（5））。采用DEFORM−3D有限元软件中的四面体网格剖分模型，对7A85半连续铸锭的镦粗拔长模型进行网格剖分，在网格剖分时对半连续铸锭镦粗拔长与上、下砧板接触部位进行了细化处理，并建立了金字塔单元，以保证模型在仿真计算过程中的稳定性与计算精度。

式中：为应变；e为弹性应变；p为塑性应变。

式中：为应力；Δ为应力增量；Δ为应变增量；e为弹性阶段的弹性矩阵，应力与应变关系符合Hooke定律；ep为弹塑性阶段当材料所受等效外力达到屈服点时，应力与应变之间的弹塑性矩阵。

式中：υ0是铸锭在初始状态时的体积；S0是铸锭初始态的表面积；p0 i是铸锭表面S0σ上的应力矢量的分量；F0 i是铸锭初始态的体积力；是铸锭内部各点的应变状态；δυi是铸锭内质点的虚速度，即υi=υi(a,t)。

2 砧板模具温度对拔长过程流变应力和等效应变分布影响

7A85半连续铸锭直径为900 mm，挤压筒直径为650 mm，挤压制备前需对半连续铸锭作拔长校形处理。拔长前对7A85半连续铸锭在（400±10）℃作保温6～8 h预热处理。7A85半连续铸锭在拔长校形过程中的结构变化示意图见图2。由图2a可见，拔长起始阶段铸锭上、下两端点与上、下砧板模具平面为点接触，随着上砧板持续下压，铸锭结构形式由圆形转变为椭方形。拔长过程对铸锭作结构简化处理，按表面积不变原则，可将7A85半连续圆锭简化为正方锭，长度尺寸为800 mm，拔长过程结构示意图见图2b。7A85正方锭宽度、高度均为800 mm，长度为1 000 mm，上、下砧板长度为1 600 mm、宽度为1 200 mm、高度为200 mm，材质为H13模具钢。7A85半连续铸锭拔长过程温度设置为400 ℃，环境温度为20 ℃，7A85半连续铸锭与上、下砧板之间的摩擦因数设置为0.25，铸锭与上、下砧板的传热系数设置为3.0 W/(K×m2)，铸锭与空气的传热系数设置为0.02 W/(K×m2)，上砧板下压速度为10 mm/s，总下压行程为150 mm，铸锭网格剖分数量为32 000个。为了研究砧板模具温度对7A85半连续铸锭拔长过程流变应力、等效应变分布的影响，上、下砧板模具温度设置为100、200、300、400 ℃。

在不同砧板模具温度下7A85铸锭拔长过程流变应力分布见图3。由图3的仿真计算结果可知，上砧板下压完成后，7A85铸锭与上、下砧板接触部位受上砧板压缩作用而受压应力，且随着砧板模具温度上升，压应力作用区域面积逐渐增大；铸锭心部区域在上砧板下压过程中，体积不断膨胀而受拉应力，且随着砧板模具温度上升，拉应力作用区域面积不断下降，心部区域拉应力峰值较小，低于10 MPa。在不同砧板模具温度下7A85铸锭拔长过程全速度分布见图4。结合图4仿真计算结果可知，随着上砧板的持续下压，全速度矢量峰值出现于上砧板部位，7A85铸锭全速度矢量由上至下逐渐减小，下砧板部位全速度矢量数值为3.47～6.93 mm/s，铸锭心部区域全速度矢量数值为6.93～10.4 mm/s。当砧板模具温度设置为300 ℃时，7A85铸锭内部全速度矢量分布最为均匀（图4c）。

图2 7A85半连续铸锭拔长过程结构变化

图3 不同砧板模具温度下7A85铸锭拔长过程流变应力分布

在不同砧板模具温度下7A85铸锭拔长过程等效应变分布计算结果见图5。由图5可知，7A85铸锭在拔长过程中随着上砧板的持续下压，铸锭受下压力作用将发生塑性变形，压合铸锭内部的微气孔、疏松等冶金缺陷；同时，随着下压力的持续增大，铸锭内部将发生大塑性应变，沿着7A85铸锭外表面由外至内等效应变持续增加，峰值等效应变出现于铸锭心部区域，峰值范围为0.363～0.436。考虑到7A85铸锭还要进行挤压制备，若铸锭在拔长过程发生较大的塑性应变，将在铸锭内部引入大量的位错、空位，铸锭强度不断增加，挤压应力将持续上升，不利于复杂构型结构的挤压制备。当砧板模具温度设置为300 ℃时，由图5c可知，此时等效应变分布区域及峰值主要位于铸锭与上、下砧板接触部位，铸锭内部并未发生过大的等效应变，在压合铸锭内部的冶金缺陷的同时，也利于后续挤压制备工序的开展。在不同砧板模具温度下7A85铸锭拔长过程受力仿真计算结果见图6，分别在7A85铸锭上端、心部与侧端等3个区域进行了取点受力分析。

当砧板模具温度≤300 ℃时，7A85铸锭上端区域受拉应力，且随着上砧板持续下压拉应力持续增加，并随着砧板模具温度上升拉应力先下降后上升；当砧板模具温度设置为300 ℃时，铸锭上端区域拉应力取得最大值，峰值拉应力约为34.8 MPa；7A85铸锭心部区域受压应力，且随着上砧板持续下压连续上升，不同砧板模具温度下铸锭心部区域所受压应力基本一致，峰值压应力均为–28.4 MPa。当砧板模具温度设置为400 ℃时，铸锭上端区域受压应力作用，且随着上砧板持续下压不断上升，峰值压应力约为–16.7 MPa（图6b）；铸锭心部区域受拉应力，且随着上砧板持续下压不断增加，峰值拉应力约为32.4 MPa（图6c）；7A85铸锭侧端受力结果见图6d，侧端区域受拉应力，且随着砧板模具温度的上升先上升后下降，随着上砧板的持续下压连续增加，当砧板模具温度为200 ℃时，最大峰值拉应力约为24.2 MPa。

图4 不同板头模具温度下7A85铸锭拔长过程全速度分布

图5 不同砧板模具温度下7A85铸锭拔长过程等效应变分布

结合图4–5的仿真计算结果可知，压合7A85铸锭内部的冶金缺陷，能够实现对7A85铸锭的校形处理，便于后续的挤压制备；7A85铸锭心部区域在上砧板的下压过程受压应力作用时，可对铸锭心部区域微缺陷进行压合，以提高铸锭致密度；同时应尽量避免铸锭内部产生过大的塑性应变，造成材料硬度上升，导致后续挤压制备过程挤压应力过大，砧板模具温度为300 ℃最为合理。

图6 不同砧板模具温度下7A85铸锭拔长过程各部位受力分析

3 长径比对镦粗过程流变应力和等效应变分布影响

7A85铝合金因Zn、Cu、Mg元素添加量较高，在进行大直径铸锭半连续浇铸时易产生疏松、气孔与热裂缺陷，实际生产一般多为300～600 mm规格，考虑到7A85半连续铸锭后续的挤压制备工序，可对铸锭作镦粗校形处理。试验铸锭直径为520 mm，扒皮后直径为500 mm，挤压筒直径为650 mm，最小挤压长度为900 mm，按照体积不变假设条件可推知，直径500 mm铸锭镦粗前的最小下料备尺≥1 521 mm。为了研究长径比对7A85半连续铸锭镦粗过程流变应力与等效分布的影响，试验设计5种不同的长径比（表2）。7A85半连续铸锭镦粗上、下砧板尺寸为1 500 mm× 1 500 mm×200 mm，镦粗过程7A85铸锭温度设定为恒温值（400 ℃）；上、下砧板模具温度由拔长过程仿真计算结果设定，恒为300 ℃，环境温度为20 ℃。为了更为精确地模拟实际镦粗过程，模拟过程采用位移载荷来模拟压机的静压力，上砧板下压速度按表2中的工艺参数进行设置，铸锭坯料与上、下砧板之间的摩擦因数设置为0.3，铸锭坯料与上、下砧板的传热系数设置为3.0 W/(K·m2)，铸锭坯料与空气的传热系数设置为0.02 W/(K·m2)，7A85半连续铸锭网格剖分数量为32 000个。

表2 7A85铸锭镦粗长径比与工艺参数

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

不同长径比下7A85铸锭镦粗过程流变应力分布计算结果见图7。由图7可知，7A85铸锭镦粗变形时，铸锭整体受拉应力作用，受镦粗过程铸锭与上、下砧板摩擦作用影响，峰值应力位于铸锭与上、下砧板接触区域顶角部位，约为40 MPa；随着7A85铸锭长径比不断增加，镦粗过程铸锭失稳趋势愈加明显，当铸锭长径比升至5.6与6.4时，7A85铸锭在镦粗时极易产生折弯（图7d—e）。不同长径比的7A85铸锭镦粗过程全速度矢量分布见图8，沿铸锭顶部自上而下，全速度矢量逐渐减小，随着铸锭长径比增加，铸锭心部全速度矢量数值不断上升，分布密集程度连续增加，且全速度矢量分布方向由垂直方向演变为辐射线状，折弯风险不断上升。

不同长径比的7A85铸锭镦粗过程等效应变分布计算结果见图9。由图9可知，随着长径比增加，7A85铸锭内部等效应变分布密集程度先降低后增加，小长径比的7A85铸锭镦粗后等效应变峰值较低，约为0.007 96，位于铸锭心部区域；当长径比升至6.4时，7A85铸锭内部等效应变分布较为混乱，等效应变峰值略有降低，约为0.006 84。考虑到7A85铸锭后续还要进行挤压制备，因此在镦粗过程应尽量避免铸锭内部产生较大的塑性应变，以免造成材料硬度上升，导致挤压应力过高。结合图9可知，当长径比选择为4.0与5.6时，7A85铸锭内部等效应变仅分布在与上、下砧板接触部位，铸锭内部并未产生严重的塑性等效应变，但长径比选择为5.6时，7A85铸锭已发生明显的折弯，在镦粗时极易失稳。因此，应优先选择长径比为4.8进行下料，并完成7A85铸锭的镦粗校形。

图7 不同长径比的7A85铸锭镦粗过程流变应力分布

图8 不同长径比的7A85铸锭镦粗过程全速度分布

图9 不同长径比的7A85铸锭镦粗过程等效应变分布

不同长径比的7A85铸锭镦粗过程各部位受力见图10，分别在铸锭顶端、心部与侧端等3个区域进行了取点受力分析。铸锭顶端1点处在镦粗过程受压应力作用，且随着镦粗过程的进行，压应力持续增加且随着长径比的增加先下降后上升，峰值压应力出现于长径比为3.2时7A85铸锭镦粗过程，为–4.64 MPa（图10b）。铸锭心部2点处在镦粗过程随着长径比增加，先受拉应力，之后转变为压应力，且随着长径比增加压应力持续下降，应力峰值较低（图10c）。铸锭侧端3点处在镦粗过程受拉应力作用，且随着长径比增加，拉应力先下降后上升，当长径比为3.2时取得最大拉应力，峰值约为1.2 MPa（图10d）。结合图10可知，当铸锭镦粗保温温度为400 ℃，上、下砧板模具温度设置为300 ℃时，7A85铸锭在不同长径比镦粗过程中，铸锭顶端、心部与侧端区域所受应力峰值较小，不会产生拉伸断裂，但随着长径比的增加，大长径比下镦粗时7A85铸锭易产生失稳，出现折弯，增加了后续挤压制备的工艺难度。

图10 不同长径比的7A85铸锭镦粗过程各部位受力分析

4 微观组织演变分析

7A85铸锭微观组织分析测试结果见图11。由图11a—b可知，7A85半连续铸锭由于Zn、Cu元素添加含量较高，经双级均匀化热处理后，典型的铸态枝晶组织已基本消除，沿晶界残存了少量的耐热高温相；均匀化热处理后仍可在铸锭内部观察到微观疏松缺陷，见图11箭头位置所示。经拔长校形处理后，铸锭内部的微观疏松缺陷在压合力作用下完全弥合，晶界处残存的耐热高温相分布由连续线状转变为分散点状，消除了耐热高温相对7A85合金在力学性能测试过程中的切割作用。结合图11e—f可知，7A85半连续铸锭经镦粗校形处理后，铸锭内部的微观疏松缺陷弥合消失，晶界处残存的耐热高温相沿径向与轴向分布形貌由连续曲线状转为折线状分布，晶界残存耐热高温相的分布更加均匀。不同状态下7A85半连续铸锭力学性能测试结果见图12。由图12可知，7A85半连续铸锭经双级均火热处理后的平均抗拉强度、屈服强度与伸长率分别为289 MPa、186 MPa与5%，经镦粗校形处理后铸锭平均抗拉强度、屈服强度与伸长率分别为371 MPa、220 MPa与15.8%，经拔长校形处理后铸锭平均抗拉强度、屈服强度与伸长率分别为348 MPa、192 MPa与16.6%。7A85铸锭经镦粗校形与拔长校形处理后，合金材料强度得到有效提高且伸长率提升明显，便于后续挤压制备。

7A85铸锭不同状态断口形貌SEM分析结果见图13。由图13a可知，7A85铸锭均匀化热处理态断裂机制为沿晶断裂和韧窝断裂，以沿晶断裂为主，韧窝形貌为不规则多边形状，见图13a中箭头位置所示。7A85均匀化热处理态铸锭经拔长校形与镦粗校形处理后，断裂机制为典型的韧窝断裂，与均匀化热处理态相比，韧窝平均尺寸更为细小，且韧窝形貌近似球状，见图13b箭头位置所示。与拔长校形处理相比，经镦粗校形处理后7A85铸锭内部更为致密，韧窝分布更为密集，见图13c线框位置所示。

图11 7A85铸锭微观组织金相分析

图12 7A85铸锭力学性能测试分析

图13 7A85铸锭断口形貌分析

5 结论

1）7A85半连续铸锭拔长过程等效应变峰值出现于铸锭心部，随着砧板模具温度持续上升，铸锭顶端受力由拉应力转为压应力且持续增加，心部受力由压应力转为拉应力且连续上升，侧端持续受拉应力且先上升后下降，砧板模具温度为300 ℃时经拔长处理的铸锭最利于挤压制备。

2）7A85半连续铸锭镦粗过程随铸锭长径比持续上升，全速度矢量连续增加，分布形态由直线状演变为辐射条线状，顶端受压应力且先下降后上升，心部由拉应力转变为压应力并连续下降，侧端受拉应力且先下降后上升，当铸锭长径比为4.0时7A85半连续铸锭镦粗过程应力分布最为均衡。

3）7A85半连续铸锭晶界残存耐热高温相拔长过程由连续线状转变为分散点状，材料平均抗拉强度、屈服强度与伸长率分别为348 MPa、192 MPa与16.6%，镦粗时耐热高温相由连续曲线状分布转变为折线状，材料力学性能分别为371 MPa、220 MPa与15.8%；与均火态相比，经拔长与镦粗处理后材料断裂机制由沿晶断裂和韧窝断裂转变为韧窝断裂，不规则多边形状韧窝演变为细小球状。

[1] 洪腾蛟, 董福龙, 丁凤娟, 等. 铝合金在汽车轻量化领域的应用研究[J]. 热加工工艺, 2020, 49(4): 1-6.

HONG Teng-jiao, Dong Fu-long, DING Feng-juan, et al. Application of aluminum alloy in the automotive lightweight field[J]. Hot Working Technology, 2020, 49(4): 1-6.

[2] CHEN Zhong-wen, YAN Kang, REN Cong-cong, et al. Precipitation Sequence and Hardening Effect in 7A85 Aluminum Alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2021(875): 1-10.

[3] CHEN Song-yi, CHEN Kang-hua, PENG Guo-sheng, JIA Le, et al. Effect of Heat Treatment on Strength, Exfoliation Corrosion and Electrochemical Behavior of 7085 Aluminum Alloy[J]. Materials and Design, 2012(35): 93-98.

[4] CHEN Song-Yi, CHEN Kang-hua, PENG Guo-sheng, et al. Effect of Heat Treatment on Hot Deformation Behavior and Microstructure Evolution of 7085 Aluminum Alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2012(537): 338-345.

[5] DUMONT M, HANSEN W, WARREN P J, et al. Characterisation of the Composition and Volume Fraction of η' and η Precipitates in an Al-Zn-Mg-Cu Alloy by a Combination of Atom Probe, Small-Angle X-ray Scattering and Transmission Electron Microscopy[J]. Acta Materials, 2005(53): 2881-2892.

[6] WANG Yi-chang, CAO Ling-fei, WU Xiao-dong, et al. Effect of Retrogression Treatments on Microstructure, Har-dness and Corrosion Behaviors of Aluminum Alloy 7085[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2020(814): 1-10.

[7] KHALFALLAH A, RAHO A A, AMZERT S. Precipitation Kinetics of GP Zones, Metastable η＇Phase and Equilibrium ηPhases in Al-5.46wt.%Zn-1.67wt.% Mg Alloys[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2019, 29: 233-241.

[8] WEN Kai, FAN Yun-qiang, WANG Guo-min, et al. Aging Behavior and Precipitate Characterization of a High Zn-Containing Al-Zn-Mg-Cu Alloy with Various Tempers[J]. Materials and Design, 2016(101): 16-23.

[9] NIE Bao-hua, LIU Pei-ying, ZHOU Tie-tao. Effect of Composition on the Quenching Sensitivity of 7050 and 7085 Alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2016(667): 106-114.

[10] 姬浩. 7000系高强铝合金的发展及其在飞机上的应用[J]. 航空科学技术, 2015, 26(6): 75-78.

JI Hao. Development of 7000 Series High Strength Aluminum Alloy and its Application in Aircraft[J]. Aviation Science and Technology, 2015, 26(6): 75-78.

[11] DAI Pan, LUO Xian, YANG Yun-qing, et al. Nano-scale Precipitate Evolution and Mechanical Properties of 7085 Aluminum Alloy During Thermal Exposure[J]. Materials Science and Engineering A, 2018, 729(27): 411-422.

[12] 赵颖, 运新兵, 闫志勇, 等. 基于HyperXtrude的铝合金壁板连续挤压技术[J]. 塑性工程学报, 2017, 24(1): 79-84.

ZHAO Ying, YUN Xin-bing, YAN Zhi-yong, et al. Continuous Extrusion Technology of Aluminum Alloy Siding Based on HyperXtrude[J]. Journal of Plasticity Engineering, 2017, 24(1): 79-84.

[13] 王艳芬, 熊计, 王志远, 等. 铝合金壁板宽展挤压的数值模拟及参数优化[J]. 热加工工艺, 2009, 38(9): 81-87.

WANG Yan-fen, XIONG Ji, WANG Zhi-yuan, et al. Numerical Simulation and Parameter Optimization of Wide-spread Extrusion of Aluminum Alloy Panels[J]. Hot Working Technology, 2009, 38(9): 81-87.

[14] 刘静安. 铝合金整体壁板的生产工艺研讨[J]. 铝加工, 1995(4): 10-16.

LIU Jing-an. Discussion on the Production Process of Aluminum Alloy Integral Wall Panels[J]. Aluminum Fabrication, 1995(4): 10-16.

[15] 李国洲, 马鹏翔, 王炳正, 等. 基于Forge仿真软件的铸锭镦粗工艺过程数值模拟[J]. 锻压装备与制造技术, 2020, 55(1): 70-73.

LI Guo-zhou, MA Peng-xiang, WANG Bing-zheng, et al. Numerical Simulation of Ingot Upsetting Process Based on Forge Simulation Software[J]. Forging equipment and manufacturing technology, 2020, 55(1): 70-73.

[16] 罗国云, 易幼平, 崔金栋. 7A85铝合金大锻件多向锻造均匀性研究[J]. 热加工工艺, 2014, 43(9): 147-150.

LUO Guo-yun, YI You-ping, CUI Jin-dong. Study on Multi-Directional Forging Uniformity of 7A85 Aluminum Alloy Large Forgings[J]. Hot Working Technology, 2014, 43(9): 147-150.

[17] 何利东, 刘华. 基于DEFORM大型锻件锻造工艺改进的研究[J]. 机械工程与自动化, 2021(6): 126-128.

HE Li-dong, LIU Hua. Research on Forging Process Improvement of Large Forgings Based on DEFORM[J]. Mechanical Engineering & Automation, 2021(6): 126-128.

[18] 李艳, 于克杰, 曹俊彬. ANSYS/LS-DYNA软件在圆柱体镦粗中的应用[J]. 新技术新工艺, 2012(8): 4-6.

LI Yan, YU Ke-jie, CAO Jun-bin. Application of ANSYS/ LS-DYNA Software In-cylinder Upsetting Process[J]. Journal of New Technology and Crafts, 2012(8): 4-6.

[19] 彭振凌, 黄兰萍, 王会平, 等. 镦粗压下量对Al-Zn-Mg-Cu铝合金锻件组织与性能的各向异性的影响[J]. 锻压技术, 2018, 43(10): 13-22.

PENG Zhen-ling, HUANG Lan-ping, WANG Hui-ping, et al. Effect of Upsetting Pressure on the Anisotropy of Microstructure and Properties of Al-Zn-Mg-Cu Aluminum Alloy Forgings[J]. Forging & Stamping Technology, 2018, 43(10): 13-22.

[20] 张广明, 成建国, 朱秀荣, 等. 7A05铝合金自由锻造工艺及锻件力学性能研究[J]. 兵器材料科学与工程, 2009, 32(3): 59-61.

ZHANG Guang-ming, CHENG Jian-guo, ZHU Xiu-rong, et al. Study on Free Forging Process and Mechanical Properties of 7A05 Aluminum Alloy[J]. Ordnance Material Science and Engineering, 2009, 32(3): 59-61.

[21] 谢红飙, 郑阳, 郭允畅, 等. 轧制制备铝/镁复合板数值模拟和翘曲变形控制[J]. 精密成形工程, 2021, 13(6): 42-48.

XIE Hong-biao, ZHENG Yang, GUO Yun-chang, et al. Numerical Simulation and Warpage Deformation Control of Aluminum/Magnesium Composite Plate Prepared by Rolling[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2021, 13(6): 42-48.

[22] 田世伟, 江海涛, 张业飞, 等. 锻造技术在轻金属中的应用[J]. 精密成形工程, 2020, 12(6): 9-15.

TIAN Shi-wei, JIANG Hai-tao, ZHANG Ye-fei, et al. Application of Forging Technology in Light Metals[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2020, 12(6): 9-15.

[23] 李向博, 徐杰, 薛克敏, 等. 搅拌摩擦加工对7A60铝合金组织性能的影响[J]. 精密成形工程, 2015,7(5): 77-80.

LI Xiang-bo, XU Jie, XUE Ke-min, et al. Effect of Friction Stir Processing on Microstructure and Properties of 7A60 Aluminum Alloy[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2015, 7(5): 77-80.

[24] 兰箭, 顾青, 李姚君, 等. 大型铝合金铸锭均匀化镦拔优化与模拟[J]. 精密成形工程, 2017, 9(4): 43-46.

LAN Jian, GU Qing, LI Yao-jun, et al. Optimization and Simulation of Upsetting for Large Aluminum Alloy Ingot [J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2017, 9(4): 43-46.

[25] 王冠, 卞东伟, 寇琳媛, 等. 多尺度铝合金变形组织演变模型研究进展[J]. 精密成形工程, 2017, 9(1): 10-16.

WANG Guan, BIAN Dong-wei, KOU Lin-yuan, et al. Research Progress of Multi-scale Deformation Microstructure Evolution Model of Aluminum Alloy[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2017, 9(1): 10-16.

[26] 陈增奎, 周卫卫, 范新中, 等. 7055高强铝合金大型环件轧制技术研究[J]. 精密成形工程, 2016, 8(4): 16-20.

CHEN Zeng-kui, ZHOU Wei-wei, FAN Xin-zhong, et al. Research on Large Ring Rolling Technology of Aluminum Alloy[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2016, 8(4): 16-20.

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，高级工程师，主要研究方向为高强韧复杂薄壁构件整体精密成型。