TiB2·TiAl3/2024Al复合材料多向锻造数值模拟研究

张鸿名，李鑫，李媛，齐蕾，李志勇，谢长海，郑洁，耿豪宇，陈刚

TiB2·TiAl3/2024Al复合材料多向锻造数值模拟研究

张鸿名1a，李鑫1b，李媛2，齐蕾3，李志勇3，谢长海3，郑洁3，耿豪宇1b，陈刚1b

（1.哈尔滨工业大学（威海）a. 海洋工程学院；b. 材料科学与工程学院，山东 威海 264209；2. 北京卫星制造厂有限公司技术发展部，北京 100094；3. 山东北方滨海机器有限公司，山东 淄博 255200）

研究TiB2·TiAl3/2024Al复合材料多向锻造金属流动行为，以及锻造温度、锻造道次对复合材料再结晶行为及基体晶粒尺寸的影响。将TiB2·TiAl3/2024Al复合材料的本构模型及再结晶动力学模型导入Deform-3D有限元模拟软件中，建立复合材料多向锻造的数值仿真模型。通过数值仿真方法分析锻造温度和锻造道次对复合材料多向锻造组织的影响规律。多向锻造变形过程中，剧烈塑性变形和动态再结晶主要分布在材料试样内部的呈“X”形状的区域，单次下压最大等效应变为1.42。锻造1道次时，锻造温度从350 ℃升至500 ℃，再结晶体积分数从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 ℃锻造温度下，1道次锻造后，再结晶体积分数为69.2%，平均晶粒尺寸由铸态的45.0 μm减小到21.9 μm；2道次锻造后再结晶体积分数为89.5%，平均晶粒尺寸为16.3 μm；3道次锻造后坯料的再结晶体积分数为96.1%，平均晶粒尺寸为14.3 μm。与试验结果比较可知，模拟结果准确可靠。提高锻造温度和增大锻造道次可以促进试样发生动态再结晶，从而达到细化晶粒的目的。

铝基复合材料；多向锻造；数值仿真；动态再结晶；晶粒细化

铝基复合材料相比铝合金具有高比强度、高耐磨性、抗疲劳等优异性能[1-3]，被广泛应用在航空航天、国防、汽车等领域[4-6]。液态模锻[7]是制备复合材料常用的方法之一，它相比于铸造成形消除了因凝固收缩形成的缩松缩孔，使组织更加致密，在一定程度上提高了材料的性能。但是液态模锻制备复合材料时不可避免地会出现增强相的团聚、成分偏析等缺陷，导致复合材料的伸长率较低，力学性能较差。通过对液态模锻制备的复合材料进行二次加工，利用细化晶粒的方法能够克服材料制备过程的初始缺陷，改善复合材料的性能。剧烈的塑性变形[8]对晶粒细化有非常显著的作用，能将晶粒尺寸细化至亚微米级甚至微米级，获得同时具有高强度与大塑性的材料。Bing等[9]对以6061Al为基体材料、以体积分数为10%的Al2O3颗粒为增强体的铝基复合材料进行等通道角挤压试验。结果表明，等通道角挤压后复合材料晶粒得到了细化，晶粒尺寸为300 nm左右，复合材料伸长率大大提高，在580 ℃时伸长率可达320%；应变速率敏感性约为0.45时，试验的复合材料达到最佳延展性。Zhang等[10]对Mg2Si/Al-Mg复合材料进行12道次往复挤压后，粗大Mg2Si相破碎且呈等轴状均匀分布，颗粒直径在20 μm以下，复合材料的屈服强度和抗拉强度分别达到211.4 MPa和325.9 MPa，较铸态提升了34.5%和137%。

多向锻造是剧烈塑性变形的一种代表性工艺，相比于其他剧烈塑性变形方法，多向锻造因工艺简单、操作便捷而广泛应用于材料加工领域[11-13]。坯料在多向锻造过程中，每下压一次为一个工步，按//顺序交替受压变形3次为一个道次。锻造时材料累积较大应变，各部分组织变形均匀，有助于消除“死区”，具有广阔的应用前景。邓平安等[14]对7085铝合金多向锻造后，发现晶粒细化机制分为2个阶段：低应变时为机械破碎作用诱导晶粒细化，高应变时为动态再结晶诱导晶粒细化。聂凯波等[15]采用多向锻造，对用体积分数为20%的SiCp/AZ91复合材料进行变形，锻后平均晶粒尺寸为9 μm，抗拉强度达到338 MPa，伸长率达到0.75%，SiC颗粒沿垂直于最终锻造方向定向排布。Zeng等[16]对原位生成的ZrB2p/ 6061Al复合材料进行7道次多向锻造试验发现，锻造后ZrB2颗粒的团聚情况得到改善，并且基体晶粒尺寸明显细化，平均晶粒尺寸从铸态的20～40 μm减小到3～ 10 μm，抗拉强度相较于铸态提高了21.81%。

文中利用Deform-3D软件对液态模锻制备的原位TiB2·TiAl3/2024Al复合材料多向锻造工艺进行数值模拟，分析锻造过程中材料流动规律及等效应变的分布情况，探究动态再结晶及晶粒细化机制，优化复合材料多向锻造变形工艺参数，为复合材料多向锻造试验提供理论基础。

1 多向锻造数值建模

1.1 复合材料及本构模型

试验材料为利用原位法制备的TiB2·TiAl3/ 2024Al复合材料，TiB2和TiAl3质量分数分别为4%和8%。将K2TiF6和KBF4这2种盐按一定比例分批加入850 ℃的2024Al熔体中，每次加入后进行机械搅拌，除渣后对铝熔体进行超声处理，获得TiB2/2024Al熔体；将熔体温度降至785 ℃后加入一定比例的Ti粉并进行超声处理，利用液态模锻的方法制备复合材料坯料。采用标准试样对材料进行不同温度（350、400、450、500 ℃）和不同应变速率下（0.01、1 s−1）的热压缩试验。不同应变率下应力-应变曲线如图1所示。

Arrhenius方程[17]因具有简单、准确度高等优点，广泛用于描述复合材料的热变形行为。根据热压缩数据建立复合材料的Arrhenius方程，其表达式为：

在热变形过程中，当温度和变形量达到临界值时复合材料会发生动态再结晶现象，位错密度减小，晶粒长大。Avrami方程[18]被广泛用来描述动态再结晶的程度，经推导拟合其表达式为：

式中：Xrd为动态再结晶体积分数；ε、εc、εp分别为应变、临界应变和峰值应变。

1.2 有限元模型的建立

首先利用Solidworks软件绘制模具及坯料的几何模型，通过STL格式导入Deform-3D软件，对复合材料进行多向锻造数值模拟。坯料尺寸为10 mm×10 mm×20 mm，坯料位于模具中心位置，冲头在压力作用下向下移动，使坯料产生塑性变形，坯料在完成单向压缩后的尺寸保持不变。多向锻造示意图及仿真模型如图2所示。

图2 多向锻造示意图及仿真模型

Deform-3D软件材料库中不存在TiB2·TiAl3/ 2024Al复合材料的本构模型，通过Absoft Pro Fortran 8.0软件将复合材料的本构模型导入Deform-3D软件中创建材料参数，在Grain选项中输入再结晶模型，建立复合材料有限元模型。模拟时最小边界尺寸为0.3 mm，坯料均匀划分为3 500个四面体网格；根据步长一般为最小边界尺寸的1/3～1/2，将其设置为0.1 mm。材料参数如下：弹性模量为68.9 GPa，泊松比为0.33，初始晶粒尺寸0为45.0 μm。多向锻造工艺参数如下：坯料变形前初始温度分别为350、400、450、500 ℃，模具温度为200 ℃，模具下压速度为0.8 mm/s，模具下压行程为10 mm。另外剪切摩擦因数设置为0.3，热传导系数设置为11 W/(m·K)。

2 结果与分析

2.1 单向压缩过程金属流动情况

在多向锻造中，每个工步的变形可以看作不同方向上的单向压缩过程，坯料在变形温度为450 ℃时，第1工步变形情况如图3所示。由图3可以看出，在初始变形阶段，由于模具对坯料的约束作用，坯料底面摩擦力较大，塑性变形很小，坯料顶面受到冲头的作用向下移动，迫使上部金属向两侧流动，金属流线呈现“八”字形；坯料上部金属流动速率大，下部金属流动速率小，底面金属几乎不发生流动。随着变形程度的增加，下部金属开始流动，产生塑性变形；当变形量继续增大，坯料逐渐与模具侧壁接触，变形阻力增大，导致坯料的流动速率减缓；进一步变形，坯料已充满除下模顶角以外的整个区域，坯料金属被迫流向下模顶角处，此时模具顶角处坯料流动速度迅速增大。

图3 复合材料在单向压缩过程中坯料金属流动分布

坯料在变形温度为450 ℃时第1工步不同变形量下的等效应变如图4所示。观察变形过程中等效应变的变化情况可以发现，坯料受到模具的约束而变形不均匀。由于坯料表面与凹模内壁及凸模顶面接触存在摩擦作用，与模具接触的坯料表面及附近区域受到摩擦阻力作用成为难变形区；坯料中心部位不直接与模具接触，摩擦产生的变形阻力较小，为易变形区；位于易变形区外围的区域金属流动性介于两者之间，为自由变形区。难变形区在坯料表面区域呈楔形，此处的金属流动较为困难，只能向左右两端流动。在下压过程中，易变形区和自由变形区首先发生变形，在坯料中心部位及对角线区域形成呈“X”形的区域，“X”形区域变形剧烈，具有较大的等效应变。等效应变分布规律不随变形量的增加而发生改变；坯料难变形区随着变形程度的增大逐步向易变形区和自由变形区转变；易变形区的等效应变由变形量15%时的0.77增大到变形量45%时的1.42。

图4 复合材料在单向压缩过程中等效应变分布

2.2 锻造温度对材料的影响

为了研究多向锻造温度对材料组织的影响，对温度分别为350、400、450、500 ℃的坯料进行1道次锻造成形仿真模拟，不同温度下再结晶体积分数及平均晶粒尺寸如图5及图6所示。

由图5可以发现，动态再结晶的分布情况与等效应变的分布类似，在坯料中心和对角线组成的“X”形区域内发生较大程度的动态再结晶，靠近坯料边缘处动态再结晶程度较小。随着锻造温度的升高，“X”形区域的动态再结晶程度增大，且动态再结晶区域所占的比例也明显升高，动态再结晶不充分的区域所占比例下降。锻造温度明显影响坯料的再结晶行为，升高变形温度，原子的热激活能随之增大，发生动态再结晶所需的临界应变量降低，坯料更容易发生动态再结晶，且动态再结晶更加充分。

图5 不同温度下动态再结晶体积分数分布

图6 不同温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图6所示。可以观察到，坯料整体平均晶粒尺寸小于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较大；锻造温度为350 ℃时中心部位最小晶粒尺寸为21.9 μm，而晶粒尺寸最大达到38.1 μm。从图6b—d可以看出，随着变形温度的升高，中心部位的粗大晶粒所占比例下降，逐渐转变为细小晶粒；难变形区域内的晶粒尺寸同样减小。这表明升高变形温度，有助于坯料发生动态再结晶，从而细化晶粒。

图7为坯料在不同锻造温度下锻造1道次的平均晶粒尺寸及再结晶体积分数统计结果。可以发现，高温锻造可以使坯料发生再结晶，但再结晶行为受温度影响不大，温度从350 ℃升至500 ℃，再结晶体积分数仅从65.0%升至69.7%；动态再结晶形成新的晶粒，坯料晶粒发生细化，随着温度的升高，平均晶粒尺寸由350 ℃时的24.6 μm降至500 ℃时的21.5 μm。

图7 不同温度下的再结晶体积分数及平均晶粒尺寸

2.3 锻造道次对材料的影响

图8为450 ℃时不同道次下坯料中心截面的等效应变分布，可以发现，多向锻造等效应变分布规律与单向压缩类似，在第1个道次，大应变主要分布在易变形区和自由变形区组成的“X”形区域，最大达到5.5左右，与上下模具接触的区域为难变形区，等效应变最小，为0.8左右。在第2个道次，中心区域及两端面部分区域应变较大，中心区域最大应变为6.0左右。锻造3个道次后，除难变形区外，整体等效应变趋于一致。对比图8a—c发现，增大锻造道次，等效应变逐渐增加且分布均匀，“X”形区域的等效应变逐渐增大，难变形区域的所占面积逐渐减小。

图8 不同道次坯料中心截面的等效应变分布

对不同道次坯料的等效应变进行统计，如图9所示。可知，每个道次的平均等效应变为3.2。随着应变道次的增大，等效应变数值逐渐增大，等效应变较低的区域消失，等效应变逐渐向平均等效应变靠拢。

不同道次下中心截面的再结晶体积分数如图10所示，锻造1道次时，坯料的“X”形区域再结晶体积分数明显大于其他区域，且越靠近中心区域再结晶体积分数越大。结合图9a可知，动态再结晶发生在等效应变大的区域，等效应变越大动态再结晶越充分。锻造第2道次后，坯料内部再结晶体积分数达到80%左右，坯料表面受到模具的限制作用等效应变较小，导致再结晶程度比较低。锻造3个道次后，坯料再结晶比较充分，再结晶程度明显高于前2个道次，整体再结晶体积分数达到85%以上。

对锻造温度为450 ℃时不同工步下的再结晶体积分数及平均晶粒尺寸进行统计分析，其结果如图11所示。锻造第1道次对坯料再结晶行为影响最大，坯料再结晶体积分数为69.2%，平均晶粒尺寸则由铸态的45.0 μm减小到21.9 μm，说明增大锻造道次能促进坯料发生动态再结晶，使晶粒尺寸减小。锻造第2道次对坯料再结晶体积分数及平均晶粒尺寸变化的影响显著减小，再结晶体积分数从69.2%达到89.5%，平均晶粒尺寸从21.9 μm到16.3 μm，相对于第1道次，动态再结晶进一步发生，动态再结晶行为已经较为充分。经过3道次锻造后，再结晶体积分数升高到96.1%，平均晶粒尺寸减小到14.3 μm；与第2道次相比，再结晶体积分数及平均晶粒尺寸变化不大，这是因为坯料经过第2道次锻造后已经充分再结晶，第3道次锻造不会使材料组织明显细化。

图9 不同道次坯料中心截面的等效应变直方图

图10 不同道次下中心截面的再结晶体积分数分布

图11 不同锻造工步下的再结晶体积分数及平均晶粒尺寸

2.4 多向锻造显微组织分析

为验证数值模拟方法的准确性，对TiB2·TiAl3/ 2024Al复合材料在450 ℃时进行3道次多向锻造试验，坯料中心局部微观组织的电子背散射衍射（EBSD）图像如图12所示。可以看出，在TiAl3颗粒附近变形比较剧烈，再结晶比较充分，晶粒尺寸较小，远离TiAl3颗粒处晶粒尺寸较大。450 ℃锻造第3道次后，坯料的平均晶粒尺寸为15.6 μm，再结晶体积分数为93.6%。与试验结果对比，模拟结果误差在10%以内，证明数值模拟方法能够准确预测复合材料多向锻造过程中的组织演化。

图12 450 ℃锻造3道次后微观组织电子背散射衍射图像

3 结论

基于数值模拟方法，对液态模锻制备的原位TiB2·TiAl3/2024Al复合材料在多向锻造变形过程中的流动行为及组织变化进行研究，得到以下结论。

1）单向压缩变形时，坯料表面受到模具的摩擦作用导致金属流动性变差，金属向侧面流动最终充满整个型腔，“X”形区域等效应变较大；在进行多向锻造时，坯料大应变主要分布在“X”形区域，等效应变随着锻造道次的增加而增大且逐渐均匀。

2）锻造1道次时，锻造温度从350 ℃升至500 ℃，再结晶体积分数从65.0%升至69.7%，平均晶粒尺寸由24.6 μm降至21.5 μm。升高锻造温度可以促进试验发生动态再结晶，晶粒得到细化。

3）在450 ℃锻造时，1道次锻造后平均晶粒尺寸为21.9 μm，2道次锻造后平均晶粒尺寸为16.3 μm，3道次锻造后平均晶粒尺寸为14.3 μm，锻造3道次后动态再结晶比较充分。

4）在450 ℃时进行3道次多向锻造试验，坯料的平均晶粒尺寸为15.6 μm，再结晶体积分数为93.6%。与试验结果对比，模拟结果误差在10%以内，模拟结果准确可靠。

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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

国家自然科学基金（51905122；51875121）；山东省自然科学基金（ZR2019MEE039）；山东省重点研发计划（2020CXGC010303）

张鸿名（1984—），男，博士，副教授，主要研究方向为金属及金属基复合材料塑性成形。

陈刚（1986—），男，博士，教授，主要研究方向为金属及金属基复合材料塑性成形。

责任编辑：蒋红晨