畢 江 趙長財(cái) 杜 冰 陳曉華 董國疆.燕山大學(xué)先進(jìn)鍛壓成形技術(shù)與科學(xué)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，秦皇島，0660042.哈爾濱工業(yè)大學(xué)先進(jìn)焊接與連接國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱，5000.燕山大學(xué)車輛與能源學(xué)院，秦皇島，066004

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AA6061鋁合金正方形截面管脹形工藝研究

畢 江1,2趙長財(cái)1杜 冰1陳曉華1董國疆3
1.燕山大學(xué)先進(jìn)鍛壓成形技術(shù)與科學(xué)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，秦皇島，0660042.哈爾濱工業(yè)大學(xué)先進(jìn)焊接與連接國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱，1500013.燕山大學(xué)車輛與能源學(xué)院，秦皇島，066004

AA6061鋁合金擠壓管材在常溫下強(qiáng)度高但塑性差，難以成形復(fù)雜形狀零件?；诖耍岢隽斯倘芴幚?固體顆粒介質(zhì)脹形+人工時(shí)效的工藝流程，通過固溶、淬火和時(shí)效等熱處理工藝調(diào)整鋁合金變形前后的力學(xué)性能，應(yīng)用固體顆粒介質(zhì)脹形技術(shù)實(shí)現(xiàn)管件塑性成形。以AA6061擠壓鋁合金管為研究對(duì)象，分析了固溶處理工藝參數(shù)對(duì)合金力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)管材經(jīng)固溶溫度560 ℃且保溫120 min處理后，其延伸率提高3倍以上，強(qiáng)度和硬度也大幅降低，使合金管材的成形性能指標(biāo)顯著提高，具備了固體顆粒介質(zhì)脹形管件的條件；對(duì)合金固溶處理后再人工時(shí)效處理的試驗(yàn)研究表明，人工時(shí)效溫度180 ℃且保溫360 min時(shí)合金塑性下降，強(qiáng)度和硬度等性能指標(biāo)均可恢復(fù)至初始狀態(tài)?；阡X合金熱處理工藝特征的研究，采用固溶處理+固體顆粒介質(zhì)脹形+時(shí)效處理的工藝流程，成功試制了AA6061鋁合金典型的正方形截面管件，其環(huán)向最大展長率可達(dá)34%。

鋁合金管材；固溶處理；時(shí)效處理；固體顆粒介質(zhì)脹形

0 引言

AA6061鋁合金屬于Al-Mg-Si系列合金[1]，其密度小、沖擊韌性高，具有良好的機(jī)械加工性能和抗腐蝕性能，是航空航天、交通運(yùn)輸和石油化工等行業(yè)應(yīng)用于極端環(huán)境的重要金屬材料[2-3]。AA6061鋁合金的塑性性能極差，在室溫條件下難以成形復(fù)雜形狀零件，從而極大地限制了其應(yīng)用范圍。然而，隨著變形溫度升高，該材料的延伸率提高且變形抗力降低，因此溫?zé)崴苄猿尚渭夹g(shù)是目前AA6061鋁合金板殼構(gòu)件制造的主要研究方向[4]。文獻(xiàn)[5]對(duì)AA6061鋁合金擠壓管材氣壓熱脹形工藝的研究表明，在變形溫度為425 ℃時(shí)成形性能達(dá)到最優(yōu)，最大脹形率為86%。文獻(xiàn)[6]分析AA6061鋁合金板材熱態(tài)液壓脹形過程表明，在300 ℃時(shí)成形板件應(yīng)變可達(dá)60%～70%。雖然溫?zé)岢尚渭夹g(shù)可以顯著改善AA6061鋁合金成形性能，但是要求對(duì)坯料和模具的變形溫度進(jìn)行精確控制，以及要求模具、增壓裝置和加載設(shè)備應(yīng)耐高溫，因此使得該工藝控制難度和加工成本大幅提高，這是現(xiàn)有技術(shù)面臨的主要難題。

通過固溶處理可得到過飽和固溶體組織，將阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的析出相溶解固化，使合金強(qiáng)度降低，韌性提高，從而提高其成形性能[7-8]，同時(shí)，降低材料的變形抗力，從而降低對(duì)成形設(shè)備能力的要求。但是，經(jīng)過固溶處理后加工成形的管件材料強(qiáng)度和硬度較低，不滿足工程應(yīng)用的要求。然而，對(duì)成形管件進(jìn)行時(shí)效處理可以彌補(bǔ)這一缺陷，時(shí)效處理使合金內(nèi)的第二相粒子再次析出，引起沉淀強(qiáng)化[9]。在加工硬化和沉淀強(qiáng)化的雙重作用下，管件的強(qiáng)度和硬度會(huì)進(jìn)一步提高，從而達(dá)到應(yīng)用需求。在此方面，文獻(xiàn)[10]研究AA6061鋁合金擠壓管坯旋壓加工時(shí)發(fā)現(xiàn)，旋壓前進(jìn)行半固溶處理可使管坯旋壓性能提高，成形后時(shí)效處理可使工件的抗拉強(qiáng)度滿足不低于245 MPa的使用要求。因此，可采用成形前固溶處理+成形后時(shí)效處理的方式調(diào)整材料的力學(xué)性能，從而實(shí)現(xiàn)6061鋁合金管件的室溫內(nèi)高壓成形。

本文以AA6061鋁合金擠壓管材為研究對(duì)象，開展固溶和人工時(shí)效處理材料的單向拉伸試驗(yàn)，并與理論成形極限圖(forming limit diagram,FLD )相結(jié)合，分析熱處理工藝參數(shù)對(duì)管材材料性能的影響規(guī)律；以此為據(jù)，提出了固溶處理+顆粒介質(zhì)內(nèi)高壓成形+時(shí)效處理的典型管件成形工藝方案；通過數(shù)值仿真與工藝試驗(yàn)相結(jié)合的方法分析了工藝參數(shù)對(duì)目標(biāo)管件成形性能的影響規(guī)律，從而為高強(qiáng)鋁合金管件的加工和制備提供新的手段和試驗(yàn)基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為國內(nèi)某公司生產(chǎn)的厚度δ0=2 mm、直徑D0=100 mm的AA6061鋁合金擠壓管材，合金試樣的化學(xué)成分通過ADVANT X’P-381型X射線熒光光譜儀測(cè)試得到，其主要成分如表1所示。

1.2 熱處理工藝步驟

將AA6061鋁合金管材用線切割機(jī)沿管材軸向切取單向拉伸試樣。固溶處理在SX-G16103箱式加熱爐中進(jìn)行，固溶溫度θS分別為530,540,550,560，570 ℃，保溫時(shí)間tS為30,60,90,120,150 min。淬火在HH-2恒溫水浴鍋中進(jìn)行，淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間小于5 s，水溫在25 ℃以下。固溶處理之后將合金試樣低溫儲(chǔ)藏以消除自然時(shí)效的影響。時(shí)效處理在DHG -9070A鼓風(fēng)干燥箱中進(jìn)行，時(shí)效溫度θA為180 ℃，時(shí)間tA為30,60,120,240,360,480 min。

表1 試驗(yàn)合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

1.3 管材性能測(cè)試

參照拉伸試件制定的國際標(biāo)準(zhǔn)，結(jié)合試驗(yàn)設(shè)備的測(cè)量精度范圍，設(shè)計(jì)制作管材軸向拉伸試樣(圖1)。為了保持試件的完整性，本研究采用線切割機(jī)沿AA6061鋁合金管材軸向切取單向拉伸試樣，并自行設(shè)計(jì)了管材軸向拉伸圓弧卡具(圖1b)，每項(xiàng)試驗(yàn)均測(cè)定3個(gè)以上樣品取平均值。拉伸力學(xué)性能測(cè)試在Inspekt-Table100電子萬能試驗(yàn)機(jī)上完成，應(yīng)變速率設(shè)定為0.001 s-1。

圖1 軸向拉伸試樣尺寸及試驗(yàn)卡具Fig.1 Axial tensile size specimen size and experimental fixture

采用FM-700維式硬度計(jì)測(cè)量不同熱處理工藝處理后試樣的硬度，在每個(gè)試樣上測(cè)試7個(gè)點(diǎn)，然后取其平均值。將金相試樣冷鑲嵌后用水磨砂紙預(yù)磨，然后進(jìn)行機(jī)械拋光，用10%(體積分?jǐn)?shù)，下同)高氯酸和90%的無水乙醇的混合液電解拋光，拋光電壓30 V，時(shí)間30 s；隨后進(jìn)行陽極覆膜，覆膜液為5%的氟硼酸水溶液，覆膜電壓28 V，時(shí)間為3 min。采用Axiovert 200 MAT金相顯微鏡對(duì)不同熱處理工藝下的試樣顯微組織進(jìn)行觀察和分析。透射電鏡觀察試樣經(jīng)打磨和雙噴電解減薄制取，電解液為30%硝酸和70%甲醇混合溶液，采用液氮冷卻到-30 ℃以下，工作電壓為12～18 V，電流控制在120～140 mA之間。電鏡觀察在JOEL2010透射電鏡上進(jìn)行，加速電壓為200 kV。斷口形貌觀測(cè)在Hitachi S3400型掃描電子顯微鏡上進(jìn)行。

1.4 材料性能試驗(yàn)

1.4.1 真實(shí)應(yīng)力應(yīng)變曲線

AA6061鋁合金擠壓管在室溫條件下強(qiáng)度較高，延伸率極低，無法滿足常規(guī)管件脹形塑性變形的需求，極易產(chǎn)生破裂。給定固溶溫度θS為560 ℃，不同固溶時(shí)間tS下管材真實(shí)應(yīng)力應(yīng)變曲線，如圖2a所示；給定固溶時(shí)間tS為120 min，不同固溶溫度TS下管材真實(shí)應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖2b所示。然而，試驗(yàn)表明，最大力總伸長率Agt隨固溶溫度、固溶時(shí)間等參數(shù)的變化存在最大值，即θS=560 ℃且tS=120 min時(shí)，Agt達(dá)到了19.8%，較室溫提高了313%，這種變化使得該材料采用內(nèi)高壓成形復(fù)雜管件成為可能。同時(shí)，固溶處理后合金管材的屈服強(qiáng)度σs顯著下降，在固溶條件θS=560 ℃且tS=120 min下，σs=53.7 MPa，較室溫減小81.4%；抗拉強(qiáng)度σb=189.9 MPa，較室溫減小40.8%。材料強(qiáng)度的下降，使得管件塑性成形的脹形力大幅降低，從而降低了成形工藝對(duì)加載設(shè)備和模具裝置的需求，降低了加工成本。試驗(yàn)研究表明，AA6061鋁合金擠壓管材經(jīng)θS=560 ℃且tS=120 min的固溶處理后，塑性成形性能接近最優(yōu)。

管材經(jīng)θS=560 ℃且tS=120 min的固溶處理后淬火，再經(jīng)θA=180 ℃的人工時(shí)效處理后空冷。不同時(shí)效工藝下真實(shí)應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖2c所示。給定時(shí)效溫度θA=180 ℃時(shí)，隨時(shí)效時(shí)間tA的延長，應(yīng)力應(yīng)變曲線越來越接近未進(jìn)行固溶處理(no solution treatment，NST)的原始管坯的曲線；當(dāng)時(shí)效時(shí)間延長至360 min時(shí)，與原始管坯的應(yīng)力應(yīng)變曲線基本重合；繼續(xù)延長時(shí)效時(shí)間，曲線略呈下降趨勢(shì)，即產(chǎn)生了過時(shí)效現(xiàn)象。固溶處理后，時(shí)效時(shí)間延長使得管材強(qiáng)度提高,Agt降低，管材材料力學(xué)性能逐步恢復(fù)至原始狀態(tài)。

1.4.2 顯微硬度

人工時(shí)效后管材單向拉伸試樣的表面硬度值反映了加工硬化和析出硬化的雙重作用。如圖3所示，隨著人工時(shí)效時(shí)間(30～360 min)的延長，試樣表面硬度逐步提高，時(shí)效初期的表面硬度急劇上升，4 h之后上升緩慢，6 h達(dá)到峰值109 HV，與原始管材表面硬度123 HV相差不到12%。繼續(xù)時(shí)效處理，表面硬度略有下降，這與文獻(xiàn)[11]得到的AA6061鋁合金鑄錠固溶處理(θS=530 ℃，tS=240 min)后經(jīng)θA=180 ℃人工時(shí)效處理的硬度變化規(guī)律基本相同，合金硬度均呈現(xiàn)出先升后降的變化規(guī)律，且下降的變化量較小。

(a)固溶溫度560 ℃

(b)固溶時(shí)間120 min

(c)時(shí)效溫度180 ℃圖2 熱處理工藝參數(shù)對(duì)AA6061鋁合金真實(shí)應(yīng)力-應(yīng)變曲線的影響(應(yīng)變速率0.001 s-1)Fig.2 Effect of heat treatment process parameters on true stress-strain curves of AA6061 aluminum alloy

圖3 熱處理工藝參數(shù)對(duì)AA6061鋁合金顯微硬度的影響Fig.3 Effect of heat treatment process parameters on hardness of AA6061 aluminum alloy

1.4.3 顯微組織

AA6061鋁合金管坯為擠壓工藝制備，其原始形態(tài)的顯微組織為無纖維狀組織，為尺寸較大的等軸晶及再結(jié)晶生成的亞晶(圖4a)；從母材腐蝕得到的點(diǎn)蝕坑可以看出，合金中溶入基體的相粒子較少，粗大的第二相粒子一部分集中在晶界附近，另一部分彌散在晶內(nèi)，呈不均勻分布。AA6061鋁合金擠壓管材在生產(chǎn)時(shí)產(chǎn)生了較大的塑性變形，合金中存在大量的空位和位錯(cuò)等晶體缺陷，并有較高的畸變能儲(chǔ)存在晶體缺陷中，造成管材強(qiáng)度和硬度較高，延伸率極差，因此不能滿足后續(xù)的塑性加工要求。

固溶處理(tS=560 ℃，tS=120 min)后合金的顯微組織產(chǎn)生了明顯變化(圖4b)，固溶的再結(jié)晶過程中等軸晶進(jìn)一步長大，晶粒尺寸大小逐漸趨于均勻，晶內(nèi)及晶界殘留的Mg2Si相粒子大量溶入基體中，基體中溶質(zhì)原子數(shù)量增多，可通過快速冷卻的淬火過程保存固溶組織，管坯力學(xué)性能隨之發(fā)生改變，強(qiáng)度和硬度大幅降低，延伸率顯著提高，從而改善了管材的成形性能。

(a)原始材料 (b) 固溶處理

(c)固溶處理+時(shí)效處理圖4 AA6061鋁合金不同熱處理狀態(tài)下顯微組織Fig.4 Effect of heat treatment on microstructure of AA6061 aluminum alloy

試件固溶處理后再經(jīng)θA=180 ℃且tA=360 min的人工時(shí)效處理(圖4c)，晶粒長大且尺寸更加均勻，組織內(nèi)基本不存在細(xì)小的亞晶，同時(shí)晶界處硬化相Mg2Si彌散析出，產(chǎn)生析出硬化效果，因此管材強(qiáng)度和硬度回升，塑性下降。與固溶處理后的組織相比，時(shí)效后固溶體基體上的球狀析出相明顯增多。AA6061鋁合金管材在時(shí)效初期，過飽和固溶體分解，Si原子在鋁基體上的某些晶面上聚集，形成溶質(zhì)原子偏聚區(qū)(即GP區(qū))，并與基體保持共格關(guān)系，這些聚合體構(gòu)成了提高抗變形能力的共格應(yīng)變區(qū)，使合金強(qiáng)度、硬度增加；隨著時(shí)效時(shí)間的延長，原子偏聚增大，與晶體仍保持共格關(guān)系，由于GP區(qū)尺寸增大，在基體中產(chǎn)生了更加嚴(yán)重的共格畸變，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用進(jìn)一步增強(qiáng)，因此時(shí)效強(qiáng)化作用加強(qiáng)，使合金達(dá)到最大強(qiáng)化的階段。

AA6061鋁合金固溶處理前后的斷口形貌如圖5所示。圖5a為原始管材軸向試樣的拉伸斷口形貌，試樣未經(jīng)過固溶處理時(shí)出現(xiàn)少量較淺韌窩，說明AA6061鋁合金在室溫下塑性較差，拉伸變形過程中加工硬化明顯，這種現(xiàn)象與室溫下延伸率較低的現(xiàn)象一致。高倍觀察斷口，有大量的解理臺(tái)階和撕裂棱，撕裂棱起伏明顯，說明此時(shí)斷裂方式為介于解理斷裂和韌窩斷裂之間的準(zhǔn)解理斷裂，屬于脆性斷裂的范疇。而試樣經(jīng)過固溶處理之后，等軸韌窩數(shù)量增多，且韌窩深度變深，表現(xiàn)出明顯的韌性斷裂特征，如圖5b所示，即固溶處理后AA6061鋁合金塑性明顯增強(qiáng)。

(a)原始管材 (b)固溶處理(θS=560 ℃，tS=120 min)圖5 AA6061鋁合金固溶處理前后斷口形貌Fig.5 The fracture appearance of AA6061 aluminum alloy pre and post solution treatment

由圖6可以看出，AA6061鋁合金經(jīng)固溶處理(θS=560 ℃，tS=120 min)后，基體中基本無納米級(jí)的析出相，且存在一定量的位錯(cuò)，使得合金強(qiáng)度和硬度降低，塑性成形性能改善；再經(jīng)人工時(shí)效處理(θA=180 ℃，tA=360 min)后，大量納米級(jí)硬化相析出，且在基體上彌散分布，析出相以彌散的球狀(GP區(qū))和條狀析出相為主，大小為10～50 nm，析出相與基體保持共格關(guān)系，均勻地分布在基體中，硬化相的彌散分布使AA6061鋁合金強(qiáng)度和硬度重新回升至與原始管坯相當(dāng)?shù)姆秶?/p>

(a)固溶處理(θS=560 ℃，tS=120 min)

(b)時(shí)效處理(θA=180 ℃，tA=360 min)圖6 AA6061鋁合金不同熱處理狀態(tài)的TEM組織Fig.6 Effect of heat treatment on TEM micrograph of AA6061 aluminum alloy

1.4.4 理論成形極限圖

推導(dǎo)理論成形極限圖(FLD)時(shí)，難以確定的參數(shù)為初始厚度不均度f0。對(duì)此，本文通過不同固溶處理工藝條件下單向拉伸試驗(yàn)對(duì)其進(jìn)行了標(biāo)定。首先，測(cè)量不同固溶處理?xiàng)l件下的單向拉伸試件產(chǎn)生斷裂處的寬度，從而通過換算得到斷裂失穩(wěn)極限狀態(tài)時(shí)的第二主應(yīng)變?chǔ)?；將測(cè)定值與M-K模型理論計(jì)算值進(jìn)行對(duì)比，并通過調(diào)節(jié)FLD求解模型中的f0數(shù)值使ε2的測(cè)定值與計(jì)算值之差在-0.005～0.005之間；以此標(biāo)定不同固溶處理工藝條件下的f0值，然后遍歷應(yīng)力比α=σ2/σ1(0≤α≤1)，得到AA6061鋁合金擠壓管材固溶處理前后的理論FLD，如圖7所示。AA6061合金管材未經(jīng)固溶處理之前的理論成形極限曲線(forming limit curve, FLC)極低，不能滿足復(fù)雜形狀零件塑性加工的需求，而經(jīng)固溶處理之后管材的理論FLC顯著上升。恒定固溶溫度θS=560 ℃，管材理論FLC隨固溶時(shí)間的延長呈現(xiàn)出先升后降的變化，并在tS=120 min時(shí)達(dá)到峰值；恒定固溶時(shí)間tS=120 min，管材理論FLC隨著固溶溫度的升高呈現(xiàn)先升后降的變化規(guī)律，并在θS=560 ℃時(shí)達(dá)到峰值。固溶處理后管材的理論FLD表現(xiàn)出來的特征與單向拉伸試驗(yàn)得到的材料參數(shù)變化一致。

(a)固溶溫度560 ℃時(shí)不同保溫時(shí)間的理論FLD

(b)固溶時(shí)間120 min時(shí)不同固溶溫度的理論FLD圖7 AA6061鋁合金不同固溶工藝下的理論FLDFig.7 Effect of solution treatment process parameters on theoretic FLD of AA6061 aluminum alloy

2 分析與討論

本文采用AA6061鋁合金擠壓管材(外徑D0=100 mm，初始壁厚δ0=2 mm)，通過固溶處理+顆粒介質(zhì)內(nèi)高壓成形+時(shí)效處理的工藝流程試制正方形截面管件，對(duì)管件成形過程進(jìn)行數(shù)值模擬和試驗(yàn)研究，分析管件成形過程的變形狀態(tài)，并結(jié)合理論FLD對(duì)脹形管件的破裂失穩(wěn)趨勢(shì)進(jìn)行判定和分析。

顆粒介質(zhì)內(nèi)高壓成形技術(shù)是采用固體顆粒代替?zhèn)鹘y(tǒng)內(nèi)高壓成形工藝中液體或氣體介質(zhì)的作用，采用通用壓力設(shè)備直接給顆粒介質(zhì)加載，在管坯內(nèi)腔形成內(nèi)高壓，并迫使管坯貼模成形的工藝流程[12-13]。利用顆粒介質(zhì)具有的耐高壓、易流動(dòng)、易密封等介于固體和液體之間的特殊物理性能，該工藝具有無需復(fù)雜密封裝置、無需外部增壓系統(tǒng)等特點(diǎn)[14]。

2.1 管件主應(yīng)變變化曲線

數(shù)值仿真得到正方形截面管件沿其圓角軸向和環(huán)向質(zhì)點(diǎn)的主應(yīng)變分布曲線，如圖8所示。當(dāng)管壁環(huán)向貼模區(qū)(直壁段)長度為75 mm時(shí)，軸向主應(yīng)變狀態(tài)曲線中A、B質(zhì)點(diǎn)的位置最接近理論FLC，即質(zhì)點(diǎn)A、B理論上處于破裂極限狀態(tài)，且兩個(gè)質(zhì)點(diǎn)的應(yīng)變狀態(tài)接近平面應(yīng)變；而管材環(huán)向主應(yīng)變軌跡距離理論FLC較遠(yuǎn)，處于破裂安全區(qū)內(nèi)，且其應(yīng)變狀態(tài)均接近單向拉伸應(yīng)變狀態(tài)。由此分析可知，當(dāng)管件環(huán)向貼模區(qū)長度大于75 mm時(shí)，管件發(fā)生破裂失穩(wěn)，破裂位置為管件軸線上圓角的過渡區(qū)域。

圖8 管件軸向、環(huán)向主應(yīng)變軌跡Fig.8 Principal strain loci of tube in axial and circumferential directions

2.2 工藝試驗(yàn)

試驗(yàn)管坯下料長度l0=100 mm，凹模圓角rd=6 mm，型腔為邊長a=56 mm的正方形，脹形區(qū)長度h=30 mm。經(jīng)θS=560 ℃且tS=120 min的固溶處理后水淬(淬火水溫25 ℃)；管件成形采用固體顆粒介質(zhì)脹形工藝；然后將成形管件進(jìn)行θA=180 ℃且tA=360 min的人工時(shí)效處理，后空冷。

(a)未經(jīng)固溶處理的成形工件

(b)固溶處理后管件破裂前后對(duì)比

(c)管件破裂位置圖9 固溶處理前后成形工件對(duì)比Fig.9 The comparison of workpiece formed pre and post solution treatment

如圖9所示，工藝試驗(yàn)表明，管坯未經(jīng)過固溶處理時(shí)塑性極差，成形極限較低，難以采用內(nèi)高壓成形工藝加工，當(dāng)自由脹形直徑Dc=107 mm時(shí)便產(chǎn)生了破裂，最大脹形率僅為7%，裂紋垂直于管坯圓周方向，斷口呈現(xiàn)典型的脆性斷裂特征(圖9a)。然而，將AA6061鋁合金管坯經(jīng)固溶處理(θS=560 ℃，tS=120 min)后，成形性能顯著升高，當(dāng)管壁環(huán)向貼模區(qū)長度為70 mm時(shí)，管件成形質(zhì)量完好；當(dāng)貼模區(qū)長度發(fā)展為80 mm時(shí)，管件發(fā)生破裂失穩(wěn)，裂紋垂直于管坯軸線方向，斷口展現(xiàn)了部分韌性斷裂特征。

2.3 管件厚度分布

(a)管件軸向壁厚分布

(b)管件環(huán)向壁厚分布

(c)管件不同位置壁厚分布及摩擦條件對(duì)壁厚的影響圖10 管件壁厚分布Fig.10 The thickness curves of AA6061 aluminum alloy tube

隨脹形過程的發(fā)展，管件壁厚分布如圖10所示。在管件圓角部位沿管材軸向取11個(gè)測(cè)量點(diǎn)，得到不同脹形階段下壁厚分布曲線(圖10a)，隨直壁段長度l的增大，變形區(qū)壁厚不斷減??；對(duì)比管件環(huán)向壁厚模擬值與試驗(yàn)實(shí)測(cè)值(圖10b)，由直壁段中心向其邊緣壁厚緩慢減薄，在直壁段與圓角的過渡區(qū)域壁厚減薄最劇烈，圓角區(qū)壁厚分布相對(duì)較均勻，壁厚差變化不大；圓角、過渡區(qū)和直壁段三個(gè)區(qū)域壁厚分布如圖10c所示，隨著脹形過程的發(fā)展，質(zhì)點(diǎn)A、B、C的壁厚逐漸減薄，管壁貼模后，三個(gè)質(zhì)點(diǎn)的壁厚大小開始出現(xiàn)差別，其中壁厚值由大到小依次為直壁段中心C、圓角中心A和過渡區(qū)B。通過模擬固體顆粒介質(zhì)脹形和氣壓脹形兩種工況，對(duì)比質(zhì)點(diǎn)C的壁厚可知，顆粒介質(zhì)脹形得到的管件壁厚減薄程度小于氣壓脹形，即顆粒介質(zhì)與管材內(nèi)壁的摩擦有助于限制管件壁厚的減薄，使目標(biāo)管件的壁厚分布更加均勻。

3 結(jié)論

(1)提出了鋁合金管材構(gòu)件固溶處理+顆粒介質(zhì)內(nèi)高壓成形+人工時(shí)效處理的成形工藝，成功試制了厚徑比為2/100、環(huán)向最大展長率為34%的正方形截面管件，為高強(qiáng)鋁合金管件在常溫條件下的加工提供了新的手段。

(2)采用固溶處理方式能夠有效地提高AA6061鋁合金擠壓管材的成形性能，管材經(jīng)固溶處理(θS=560 ℃，tS=120 min)后延伸率提高了313%，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別降低了81%和41%，硬度減小了50%。人工時(shí)效處理(θA=180 ℃，tA=360 min)能夠使經(jīng)固溶處理的AA6061鋁合金管材恢復(fù)原有性能指標(biāo)，強(qiáng)度和硬度分別提高至原始管坯的88%和89%。

(3)數(shù)值仿真和工藝試驗(yàn)表明，當(dāng)直壁段長度l=75 mm時(shí)，管件軸向方向主應(yīng)變軌跡接近理論成形極限曲線，環(huán)向方向主應(yīng)變軌跡距離理論成形極限曲線較遠(yuǎn)，即管件脹形接近極限，管件破裂失穩(wěn)位置處于管材軸向圓角與管端直壁段的過渡區(qū)域。同時(shí)，顆粒介質(zhì)與管坯內(nèi)壁的摩擦作用能夠抑制變形區(qū)的過渡減薄，使管件壁厚分布更加均勻，提高了管件的成形質(zhì)量。

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(編輯 蘇衛(wèi)國)

Research on Bulging Technology of AA6061 Aluminum Alloy Tubes with Square Cross Sections

BI Jiang1, 2ZHAO Changcai1DU Bing1CHEN Xiaohua1DONG Guojiang3
1.Key Laboratory of Advanced Forging & Stamping Technology and Science of Ministry of Education,Yanshan University,Qinhuangdao,Hebei,066004 2.State Key Laboratory of Advanced Welding and Joining,Harbin Institute of Technology,Harbin, 150001 3.School of Vehicles and Energy,Yanshan University,Qinhuangdao,Hebei,066004

The AA6061 aluminum alloy extruded tube might not be formed into complex parts for its high strength and poor plasticity at room temperature. This paper put forward a new technological process: including solution treatment+solid granule medium bulging+aging treatment. During the processes, the mechanics properties of the tested alloy could be changed by heat treatments to satisfy the process requirements and the processing method of high strength aluminum alloy also could be realized by solid granule medium bulging technology. The AA6061 extruded tubes were investigated to show the effects of solution treatments on mechanics properties. At a solution temperature of 560 ℃ and time of 120 min, the elongations of AA6061 aluminum alloy tubes increase by 300%, the strength and the hardness decrease dramatically too. Therefore, the AA6061 aluminum alloy tubes meet the requirements of bulging by the improvements of formability. The experiments show that the strengths and hardnesses of AA6061 aluminum alloy workpieces recover to the as-received alloy at an aging temperature of 180 ℃ and time of 360 min. The typical tubes with square cross sections were trial-produced in lab by using the present forming method. The forming tests show that, the percentage elongation of AA6061 aluminum alloy tubes in ring direction may reach 34%.

aluminum alloy tube; solution treatment; aging treatment; solid granule medium bulging

2016-08-03

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51305386,51305385);河北省自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(E2013203093)

TG306

10.3969/j.issn.1004-132X.2017.12.016

畢 江，男，1989年生。燕山大學(xué)先進(jìn)鍛壓成形技術(shù)與科學(xué)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室碩士，哈爾濱工業(yè)大學(xué)先進(jìn)焊接與連接國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室博士研究生。研究方向?yàn)楣馨宀奶胤N成形、激光焊接。E-mail:bijiang198905@163.com。趙長財(cái)，男，1964年生。燕山大學(xué)先進(jìn)鍛壓成形技術(shù)與科學(xué)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室教授、博士研究生導(dǎo)師。杜 冰，女，1985年生。燕山大學(xué)先進(jìn)鍛壓成形技術(shù)與科學(xué)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室講師。陳曉華，男，1988年生。燕山大學(xué)先進(jìn)鍛壓成形技術(shù)與科學(xué)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室博士研究生。董國疆(通信作者)，男，1978年生。燕山大學(xué)車輛與能源學(xué)院副教授。E-mail:dgj@ysu.edu.cn。