熊煒，劉瑛,，曾積威，毛澤寧，楊慶，周玉偉

(1. 南京理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，南京 210014；2. 中南大學(xué) 輕質(zhì)高強(qiáng)結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083)

ACC復(fù)合管行星軋制物理模擬及工藝優(yōu)化(1)—3003鋁合金本構(gòu)關(guān)系及加工圖

熊煒1，劉瑛1,2，曾積威1，毛澤寧1，楊慶1，周玉偉1

(1. 南京理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，南京 210014；2. 中南大學(xué) 輕質(zhì)高強(qiáng)結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083)

為獲得鋁包銅(aluminum-copper-clad，簡(jiǎn)稱ACC)復(fù)合管行星軋制的加工窗口，對(duì)3003鋁合金的熱壓縮變形進(jìn)行模擬研究。采用Arrhenius及Z參數(shù)模型，建立3003鋁合金本構(gòu)方程，對(duì)其進(jìn)行應(yīng)變修正，同時(shí)采用動(dòng)態(tài)材料模型理論建立該合金在不同應(yīng)變量下的加工圖，研究變形速率與變形溫度等參數(shù)對(duì)3003鋁合金性能的影響，并通過(guò)掃描電鏡觀察與分析在不同條件下壓縮變形樣品的顯微組織。結(jié)果表明：3003鋁合金熱壓縮變形的流變應(yīng)力隨變形溫度升高、隨應(yīng)變速率下降而下降，在較高變形溫度下出現(xiàn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象；所得本構(gòu)方程可精確預(yù)測(cè)該合金熱變形過(guò)程中的流變應(yīng)力，合金加工圖中主要存在3個(gè)效率峰區(qū)：350～570 K，0.01～0.04 s?1，對(duì)應(yīng)效率值23%～37%；375～500 K，6～10 s?1，對(duì)應(yīng)效率值4.6%～6.6%；650～773 K，0.01～10 s?1，對(duì)應(yīng)效率值19%～24%。變形溫度較低的效率峰區(qū)處于失穩(wěn)區(qū)內(nèi)，而高溫效率峰區(qū)下不存在失穩(wěn)區(qū)，變形組織均勻。

3003鋁合金；行星軋制；本構(gòu)方程；動(dòng)態(tài)材料模型；加工圖；組織演變

三輥行星軋機(jī)由德國(guó)施羅曼?西馬克公司于1974年研制，主要用于鋼棒材及管材的軋制。其單道次的壓下量可達(dá)90%，加工效率高，獨(dú)特的加工方式使金屬在劇烈塑性變形及摩擦力作用下迅速升溫，出現(xiàn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象，這是很多加工方法不具備的。近年來(lái)有很多關(guān)于行星軋制技術(shù)方面的研究，主要集中在軋制模擬、結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)和軋件組織演變等方面，如SHIH[1?2]、張士宏等[3]采用有限元模擬行星軋制過(guò)程，揭示行星軋制的運(yùn)動(dòng)特點(diǎn)，并通過(guò)實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證模型的準(zhǔn)確性；SIEBKE、NISHIO等[4?6]對(duì)行星軋機(jī)的機(jī)械結(jié)構(gòu)、軋輥輥形進(jìn)行了研究與改進(jìn)；臧勇等[7?8]研究摩擦力對(duì)軋制過(guò)程的影響；DIEZ，李冰等[9?11]研究了行星軋制對(duì)金屬組織與性能的影響。這些對(duì)于行星軋制的研究大多是針對(duì)單一金屬以及軋機(jī)自身結(jié)構(gòu)的改進(jìn)等。肖克建等[12]采用2006年江蘇興榮高科公司自創(chuàng)的連鑄連軋?行星軋制系統(tǒng)成功軋出了T2銅/3003鋁復(fù)合管，這一技術(shù)已用于銅鋁合金等有色金屬棒材、管材的生產(chǎn)，但鮮見(jiàn)用于其它附加值更高的復(fù)合管生產(chǎn)。本構(gòu)方程是結(jié)合金屬熱變形過(guò)程中流變應(yīng)力、變形溫度、應(yīng)變速率和應(yīng)變量的數(shù)學(xué)模型，揭示各變形參數(shù)之間相互影響的關(guān)系，因此本構(gòu)方程的建立對(duì)金屬熱變形行為的研究具有重要的作用[13]。建立材料的加工圖是優(yōu)化材料熱加工工藝參數(shù)的有效途徑，PRASAD等在研究鈦合金熱變形行為時(shí)提出動(dòng)態(tài)材料模型理論[14]，能夠精確反應(yīng)材料熱加工特性。近年來(lái)動(dòng)態(tài)材料模型理論被廣泛應(yīng)用于各種材料的加工圖。本文作者先建立3003鋁合金及T2紫銅的本構(gòu)方程與熱變形加工圖，分別獲得其失穩(wěn)區(qū)，找出這2種金屬加工圖共同的穩(wěn)態(tài)加工區(qū)，結(jié)合熱變形過(guò)程的組織演變規(guī)律與ACC(即鋁包銅，aluminum-copper-clad)復(fù)合管界面的組織特征，獲得異種金屬?gòu)?fù)合變形過(guò)程的加工窗口，為高附加值A(chǔ)CC復(fù)合管、棒的生產(chǎn)與應(yīng)用提供理論依據(jù)。本文先對(duì)ACC復(fù)合管用3003鋁合金的熱加工行為進(jìn)行研究，為進(jìn)一步建立ACC復(fù)合管的加工窗口提供有力依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料是向某廠購(gòu)買的擠壓態(tài)3003鋁合金管材，其化學(xué)成分列于表1。按照?qǐng)D1所示位置取圓柱形試樣，試樣直徑為8 mm，長(zhǎng)度12mm。對(duì)圓柱形試樣進(jìn)行500 ℃/3 h退火處理。

表1 3003鋁合金化學(xué)成分Table 1 The chemical composition of 3003Al

圖1 原始3003鋁合金管材、壓縮試樣取樣位置以及EBSD分析取樣位置Fig.1 Diagram showing the orientation of the specimen cut out from original 3003Al alloy and EBSD microstructure

1.2 實(shí)驗(yàn)

用Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)退火處理后的3003鋁合金圓柱形試樣進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)，壓縮實(shí)驗(yàn)前，在壓頭和樣品間墊石墨片，以降低壓頭與樣品間的摩擦。變形溫度分別為293、373、473、573、673和773 K；應(yīng)變速率分別為0.01、0.1、1.0和10 s?1；壓下量為70%。以5 K/s的升溫速率將樣品加熱至實(shí)驗(yàn)溫度，保溫3 min，以保證樣品內(nèi)部溫度均勻，隨后進(jìn)行壓縮。壓縮完成后立刻進(jìn)行水冷，以保持變形組織狀態(tài)。對(duì)壓縮后的合金樣品按圖1的方向切片，用于掃描電鏡的電子背散射衍射(electron backscattered diffraction，簡(jiǎn)稱EBSD)組織分析，采用電解拋光制備EBSD樣品，電解液為10%高氯酸酒精溶液，電解參數(shù)為：電壓20 V、電解時(shí)間60 s。

2 結(jié)果與分析

2.1 應(yīng)力?應(yīng)變曲線

圖2所示為3003鋁合金熱壓縮實(shí)驗(yàn)的應(yīng)力–應(yīng)變曲線，由圖看出，流變應(yīng)力隨變形溫度升高而下降，隨應(yīng)變速率增加而上升。這是因?yàn)榈蛻?yīng)變速率下可為激活能的積累提供更長(zhǎng)的時(shí)間；變形溫度升高可為再結(jié)晶的形核、長(zhǎng)大以及位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)消散提供動(dòng)力[15]。當(dāng)變形溫度較高時(shí)，應(yīng)力–應(yīng)變曲線存在典型的3階段[16?17]：加工硬化階段、動(dòng)態(tài)軟化階段與應(yīng)力穩(wěn)定階段。變形初期在加工硬化的作用下變形抗力急劇上升，達(dá)到峰值；隨變形量進(jìn)一步增加，金屬出現(xiàn)動(dòng)態(tài)回復(fù)軟化現(xiàn)象，應(yīng)力出現(xiàn)小幅降低；接著加工硬化和動(dòng)態(tài)軟化達(dá)到平衡的狀態(tài)，流變應(yīng)力趨于穩(wěn)定，在此階段材料發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。當(dāng)變形溫度較低時(shí)，特別接近室溫時(shí)，流變應(yīng)力不是典型的3階段規(guī)律，變形過(guò)程中應(yīng)力一直上升，加工硬化一直處于主導(dǎo)地位，金屬?zèng)]有發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。同時(shí)變形溫度較低時(shí)，應(yīng)變速率對(duì)流變應(yīng)力的影響減弱。

圖2 不同變形速率下3003鋁合金熱壓縮的真應(yīng)力–真應(yīng)變曲線Fig.2 True strain-true stress curves of 3003Al alloy under different strain rates (a) 0.01 s?1; (b) 0.1 s?1; (c) 1 s?1; (d) 10 s?1

2.2 本構(gòu)方程

目前，Arrhenius模型和Zener-Hollomon參數(shù)模型廣泛應(yīng)用于金屬材料的本構(gòu)模型，這2個(gè)模型分別表示為如下2個(gè)方程：

式(1)中f(σ)為應(yīng)力的函數(shù)，根據(jù)應(yīng)力狀態(tài)的不同，用下式所示：

式(1)～(3)中：σ為給定應(yīng)變量下的流變應(yīng)力，MPa；ε為應(yīng)變速率；T為絕對(duì)溫度；Q為熱變形激活能；R為氣體常數(shù)；A，n，β，α均為材料常數(shù)。式(3)中的f(σ)=σn和f(σ)=exp(βσ)分別用于低應(yīng)力水平和高應(yīng)力水平，雙曲線函數(shù)方程f (σ)=[sinh(ασ)]n用于所有應(yīng)力水平[18]。

本文對(duì)3003鋁合金本構(gòu)方程進(jìn)行應(yīng)變修正，以應(yīng)變量為0.3為例，計(jì)算材料常數(shù)。對(duì)于低應(yīng)力水平(ασ＜0.8)和高應(yīng)力水平(ασ＞1.2)，結(jié)合式(1)和(3)，流變應(yīng)力和應(yīng)變速率之間的關(guān)系分別表示如下：

A1和A2為材料常數(shù)，對(duì)式(4)和(5)方程兩邊取對(duì)數(shù)，得：

將應(yīng)變量0.3下的應(yīng)力和對(duì)應(yīng)應(yīng)變速率代入式(6)和(7)，通過(guò)線性擬合得到各變形溫度下流變應(yīng)力與應(yīng)變速率之間的關(guān)系曲線，如圖3所示。

圖3 不同變形溫度下的lnσ-lnε關(guān)系曲線(a)和σ-ln˙關(guān)系曲線(b)Fig.3 Relationships curves of lnσ-ln˙(a) andσ-ln˙(b) under different deformation temperatures

由圖3(a)和(b)直線的斜率分別求得常數(shù)n和β。對(duì)圖3(a)和(b)中的直線斜率取平均值(100 ℃和20 ℃對(duì)應(yīng)的數(shù)據(jù)不參與計(jì)算，因?yàn)檫@兩組數(shù)據(jù)偏差較大)，經(jīng)計(jì)算得到n和β分別為9.748 7和0.148 1 MPa?1，α=β/n=0.015 19 MPa?1。

適用于所有應(yīng)力水平的式(2)可表示為：

對(duì)式(8)兩邊取對(duì)數(shù)：

再分別以溫度為常數(shù)和以應(yīng)變速率為常數(shù)，對(duì)式(9)進(jìn)行微分轉(zhuǎn)換，得：

將應(yīng)變量為0.3下的變形溫度、應(yīng)變速率和應(yīng)力代入式(10)，得到ln[ sinh(ασ)]-1/T 和ln[ sinh(ασ-ln ε˙關(guān)系曲線，如圖4所示。

圖4 應(yīng)變量為0.3的ln[ sinh(ασ)]-1/T 曲線(a) 與ln[ sinh(ασ)]-ln曲線(b)Fig.4 Relationship curves of ln[ sinh(ασ)]-1/T (a ) and ln[ sinh(ασ)]-ln˙(b) under strain 0.3

由式(10)可知，激活能Q與圖中擬合直線的斜率有關(guān)。計(jì)算圖4中直線斜率的平均值，即可計(jì)算出應(yīng)變量0.3下材料的熱變形激活能Q為129.687 kJ/mol。

對(duì)所有應(yīng)力水平的情況，式(2)可表示為：

對(duì)式(11)兩邊求對(duì)數(shù)：

將實(shí)驗(yàn)結(jié)果及求出的材料常數(shù)代入式(12)，經(jīng)擬合得到lnZ-ln[ sinh(ασ)]之間的關(guān)系曲線如圖5所示。

圖5 應(yīng)變量為0.3下lnZ?[sinh(ασ)]之間的關(guān)系曲線Fig.5 Relationship of lnZ?[sinh(ασ)] under strain 0.3

式(12)中l(wèi)nA和n的值分別為圖5中直線的截距與斜率，由此計(jì)算出A=9.56×109 s?1，n=7.046。

用以上方法，計(jì)算出0.05～1.0應(yīng)變范圍內(nèi)的材料常數(shù)，然后通過(guò)多項(xiàng)式擬合的方法，建立材料常數(shù)與應(yīng)變量之間的關(guān)系，得到擬合方程如式(13)，材料常數(shù)的擬合結(jié)果列于表2。

通過(guò)變換式(11)，3003鋁合金的本構(gòu)方程可總結(jié)為如下形式：

圖6所示為本構(gòu)方程應(yīng)力計(jì)算值與實(shí)測(cè)應(yīng)力值的對(duì)比，發(fā)現(xiàn)所建立的本構(gòu)方程能夠精確預(yù)測(cè)3003鋁合金熱變形流變應(yīng)力。但在473 K、0.01 s?1變形參數(shù)下，出現(xiàn)較大的偏差，這種偏差可能是在計(jì)算材料常數(shù)時(shí)引入的，如圖4(a)所示0.01 s?1下所擬合的直線與測(cè)試點(diǎn)存在較大的誤差，這個(gè)誤差影響激活能Q的精確性，從而導(dǎo)致圖6所示的偏差。相似的偏差也在其他材料的本構(gòu)模型中出現(xiàn)：LIN等[19]建立的42CrMo鋼本構(gòu)模型在0.01 s?1和50 s?1出現(xiàn)較大偏差；REZAEI ASHTIANI等[20]研究純鋁本構(gòu)模型偏差出現(xiàn)在高應(yīng)變速率及高變形溫度；ZHANG等[21]建立的Cr-Ni-Mo合金鋼本構(gòu)模型在高應(yīng)變速率下出現(xiàn)較大偏差。

2.3 加工圖

動(dòng)態(tài)材料模型理論將整個(gè)加工過(guò)程視為一個(gè)系統(tǒng)，材料的加工過(guò)程也是能量分配的過(guò)程，在一個(gè)給定變形參數(shù)的加工中，系統(tǒng)的全部能量P可分成2個(gè)部分[14]：G和J，G表示熱加工過(guò)程中以塑性變形熱耗散的能量；J為材料發(fā)生轉(zhuǎn)變所耗散的能量，如動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、動(dòng)態(tài)回復(fù)和相變。

熱加工過(guò)程中，給定變形溫度及應(yīng)變量下，流變應(yīng)力可表達(dá)為如下形式：

表2 不同應(yīng)變量下3003鋁合金各材料常數(shù)的應(yīng)變擬合結(jié)果Table 2 Polynomial fit results of material constant of 3003Al alloy

圖6 不同應(yīng)變速率下3003鋁合金應(yīng)力的預(yù)測(cè)結(jié)果與實(shí)測(cè)值Fig.6 Comparisons between predicted and measured flow stress curves of 3003Al alloy under different strain rates (a) 0.01 s?1; (b) 0.1 s?1; (c) 1 s?1; (d) 10 s?1

式中：K為材料常數(shù)；m為應(yīng)變速率敏感系數(shù)。材料發(fā)生轉(zhuǎn)變所耗散的能量J與總能量之比由材料的應(yīng)變速率敏感系數(shù)m決定：

根據(jù)式(15)，在任一定變形溫度及應(yīng)變量下，材料轉(zhuǎn)變耗散的能量J用下式計(jì)算：

除了研究耗散效率，還需考慮材料的失穩(wěn)參數(shù)，通過(guò)最大熵增的原理，建立材料失穩(wěn)統(tǒng)一標(biāo)準(zhǔn)，并用無(wú)量綱參數(shù)ξ表示如下：

依據(jù)動(dòng)態(tài)材料模型理論，建立3003鋁合金應(yīng)變量分別為0.05、0.2、0.4、0.6、0.8和1.0的加工圖，如圖7所示。圖中等高線表示功率耗散效率值η，陰影區(qū)域?yàn)榧庸なХ€(wěn)區(qū)[16]。由圖可見(jiàn)應(yīng)變量為0.05、0.2、0.4和0.6的加工圖的功率耗散均存在4個(gè)較明顯的峰區(qū)，且各峰區(qū)分布位置相近。應(yīng)變量達(dá)到1.0時(shí)，峰區(qū)退化為3個(gè)。各效率峰區(qū)位置及效率列于表3。

由表3看出，3003鋁合金加工效率耗散峰區(qū)集中分布于低應(yīng)變速率和高應(yīng)變速率區(qū)域。這是因?yàn)榈蛻?yīng)變速率可為金屬內(nèi)部變形溫度的傳遞、位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)以及激活能的積累提供更多的時(shí)間，變形更加穩(wěn)定[15]；而高應(yīng)變速率下可限制材料內(nèi)部非正常取向亞晶組織的長(zhǎng)大[17]，并提高變形速度使材料內(nèi)部位錯(cuò)無(wú)法及時(shí)抵消，導(dǎo)致再結(jié)晶形核區(qū)域增多，再結(jié)晶程度更高，從而使變形穩(wěn)定高效。

圖7 不同變形量下3003鋁合金的加工圖Fig.7 Processing maps of 3003Al alloy under different strains (a) 0.05; (b) 0.2; (c) 0.4; (d) 0.6; (e) 0.8; (f) 1.0

在低變形溫度下，中高應(yīng)變速率區(qū)的功率耗散效率普遍較低，部分變形參數(shù)下效率甚至小于0。由圖7看出這部分區(qū)域都處于加工失穩(wěn)區(qū)，極易發(fā)生絕熱剪切變形，因?yàn)樵诘蜏馗邞?yīng)變速率下金屬局部變形升溫，但溫度又無(wú)法及時(shí)傳遞，從而引起局部進(jìn)一步變形，產(chǎn)生絕熱剪切帶。絕熱剪切帶的形成使大部分能量以熱量的形式消耗，從而降低耗散效率[22]。加工失穩(wěn)區(qū)域面積隨應(yīng)變量增加而增大，由于本文所考慮的溫度范圍大，涵蓋了室溫～500 ℃，因此失穩(wěn)區(qū)分布較廣。由圖7看出失穩(wěn)區(qū)主要分布于293～500 K溫度區(qū)，其中效率峰區(qū)Ⅰ、Ⅱ也分布于失穩(wěn)區(qū)內(nèi)，這是因?yàn)榉鍏^(qū)Ⅰ和Ⅱ的變形溫度較低，在再結(jié)晶溫度以下易產(chǎn)生流動(dòng)失穩(wěn)，因此其可能是由材料失穩(wěn)引起的假象高效率[17]。當(dāng)變形溫度升高后，如圖7(d)、(e)和(f)所示，

峰區(qū)Ⅲ、Ⅳ則不處于加工失穩(wěn)區(qū)域內(nèi)。

表3 各應(yīng)變量下效率峰區(qū)分布情況及對(duì)應(yīng)的效率ηTable 3 The distribution of efficiency peaks and the corresponding efficiency under each strain

圖8 不同變形條件下的壓縮變形樣品EBSD取向圖Fig.8 EBSD maps of compressed samples under different deformation parameters (a) 773 K, 10 s?1; (b) 773 K, 1 s?1; (c) 773 K, 0.1 s?1; (d) 573 K, 0.01 s?1; (e) 673 K, 0.01 s?1; (f) 773 K, 0.01 s?1; (g) 773 K, 0.01 s?1

在高變形溫度為650～773 K下，存在2個(gè)耗散效率峰區(qū)：峰區(qū)Ⅲ和峰區(qū)Ⅳ，隨應(yīng)變量增加，峰區(qū)Ⅲ和Ⅳ分布越來(lái)越不明顯并且相互融合，應(yīng)變量達(dá)到1.0時(shí)退化成1個(gè)峰區(qū)(如圖7(f))。高溫區(qū)內(nèi)耗散效率處于較高的狀態(tài)，且失穩(wěn)區(qū)很少，因?yàn)樵诟邷貐^(qū)內(nèi)變形時(shí)，鋁合金發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，材料內(nèi)部位錯(cuò)等缺陷能及時(shí)運(yùn)動(dòng)消散，保持組織均勻穩(wěn)定。

圖8所示為高溫區(qū)壓縮鋁合金的EBSD標(biāo)定圖。圖8(f)與(g)表明鋁合金內(nèi)部存在大量亞晶組織，對(duì)比圖8(a)、(b)、(c)和(f)看出，圖8(f)中組織均勻，晶界很清晰，發(fā)生明顯的再結(jié)晶現(xiàn)象，但部分再結(jié)晶晶粒進(jìn)一步長(zhǎng)大導(dǎo)致晶粒大小不一，而隨應(yīng)變速率提高，再結(jié)晶晶粒沒(méi)有足夠的時(shí)間長(zhǎng)大，晶粒大小均勻，組織得到明顯的改善。對(duì)比圖8(d)、(e)與(f)看出，隨變形溫度從773 K降到673 K，晶粒呈典型的壓縮細(xì)長(zhǎng)組織，再結(jié)晶程度不高(見(jiàn)8(e)所示)；溫度進(jìn)一步降到573 K時(shí)，晶內(nèi)出現(xiàn)大量小角度晶界且晶界不清晰，組織較混亂，表現(xiàn)為動(dòng)態(tài)回復(fù)的狀態(tài)(見(jiàn)8(d)所示)。綜合以上分析，確定650～773 K、0.3～10 s?1為3003鋁合金的最佳熱加工工藝。

3 結(jié)論

1) 對(duì)3003鋁合金進(jìn)行熱壓縮變形，流變應(yīng)力隨變形溫度上升、應(yīng)變速率下降而降低。高溫下的應(yīng)力?應(yīng)變曲線呈現(xiàn)典型的三階段規(guī)律，發(fā)生明顯的再結(jié)晶現(xiàn)象，而低溫及常溫下，應(yīng)力呈現(xiàn)不斷上升的趨勢(shì)，合金主要發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)。

2) 對(duì)3003鋁合金的熱加工建立本構(gòu)方程，并對(duì)本構(gòu)方程進(jìn)行應(yīng)變修正，能較精確地預(yù)測(cè)不同變形參數(shù)下的流變應(yīng)力，僅在473 K、0.01 s?1時(shí)存在較大偏差。

3) 3003鋁合金的加工圖中，主要存在4個(gè)耗散效率峰區(qū)，集中分布于低應(yīng)變速率及高應(yīng)變速率區(qū)域；失穩(wěn)參數(shù)分布區(qū)域較大且隨變形量增加，失穩(wěn)區(qū)面積增大；低溫區(qū)材料易發(fā)生絕熱剪切變形，是主要的失穩(wěn)區(qū)；高溫區(qū)650～773 K下耗散效率普遍較高，且失穩(wěn)區(qū)很少。650～773 K、0.3～10 s?1為3003鋁合金最佳熱加工工藝。

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(編輯 湯金芝)

Physical simulation and process optimization of ACC multiple tube during planetary milling process (1)—constitutive equation and processing map of 3003 aluminum alloy

XIONG Wei1, LIU Ying1,2, ZENG Jiwei1, MAO Zening1, YANG Qing1, ZHOU Yuwei1
(1. School of Materials Science and Engineering, Nanjing University of Science & Technology, Nanjing 210014, China; 2. Science and Technology on High Strength Structural Material Laboratory, Central South University, Changsha 410083, China)

In order to obtain the processing window of aluminum-copper-clad (ACC) bimetallic tube during three-roll planetary rolling, the physical simulation on 3003 aluminum alloy of ACC bimetallic tube was studied. Constitutive equation of 3003 alloy was established based on the Arrhenius model and Z parameters model, which were modified by view of strain. The processing maps under different strains were built based on Dynamic Material Model (DMM), and the effects of strain rates and deformation temperatures on workability of 3003 aluminum alloy were discussed. Microstructures of compression samples under different deformation parameters were observed and analyzed by scanning electron microscopy. The results show that during hot deformation, flow stress of 3003 aluminum alloy decreases with increasing deformation temperature and decreasing strain rate, and dynamic recrystallization occurs in a relatively high temperature. The establishment of the constitutive equation can accurately predict the flow stress of 3003 aluminum alloy during hot compression. Three domains with high efficiency are found in processing map: 350?570 K, 0.01?0.04 s?1, efficiency 23%?37%; 375?500 K, 6?10 s?1, efficiency 4.6%?6.6%; 650?773 K, 0.01?10 s?1, efficiency 19%?24%. Efficiency peak domains under low temperatures distribute in instability areas, while the high temperature efficiency peak areas with uniform microstructure have no instability parameters.

3003 aluminum alloy; three-roll planetary mill; constitutive equation; dynamic materials model; processing map; microstructure evolution

TG146.2

A

1673-0224(2017)04-458-10

國(guó)家自然科學(xué)青年基金資助項(xiàng)目(51304123)；中南大學(xué)輕質(zhì)高強(qiáng)結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室開(kāi)放基金資助項(xiàng)目(O2016-17)

2016?11?30；

2017?02?17

劉瑛，講師，博士。電話：025-84303983；E-mail: liuying517@njust.edu.cn