李 琦 李 萍 薛克敏 王晓溪 贾建磊

合肥工业大学,合肥,230009

0 引言

药型罩是聚能装药破甲弹、侵彻弹等武器和石油射孔弹等民品中的关键部件,早期的药型罩由铜棒或铁棒直接车削加工出,后改由铜板或铁板冲压或辗压而成,生产效率较低,且射孔后杵堵现象严重[1]。近年来,粉末药型罩因其具有工艺简单、成分配比灵活、生产效率高、成形性好等特点,并在很大程度上避免了杵堵等现象,成为国内外的研究热点[2]。粉末药型罩从本质上来说属于多孔材料,其密度、硬度较低,因而降低了爆炸战斗部的侵彻和破甲性能。高压扭转法(high-pressure torsion,HPT)作为大塑性变形方法的一种,可以有效地细化晶粒,制备出亚微米甚至纳米级超细晶,同时可提高材料的硬度[3-10],高压扭转过程中高的静水压力可以有效地提高粉末材料的致密度。

本文对纯铝粉末锥形件的高压扭转成形过程进行了数值模拟和相应的实验,并对模拟和实验数据进行了分析。

1 有限元模型及模拟结果分析

1.1 可压缩性材料的屈服准则

致密体材料的屈服准则对成形过程作了体积不变的假设,而粉末体材料中由于大量孔隙的存在,成形时粉末材料的体积有变化,不再满足体积不变的假设。因此,致密体材料的屈服准则已不适用于粉末体材料,粉末体材料的屈服准则应考虑静水压力和体积变化率的影响[11]。对于密度相对较高的烧结体材料,常采用Doraivelu等[12]提出的塑性理论,其屈服准则表示如下：

式中,I1为应力张量的第一不变量;J′2为应力偏张量的第二不变量;A、B、δ均为屈服条件参数;γR、γ0分别为多孔材料和基体材料单向拉伸或压缩时的屈服应力。

当材料相对密度R＞0.7时,根据Doraivelu等[12]提出的理论,此时屈服参数可按下列各式确定：

1.2 有限元模型

利用DEFORM-3D有限元程序,采用三维可压缩性刚塑性有限元法对纯铝(Al1100)烧结体的HPT过程进行分析。试样的初始相对密度取为0.8。采用四节点四面体单元进行离散,共得到31 779个单元。在计算中,模具被设置为刚体,上模保压压力为200k N,下模旋转 2圈,旋转速度为1r/min,忽略成形过程中的温度效应。端面接触采用常剪切摩擦模型,摩擦因数设置为0.3,有限元分析模型如图 1所示(图1中,P1、P2、…、P6为跟踪点)。考虑到在上模不施加压力或压力较小的情况下,下模的旋转无法有效地对试样施加塑性变形,因此模拟及实验过程采用先上模下行、保压,后下模旋转的加载方式。

1.3 模拟结果分析

图1 有限元分析模型

通过有限元模拟,得到粉末烧结体锥形件成形过程中的场量分布。因为HPT所获得材料的晶粒尺寸与变形密切相关,而致密度是粉体材料重要的性能指标,因此了解试样在挤压过程中变形量与致密度的大小及分布状况是十分重要的。从模拟结果看,高压扭转后试样内部等效应变的分布是不均匀的,试样顶部的变形量小,试样边缘处的变形量大,试样内侧的变形量要大于外侧的变形量,这说明上模和试样之间的摩擦力主要使试样产生变形,随着变形过程的继续,试样内部的变形量逐渐增大,如图2a所示。相对密度也呈现类似的分布情况,高压扭转2圈后试样致密度超过0.996,如图2b所示。

图2 高压扭转后试样的场量分布

图3 a所示为高压扭转过程中试样上跟踪点P1、P2、…、P6的等效应变变化情况。可以看出,试样的变形分为两个阶段：第一个阶段上模下行,上模进入保压状态,此时的变形是压缩变形,试样各处的变形量基本相同。第二个阶段为上模保压、下模旋转阶段。在这个阶段,试样各处的旋转半径不同,试样边缘处(P1点)的旋转半径最大,角应变最大,因此试样边缘处的等效应变最大,模拟结束时达4.55,说明该处试样受到了强烈剪切变形的作用;试样顶部(P6点)的旋转半径最小,角应变最小,剪切变形对试样变形量的增大几乎没有贡献,因此试样顶部的等效应变最小,此处变形主要是由于试样厚度方向的减薄引起的。

图3b所示为高压扭转过程中试样上跟踪点的相对密度变化情况。可以看出,高压扭转具有显著的致密效果。材料的致密过程分为三个阶段：第一个阶段为高压扭转前的压实阶段,由于材料在初始阶段内部的孔隙多,上模的下压使变形体内部形成较大的三向压力,所以密度上升较快。第二阶段为材料进一步致密阶段,上模保压、下模旋转,材料在承受三向压力的同时,还受到下模剪切力的作用,使致密度进一步提升,在下模旋转80s(1.17圈)时,所有跟踪点的相对密度都几乎为理论密度值1。第三阶段为致密度不变阶段,在这个阶段,虽然变形方式与第二阶段相同,但因为材料已经接近理论相对密度值1,因此致密度基本不发生变化。

图3 试样上跟踪点的等效应变和相对密度变化

2 实验方法、结果及分析

2.1 实验方法

(1)高压扭转过程。将烧结后的试样放置在高压扭转模具中,实验中的加载方式与模拟中的加载方式相同。

(2)金相观察及性能测试。图4是对试样进行金相观察及显微硬度测量部位的示意图,其中OD为金相观察及显微硬度测量方向,金相观察所用的仪器为4XB-TV倒置金相显微镜和扫描电镜(SEM),显微硬度测量所用仪器为MH-3显微硬度计。采用排水法对高压扭转前后试样整体的相对密度进行测定。

图4 金相观察示意图

2.2 实验结果

高压扭转前的锥形件如图5a所示,试样表面呈灰白色;高压扭转后的锥形件如图5b所示,从试样表面可以看出明显的金属光泽。

图5 高压扭转前后的锥形件照片

图6 为高压扭转前后锥形件顶部的显微组织照片,高压扭转前试样的晶粒呈等轴状,内部存在较多粗大的孔隙,平均晶粒尺寸为 31.44μm,如图6a所示。在200k N压力下扭转2圈后,试样内部孔隙收缩,晶粒沿一定方向伸长,晶粒尺寸略有减小,平均晶粒尺寸为 30.30μm,如图 6b所示。

图6 高压扭转前后锥形件顶部的显微组织照片

图7 为高压扭转前后锥形件边缘处显微组织形貌。高压扭转前试样的晶粒呈等轴状,内部存在较多粗大的孔隙,平均晶粒尺寸为29.03μm,如图7a所示。在200k N压力下扭转2圈后,试样内部孔隙收缩,在光学显微镜下看不到明显的孔隙,晶界难以分辨,显微组织明显地沿一定方向排列,如图7b所示。通过扫描电镜观察,如图7c所示,可以看出高压扭转后组织内部仍存在大量孔隙,但孔隙的分布均匀,有些较圆整,有些呈条状分布,孔隙的平均尺寸约为2μm。

图7 高压扭转前后锥形件边缘处的显微组织照片

表1所示为高压扭转前后测量的试样不同部位的显微硬度值,高压扭转前,试样顶部的显微硬度平均值为32.62HV0.1/10,边缘处的显微硬度平均值为18.32HV0.1/10;高压扭转后,试样顶部的显微硬度平均值上升至41.60HV0.1/10,上升了27.5%,试样边缘处的显微硬度平均值上升至61.12HV0.1/10,上升了234%。试样边缘处的加工硬化效果更为显著,说明此处的变形量更大。

表1 高压扭转前后测量的试样不同部位的显微硬度值(HV0.1/10)

实验中,烧结后未经过高压扭转的试样,其整体相对密度为0.8;高压扭转后,试样整体的相对密度升高到0.980,接近完全致密。模拟中,试样初始的相对密度是0.8;高压扭转后,试样整体的相对密度超过0.996。如表2所示,实验结果与模拟结果有较好的一致性。

表2 高压扭转前后测量的试样整体相对密度

2.3 实验结果分析

在高压扭转成形锥形件的过程中,上模压力的存在使得试样在高度方向产生压缩变形;下模扭转对试样施加剪切变形,使得试样组织沿着扭转方向被拉长。

试样顶部(图1b中 P6点)的等效应变最小,这部分材料的变形以压缩变形为主,在模具三向压应力的作用下,其内部孔隙收缩,相对密度得到提高,晶粒发生变形,但与高压扭转前相比,变形量并不大,如图3a、图6所示。此处的加工硬化效果并不显著,因此高压扭转后此处的显微硬度仅为44.62HV0.1/10,上升不明显,如表1所示。

试样边缘处(图 1b中P 1点)的等效应变最大,在变形过程中,一方面受到模具三向压力的作用,材料内部孔隙开始收缩,相对密度显著提高。另一方面受到下模旋转的作用,材料产生强烈剪切塑性变形。在拉应力的作用下,晶粒和孔隙沿剪切方向拉长,孔隙处的流动阻力较小,晶粒开始充填孔隙,部分孔隙得到闭合。当拉应力超过材料的屈服极限时,晶粒产生断裂,大的晶粒断裂成细小的晶粒。在晶粒的断裂和移动过程中,孔隙被细小的晶粒所充填,大的孔隙逐渐变为较小的孔隙,如图8所示。变形也导致了材料的加工硬化,因此试样边缘处的显微硬度在变形后上升明显,达到61.12HV0.1/10。

3 结论

(1)采用有限元软件DEFORM-3D,对铝粉烧结体采用HPT工艺成形锥形件的过程进行了数值模拟,模拟结果表明HPT工艺可以有效地提高锥形件的致密度。

(2)在室温下,以纯铝粉末多孔烧结体为材料,采用HPT专用设备与模具,成功制备出了致密度达0.98的锥形件。

(3)HPT过程中试样顶部和边缘处的变形量不同。顶部的变形量小,该处致密度在变形后有所提高,但加工硬化效果不明显,显微硬度仅为41.60HV0.1/10;边缘处的变形量更大,组织方向性更强,内部孔隙平均尺寸仅2μm,致密度显著提高,加工硬化效果显著,显微硬度达到61.12HV0.1/10。

[1] 韩欢庆,姜伟,张鹏,等.金属粉末在药型罩中的应用[J].粉末冶金工业,2004,14(3)：1-4.

[2] 王毅,姜炜,刘宏英,等.粉末药型罩材料及其工艺技术的研究进展[J].含能材料,2007,15(5)：555-559.

[3] Zhilyaev A P,Nurislamova G V,Kim B K,et al.Experimental Parameters Influencing Grain Refinement and Microstructural Evolution during Highpressure Torsion[J].Acta Materialia,2003,51(3)：753-765.

[4] Krasilnikov N A,Sharafutdiniv A.High Strength and Ductility of Nanostructured Al-based Alloy Prepared by High-pressure Technique[J].Materials Scienceand Engineering A,2007,463(1/2)：74-77.

[5] Zhilyaev A P,McNelley T R,Langdon T G.Evolution of Microstructure and Microtexture in fcc Metals during High-pressure Torsion[J].Journal of Material Science,2007,42(5)：1517-1528.

[6] Zhilyaev A P,Lee S,Nurislamova G V,et al.Microhardness and Microstructural Evolution in Pure Nickel during High-pressure Torsion[J].Scripta materialia,2001,44(12)：2753-2758.

[7] Wetscher F,Vorhauer A,Stock R,et al.Structural Refinement of Low Alloyed Steels during Severe Plastic Deformation[J].Materials Science and Engineering A,2004,387/389：809-816.

[8] Vorhauer A,Kleber S,Pippan R.Influence of Processing Temperature on Microstructural and Mechanical Properties of High-alloyed Single-phase Steels Subjected to Severe Plastic Deformation[J].Materials Science and Engineering A,2005,410/411：281-284.

[9] 上官丰收,谢季佳,洪友士.高压扭转致纯铜晶粒细化及与应变的关系[J].材料研究学报,2007,21(1)：73-76.

[10] 谢子令,武晓雷,谢季佳,等.高压扭转铜试样的微观组织与压缩性能[J].金属学报,2008,44(7)：803-809.

[11] 周明智,李萍,薛克敏.粉末烧结体镦粗成形过程热力耦合有限元分析[J].塑性工程学报,2005,12(6)：11-16.

[12] Doraivelu SM,Gegel H L.A New Yield Function for Compressible P/M Material[J].International Journal of Mechanical Science,1984,26(9/10)：527-535.