復雜內筋鋁筒段旋壓變形規律和再結晶組織演變數值仿真

王鳳琪，于忠奇，孟燁暉，甘甜，趙亦希

上海交通大學 上海市復雜薄板結構數字化制造重點實驗室，上海 200240

鋁合金內筋薄壁結構具有承載高、重量輕的特點，是航天飛行器等的高性能構件。隨新一代航天飛行器馬赫數不斷提高，各項服役性能指標推向新的極端。傳統制造方式難以兼顧力學性能、尺寸精度與結構輕量化等指標要求，亟須發展先進制造方法。流動旋壓是一種能加工高精度高性能回轉體薄壁構件的先進技術，可實現內筋筒段整體精密制造并獲得致密的鍛態組織。近幾年采用流動旋壓方法成形鋁合金內筋筒段已初見端倪，在航天復雜內筋筒段整體制造上有潛在的發展前景。

采用旋壓技術成形內筋筒段時不僅要確保成筋的幾何精度，也要保證筒段的組織性能，后者是旋壓筒段熱處理強化的關鍵前提條件之一。對于旋壓過程中材料組織的演變行為，眾多學者基于筒形件和錐形件開展了深入研究。Zhan等［1］開展了鋁合金錐形件剪切旋壓試驗，探明了剪切旋壓主要通過變形帶方式細化晶粒，且壁厚方向的晶粒細化不均勻。Wang X X 等［2-3］通過多道次流動旋壓試驗揭示了TA15 鈦合金旋壓組織演變機制，即連續動態再結晶主要促進次生α 晶粒細化，而局部剪切變形對初生α 和次生α 晶粒細化均有顯著影響。Zeng 等［4］通過流動旋壓試驗闡述了2219 鋁合金縱橫筋筒段典型區微觀組織的差異性和旋壓件熱處理組織。Wang S B等［5］報道了Ti2AlNb 基鈦合金在剪切旋壓和熱處理中的組織演變行為，并試驗探明了中間退火工藝對相變的影響。Jin 等［6］研究了一種稀土鎂合金多道次熱旋壓組織演變行為，并得到了最佳旋壓加工工藝窗口。Xiao 等［7-8］通過試驗證明減薄率和成形溫度對鎳基高溫合金筒體旋壓組織有顯著影響，提出了一種包含淬火、強旋和再結晶退火的工藝，可獲得納米級超細晶組織筒形件。采用試驗方法能準確獲得實際工藝的變形組織，然而試驗成本高、數據波動大，因此更適用于外形規則的簡單結構件。對于復雜內筋筒段，由于零件幾何特征的復雜性，試驗方法難以獲得全面清晰的成形規律，不利于該類構件的旋壓工藝和模具設計開發。

近年來塑性成形數值仿真技術得到迅速發展，將數值仿真技術用于評估復雜結構件的可成形性提升了工程師工藝設計信心［9-11］。對于熱體積成形而言，僅調控成形件輪廓精度是遠遠不夠的，還需獲得合理的變形組織以實現高性能構件的形性協同加工。宏微耦合數值仿真方法是實現金屬熱成形過程形性精確調控的有效途徑。因此為準確描述熱成形條件下塑性行為與微觀組織演化規律，建立熱力耦合下材料多尺度本構模型是必要的環節。例如El Fakir 等［12］基于微觀機制建立了統一黏塑性本構模型，并在鋁合金板熱沖壓等成形工藝中得到應用。駱俊廷等［13］建立了TA15 動態再結晶模型，完成了多向鍛造的微觀組織仿真，獲得了多向鍛造工藝參數。

數值仿真技術在旋壓成形領域也得到了快速發展，可被用于闡釋旋壓缺陷產生原因及組織演變規律。Kong 等［14］結合數值仿真技術建立了一種法蘭起皺預測方法，揭示了關鍵參數對鋁合金旋壓法蘭起皺的影響規律。Xu 等［15］利用數值仿真方法研究了復雜形狀輪齒成形，探明了減薄率和坯料厚度與內齒充填飽滿度的關系。康春爽［16］建立了鑄態7075 鋁合金筒形件熱反旋宏微耦合仿真模型，實現了成形件微觀組織預測。Gan 等［17］建立了寬溫度范圍內耦合了晶粒破碎和亞晶粒轉動的鋁合金2219 理論本構模型，并將其應用到鋁合金曲面件旋壓加工中，實現了材料流變行為和微觀組織的預測。Zeng 等［18］基于數值仿真方法揭示了冷旋工藝參數對橫縱筋鋁合金筒段內筋填充的影響規律。對于內筋筒段旋壓成形數值仿真研究，目前主要聚焦材料流動行為和工藝調控方面，缺少針對復雜內筋鋁合金筒段旋壓形性演變規律的研究。

本文基于ABAQUS 仿真軟件建立具有多級內筋特征鋁合金筒段的宏微耦合數值仿真模型，分析多級內筋筒段熱流動旋壓中的材料流動和晶粒細化行為，并對比不同變形溫度下筒段的晶粒尺寸，以期為復雜內筋鋁合金筒段旋壓工藝參數優化與質量調控提供技術指導。

1 內筋筒段旋壓仿真建模

圖1 為某內筋筒段，其內部具有縱橫交叉筋，幾何特征復雜，縱向內筋包括3 個筋寬級別，即窄筋、寬筋和大面積填充區，用于加工的初始筒坯與該筒段內筋的幾何截面參數如表1 所示。筒段材料為2219 鋁合金，這種材料是目前航空航天領域廣泛使用的材料［19］，其成分見表2，室溫下屈服應力為96.2 MPa，彈性模量為71.8 GPa，泊松比為0.33。以此構件為例開展復雜內筋鋁合金筒段旋壓成形規律研究。

表1 內筋筒段幾何參數Table 1 Geometric parameters of stiffened cylinder

表2 2219 鋁合金的化學成分Table 2 Chemical composition of 2219 aluminum alloy

圖1 內筋筒段與其旋壓仿真模型Fig.1 Stiffened cylinder and spinning simulation model

該內筋筒段屬于中型尺寸復雜形狀構件，且旋壓過程屬于局部塑性成形，全尺寸構件流動旋壓仿真計算非常耗時。鑒于該筒段多級筋條分布在上半部分，分析該區域旋壓變形規律既具有代表性，又能兼顧內筋筒段旋壓成形仿真計算精度與效率，因此對圖1（b）所示的筒段關注區域建立流動旋壓仿真模型。

基于有限元軟件ABAQUS 建立流動旋壓宏微耦合仿真模型，如圖1（c）所示。在仿真模型中假設內筋筒段熱旋壓為等溫成形，不考慮變形過程中的熱傳導、對流及輻射。2219 鋁合金筒坯材料本構方程為課題組早期開發，耦合了晶粒破碎和亞晶粒轉動兩種再結晶機制的Gan 材料模型［17］，可被嵌入ABAQUS 軟件中表征變形中的組織演變特征。由于采用等溫成形，忽略了變形過程中的熱傳導、對流及輻射，因此選用8 節點六面體線性縮減積分單元（C3D8R）對筒坯進行網格劃分，網格徑向尺寸為1.4 mm，軸向和周向尺寸為4 mm。旋輪和芯模無變形，因此假設為離散剛體。筒坯-芯模、板料-旋輪界面采用面-面接觸算法描述旋壓成形中的接觸行為，選用庫倫摩擦模型定義法向和切向接觸屬性，并忽略旋壓成形中的摩擦生熱。坯料-旋輪之間為滾動摩擦，坯料-芯模之間為滑動摩擦。滾動摩擦系數取值較小，參照室溫旋壓［20］將坯料-旋輪之間的摩擦系數設為0.02。熱旋壓中的滑動摩擦系數介于0.16（平板拉伸）～0.32（平板彎曲）/0.39（平板擠壓）之間。綜合考慮多方面因素，將筒坯-芯模摩擦系數設為0.2。采用雙旋輪熱流動旋壓方法，旋輪圓角半徑為5 mm，總減薄率為50%，成形溫度為250～350 ℃。

為驗證旋壓仿真的可靠性，采用直徑200 mm、壁厚7 mm、初始狀態為退火態的2219鋁合金筒坯進行熱流動旋壓試驗（如圖2 所示）驗證流動旋壓變形組織預測精度，其厚度方向的初始晶粒取向如圖3 所示。驗證試驗條件如下：減薄率為30%、旋壓溫度為350 ℃、芯模轉速為100 r/min、旋輪進給速度為20 mm/min。用加熱爐將筒坯預熱至旋壓溫度，成形過程中使用氧-乙炔火焰槍補熱，通過熱成像儀監控變形溫度并對筒坯表面噴涂耐高溫漆以提升測量精度，樣件實際溫度偏差在±20 ℃內。熱旋壓結束后立即噴淋冷卻液冷卻旋壓件，保留變形組織。

圖2 旋壓筒段驗證試驗Fig.2 Verification tests of spun cylinder

圖3 2219 鋁合金筒坯微觀組織Fig.3 Microstructure of 2219 aluminum alloy billet

仿真所得旋壓件的壁厚為4.95 mm，實際所得旋壓件測量壁厚為5.05 mm，仿真值與理論值的相對誤差為1.02%，試驗值與理論值的相對誤差為3.06%，也即仿真獲得成形零件的幾何精度較高。圖4 為試驗所得2219 鋁合金旋壓件內層、中層、外層的微觀組織。對零件壁厚進行歸一化處理得旋壓件壁厚方向晶粒尺寸的仿真值與試驗值，二者對比結果如圖5 所示。顯然旋壓件晶粒尺寸從外表面到內表面逐漸增大，建立的熱流動旋壓仿真模型預測結果與試驗結果接近，即建立的旋壓仿真模型具有可靠性，可用于復雜內筋筒段旋壓成形宏觀流動與組織演變規律分析。

圖4 2219 鋁合金旋壓件微觀組織Fig.4 Microstructures of 2219 aluminum alloy spun cylinder

圖5 2219 鋁合金旋壓件壁厚方向的晶粒尺寸Fig.5 Grain sizes along thickness direction of 2219 aluminum alloy spun cylinder

2 結果與討論

在減薄率為50%、溫度為300 ℃的條件下獲得的2219 鋁合金內筋筒段旋壓件等效塑性應變與晶粒尺寸分布如圖6 所示，圖中PEEQ 為等效塑性應變，可見復雜內筋筒段旋壓件的等效塑性應變和晶粒尺寸具有明顯的不均勻性，這是流動旋壓的厚度方向變形梯度及內筋幾何形狀對材料流變的復雜約束共同造成的。內筋截面寬度直接影響旋壓過程中旋輪前側材料堆積量和材料徑向填充量，使復雜內筋筒段旋壓流變和組織演變呈現出特有的規律性。

圖6 旋壓筒段仿真結果Fig.6 Simulation results of spun cylinder

重點分析內筋截面寬度和縱橫走向對旋壓流變與晶粒細化行為的影響。需要指出的是圖6（a）上環形虛線同時橫穿了縱向窄筋、寬筋、大面積填充區，選取該截面分析內筋截面寬度的影響；同時選取圖6（a）上縱向虛線貫穿的橫向內筋與同截面寬度的縱向內筋進行比較，分析內筋走向的影響。

2. 1 塑性流動特征

圖7 為內筋截面寬度對筒段外表面和內表面等效塑性應變的影響，包括內筋附近外表面和內表面的徑向、周向、軸向3 個方向的塑性應變分布，虛線為壁板與內筋的交界，左邊界為流入一側，右邊界為流出一側。

圖7 縱向內筋截面寬度對塑性流動的影響Fig.7 Influences of section width of longitudinal rib on plastic flow

圖7（a）和圖7（b）分別為筒段窄筋處外表面和內表面3 個方向的應變分布，可知在徑向上不僅壁板內外表面為壓應變，筋條內外表面也為壓應變，但筋條的應變絕對值較小。這表明在大減薄率旋壓過程中筋槽被材料填滿，筋槽內材料沿徑向被壓縮。在周向上，流入一側的壁板外表面存在較小的拉應變，而流出一側轉變為壓應變（如圖7（a）所示），這是由于旋輪前方沿周向存在材料堆積，對已成形區材料產生拉伸；而旋出筋槽時受壁板-內筋圓角強烈的約束作用，內表面材料流動受阻，誘發了外表面材料產生壓應變，這一點與單一結構內筋筒段變形特征［18］是相似的。同時由于拔模角結構使筋槽內材料產生擠壓變形，筋槽內材料也產生了明顯的周向壓應變。在軸向上，窄筋內表面材料受擠壓作用，但由于寬度較小，所需填充量較少，因此只有筋槽內表面的應變小幅度降低。

從圖7 的徑向應變變化可看出與窄筋類似，雖寬筋和大面積填充區的筒段內外表面也均為壓應變，但筋槽處的應變絕對值降低了，尤其外表面數值接近0；這是隨筋槽寬度增加，材料由“擠壓”式填充轉變為“塌陷”式填充導致的。

從圖7 的周向應變變化可發現與窄筋相比，在寬筋和大面積填充區材料流經筋槽時內外表面由拉應變轉變為壓應變，而流出筋槽后又轉化為拉應變，但隨筋槽寬度增加，內筋材料填充量增加，筋槽處外表面應變的絕對值減小，這也是“塌陷”式填充導致的。

從圖7 的軸向應變變化可知隨筋槽寬度增加，材料在流經寬筋和大面積填充區的應變明顯減小，不均勻性增加，說明材料在徑向出現“塌陷”式填充時整個軸向材料的流動受到抑制，應變大幅度減小。

綜上所述，隨筋槽寬度增加，內筋材料填充由“擠壓”式轉變為“塌陷”式，旋壓變形不均勻性增加，進一步影響內筋筒體的尺寸精度和變形組織的一致性。

2. 2 內筋旋壓組織特征

圖8 為內筋筒段旋壓晶粒尺寸分布，圖9 為內筋筒段旋壓等效塑性應變分布。從圖8（a）可看出相對于壁板位置，內筋處鋁合金晶粒尺寸更為粗大，同時流入和流出兩側壁板處的變形組織存在顯著差異：流入一側壁板內外表面的鋁合金晶粒大小接近，在壁厚方向無明顯的梯度；相反在流出一側變形組織呈明顯的不均勻特征，晶粒未能充分細化，厚度方向存在明顯的梯度，外表面的晶粒尺寸小于內表面。這種復雜性是內筋筒段旋壓的不均勻變形導致的。對比圖9（a）窄筋的等效塑性應變可知，晶粒尺寸與變形分布具有相似規律性。

圖8 各特征區晶粒尺寸分布Fig.8 Grain size distributions of several feature areas

圖9 各特征區等效塑性應變分布Fig.9 Equivalent plastic strain distributions of several feature areas

圖8（b）和圖8（c）、圖9（b）和圖9（c）分別為寬筋和大面積填充區的旋壓變形組織和等效塑性應變分布，總體上與窄筋類似。對3 種內筋寬度而言，流入一側壁板處晶粒大小基本一致。而當內筋寬度增加時內筋中心區域和鄰近壁板的組織晶粒細化程度呈降低趨勢、厚度方向梯度變小、周向上均勻性變好。另只有靠近流出一側內筋圓角區組織變小，呈現明顯的不均勻性。這種旋壓晶粒細化規律可從應變場得到佐證：由于內筋寬度增加誘發“塌陷”式材料填充，塑性應變降低，變形均勻性提高；而筋槽的強幾何約束導致流出一側的塑性應變厚度方向梯度增加。

圖8（d）為該成形件橫筋處晶粒尺寸分布。不同于相同等級的縱筋，橫筋上晶粒尺寸在流入一側的厚度方向梯度更明顯，而在流出一側厚度方向分布相對較為均勻，內筋中間部分晶粒呈現比較均勻的細化現象。這主要是由于在大減薄率下橫筋填充主要來自旋輪前方“堆積”材料，所以在流入一側應變梯度最明顯（如圖9（d）所示），而流出一側旋輪前材料重新堆積，原應變梯度消失，最終呈現了上述組織特征。

2. 3 溫度對內筋組織的影響

在第1 節所述仿真條件下又完成了250 ℃和350 ℃內筋筒段旋壓的數值仿真，得到的成形件晶粒尺寸分布如圖10 所示，圖中T為溫度?？梢婋S變形溫度升高，各個區域的晶粒尺寸都逐漸增大，這是由于在較低溫度下2219 鋁合金再結晶以晶粒破碎的方式為主［17］。當內筋較寬（寬筋和大面積填充區）時溫度對鋁合金變形晶粒尺寸調控作用有限，這是由于“塌陷”式填充的內筋塑性變形較小，難以產生再結晶。對比內筋與壁板處的晶粒尺寸分布，窄筋在250 ℃時的組織均勻性更好，而寬筋和大面積填充區則在350 ℃時的組織均勻性更好。

圖10 不同溫度下各特征區的晶粒尺寸分布Fig.10 Grain size distributions of several feature areas at different temperatures

圖11（a）為不同溫度下寬筋處的等效塑性應變分布，可見隨溫度升高內筋處的貼模間隙略微減小。這是由于升高溫度后材料的流動性變好，內筋填充飽滿度更高；壁板處的貼模間隙在流入一側略微增大，流出一側略微減小，總體較為接近。由于周向應變對成形件貼模間隙的影響更顯著，提取寬筋處的周向應變進行對比分析。圖11（b）為寬筋內表面的周向應變分布，可見350 ℃時內筋處壓應變絕對值略大于250 ℃和300 ℃時的，也即在350 ℃時材料的周向流動受阻更嚴重，使內筋填充的飽滿度更高。在流出一側壁板處，350 ℃時內筋的拉應變略小于250 ℃和300 ℃時的，因此流出一側壁板的貼模間隙更小。

圖11 不同溫度下寬筋的塑性應變Fig.11 Plastic strains of wide rib at different temperatures

2. 4 內筋鋁合金筒段試驗驗證

綜上所述，在給定的旋壓工藝參數下，復雜內筋鋁合金筒段內筋材料流動和變形組織行為主要取決于內筋截面寬度，而變形溫度的影響并不顯著。為此在250 ℃加熱條件下完成了如圖1（a）所示的全尺寸筒段旋壓試驗，驗證復雜內筋筒段旋壓成筋的可行性。成形試驗件如圖12 所示，感官質量表明鋁合金筒段試驗件的復雜內筋填充飽滿，內表面與模具貼合良好，仿真結果與試驗具有好的一致性，為后續數值仿真優化復雜內筋鋁合金筒段旋壓工藝參數奠定了技術基礎。

圖12 帶筋鋁合金筒段試驗件Fig.12 Aluminum alloy stiffened cylinder components

3 結 論

基于考慮兩種再結晶機制的材料本構模型，通過ABAQUS 仿真軟件的二次開發建立了內筋筒段旋壓宏微耦合仿真模型，完成了復雜內筋鋁合金筒段旋壓過程的流變機制與組織演變分析，得到以下結論。

1） 鋁合金熱流動旋壓試驗證實開發的仿真模型可準確反映2219 鋁合金旋壓過程中的宏觀流變和微觀晶粒演變行為。

2） 在復雜內筋筒段熱旋壓成形中，隨內筋寬度增加材料由“擠壓”式轉變為了“塌陷”式填充內筋；相對于窄筋，寬筋和大面積填充區材料變形不充分，旋壓變形不均勻性增加，進一步導致內筋處晶粒尺寸更粗大。

3） 在復雜筋筒段旋壓中，受內筋幾何約束和旋輪前側材料堆積量的影響，旋出一側材料相比于旋入一側應變減小，且流變不均勻性增加，導致旋出一側變形晶粒較大且厚度方向梯度明顯。

4） 250～350 ℃范圍內升高溫度在一定程度上可提升內筋填充飽滿度并減小壁板貼模間隙，但總體來講影響不顯著；同時溫度對寬度較大內筋的變形組織調控有限。