Al-Mn-Mg-Cu-Ni合金熱壓縮變形的流變行為和組織

范 曦，潘清林，李建湘，楊志兵，劉曉艷，覃銀江

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 長(zhǎng)沙 410083；2. 中山市金勝鋁業(yè)有限公司，中山 528463)

Al-Mn-Mg-Cu-Ni合金熱壓縮變形的流變行為和組織

范 曦1，潘清林1，李建湘2，楊志兵2，劉曉艷1，覃銀江1

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 長(zhǎng)沙 410083；2. 中山市金勝鋁業(yè)有限公司，中山 528463)

在Gleeble-1500熱模擬機(jī)上對(duì)Al-Mn-Mg-Cu-Ni合金進(jìn)行熱壓縮試驗(yàn)，分析合金的流變應(yīng)力與應(yīng)變速率和變形溫度之間的關(guān)系，計(jì)算高溫變形時(shí)的變形激活能，并研究合金在變形過(guò)程中的顯微組織。結(jié)果表明：Al-Mn-Mg-Cu-Ni合金在本實(shí)驗(yàn)條件下具有正的應(yīng)變速率敏感性；流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率的增大而增大，隨變形溫度的升高而減小。該合金熱壓縮變形的流變應(yīng)力行為可用雙曲正弦形式的本構(gòu)方程來(lái)描述，也可用Zener-Hollomon參數(shù)來(lái)描述，其變形激活能為209.84 kJ/mol。隨著熱變形溫度的升高和應(yīng)變速率的減小，合金中的主要軟化機(jī)制逐步由動(dòng)態(tài)回復(fù)轉(zhuǎn)變?yōu)閯?dòng)態(tài)再結(jié)晶。

Al-Mn-Mg-Cu-Ni合金；熱壓縮變形；流變應(yīng)力；顯微組織

定影輥是復(fù)印機(jī)和激光打印機(jī)的定影器的重要組件之一，以前普遍使用5052或5056合金來(lái)制造定影輥，但由于該類合金在使用中易發(fā)生熱變形，所以，通常壁較厚，這導(dǎo)致開(kāi)機(jī)預(yù)熱等待時(shí)間長(zhǎng)。日本采用導(dǎo)熱性和加工性好的 Al-Mn-Mg系合金來(lái)制造定影輥，但近年來(lái)從節(jié)能角度出發(fā)，定影輥向薄型化、輕量化發(fā)展，Al-Mn-Mg系鋁合金的強(qiáng)度尤其是高溫強(qiáng)度不能完全滿足要求，阻礙了激光打印機(jī)、復(fù)印機(jī)等現(xiàn)代化辦公設(shè)備的高速發(fā)展。為此，本文作者所在項(xiàng)目組在Al-Mn-Mg基合金基礎(chǔ)上，通過(guò)對(duì)其主要元素含量的優(yōu)化以及添加微量Cu和Ni，研制出可同時(shí)獲得較高強(qiáng)度、優(yōu)良熱穩(wěn)定性能和熱疲勞性能的定影輥用鋁合金。

有關(guān)研究表明，熱變形條件對(duì)合金的力學(xué)性能有顯著影響[1-7]。謝暑英[8]在研究 3103鋁合金管的連續(xù)擠壓工藝時(shí)發(fā)現(xiàn)，適當(dāng)控制擠壓速度及擠壓溫度(500~510 ℃)是連續(xù)擠壓 3103管成功的關(guān)鍵。程虎[9]在研究3104鋁合金的熱變形行為時(shí)發(fā)現(xiàn)，中溫高應(yīng)變速率區(qū)域(溫度350~450 ℃、應(yīng)變速率1.0 s-1左右)為該合金的最佳加工性能區(qū)域。研究該類合金在高溫變形時(shí)的流變應(yīng)力變化規(guī)律，建立有關(guān)的流變應(yīng)力模型，可為該類材料的熱加工工藝提供理論依據(jù)；而熱變形過(guò)程中的組織演化對(duì)材料的性能有決定性影響，因此，研究合金的動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的組織演化對(duì)性能的預(yù)測(cè)和控制至關(guān)重要[10-12]。在此，本文作者對(duì)Al-Mn-Mg-Cu-Ni合金進(jìn)行熱壓縮試驗(yàn)，探討該合金的變形特性，包括流變應(yīng)力和對(duì)應(yīng)的微觀組織演變，并對(duì)其熱變形機(jī)制進(jìn)行分析。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所用材料為中山市金勝鋁業(yè)有限責(zé)任公司提供的合金鑄錠(含量見(jiàn)表1)。將鑄錠加工成d 10 mm×15 mm的圓柱形壓縮試樣，在Gleeble-1500熱模擬機(jī)上進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)。壓縮時(shí)在試樣兩端均勻涂敷潤(rùn)滑劑(石墨+機(jī)油)，以減小試樣與壓頭之間的摩擦。變形溫度為350、400、450和500 ℃，應(yīng)變速率為0.001、0.01、0.1和 1.0 s-1。壓縮前試樣在變形溫度下保溫3 min，總壓縮變形量為60%；變形后立即水淬，以保留熱變形組織。合金顯微組織采用POLYVER-MET金相顯微鏡觀察。TEM組織觀察在TECNAI G220電鏡上進(jìn)行，透射電鏡樣品經(jīng)機(jī)械預(yù)減薄后雙噴穿孔而成，電解液為硝酸+甲醇(體積比為1∶3)，溫度低于-20 ℃。

表1 Al-Mn-Mg-Cu-Ni合金的化學(xué)成分Table1 Composition of Al-Mn-Mg-Cu-Ni alloy(mass fraction, %)

2 結(jié)果

2.1 流變應(yīng)力分析及本構(gòu)方程的建立

圖1 Al-Mn-Mg-Cu-Ni合金的熱壓縮變形真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線Fig.1 True stress—true strain curves of Al-Mn-Mg-Cu-Ni alloy during hot compression deformation: (a) ε˙=0.001 s-1; (b) ε˙=0.01 s-1; (c) ε˙=0.1 s-1; (d) ε˙=1.0 s-1

圖1 所示為Al-Mn-Mg-Cu-Ni合金在高溫壓縮變形時(shí)的真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線。由圖1可見(jiàn)，在350~500℃和0.001~1.0 s-1的變形條件下均存在較明顯的穩(wěn)態(tài)流變特征，即在一定的溫度和應(yīng)變速率下，當(dāng)真應(yīng)變超過(guò)一定值時(shí)，真應(yīng)力并不隨真應(yīng)變的繼續(xù)增大而發(fā)生明顯變化，呈現(xiàn)出穩(wěn)態(tài)流變的特征。在同一應(yīng)變速率下，隨變形溫度的升高，峰值應(yīng)力明顯下降；在同一變形溫度下，隨應(yīng)變速率增加，峰值應(yīng)力升高，說(shuō)明Al-Mn-Mg-Cu-Ni合金在該實(shí)驗(yàn)條件下具有正的應(yīng)變速率敏感性。

合金的熱變形是一個(gè)受熱激活控制的過(guò)程，其流變行為可用應(yīng)變速率ε˙、溫度T和流變應(yīng)力σ之間的關(guān)系來(lái)描述。在熱變形的模擬分析中，常用到以下幾個(gè)本構(gòu)方程[13-15]。

低應(yīng)力水平(ασ＜0.8)時(shí)：

高應(yīng)力水平(ασ＞1.2)時(shí)：

整個(gè)應(yīng)力范圍：

式中：A、A1、A2、n1、n、α和 β均為與溫度無(wú)關(guān)的常數(shù)；R為摩爾氣體常數(shù)；T為變形溫度；Q為變形激活能；Z為Zener-Hollomon參數(shù)[16]； α、β和應(yīng)力指數(shù)n之間滿足α=β/n；σ為流變應(yīng)力，可表示峰值應(yīng)力或穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力，即穩(wěn)態(tài)流變階段某指定應(yīng)變量對(duì)應(yīng)的流變應(yīng)力。

在變形溫度為 450~500 ℃的條件下，利用式(1)求出n1為9.424；在變形溫度為350~400 ℃的條件下，利用式(2)求出β為0.152 MPa-1，然后，可求出α為0.016 MPa-1。圖2所示為本實(shí)驗(yàn)條件下的峰值應(yīng)力σ與應(yīng)變速率、變形溫度和Z參數(shù)與流變應(yīng)力之間的關(guān)系曲線?？梢钥闯?ln[sinh(ασ)]與 lnε˙、T-1和 lnZ 滿足線性關(guān)系。

由式(1)~(4)和圖2可以得出 Al-Mn-Mg-Cu-Ni合金中的幾個(gè)參數(shù)值和Q值，如表2所列。

表2 Al-Mn-Mg-Cu-Ni合金的參數(shù)Table2 Parameters of Al-Mn-Mg-Cu-Ni alloy

將表2中各參數(shù)代入式(3)，可得Al-Mn-Mg-Cu-Ni合金的熱壓縮變形時(shí)的流變本構(gòu)方程：

圖2 ln[sinh(ασ)]與 lnε˙以及 T -1和 lnZ 的關(guān)系Fig.2 Relationships between ln[sinh(ασ)] and lnε˙, T -1 and lnZ

也可用Zener-Hollomon參數(shù)Z描述該合金在熱壓縮變形時(shí)的流變應(yīng)力行為，方程表述為：

該方程適用于應(yīng)變速率為 0.001~1.0 s-1，變形溫度為 350~500 ℃，總變形量為 60%的 Al-Mn-Mg-Cu-Ni合金的流變應(yīng)力行為。

2.2 熱變形后材料的顯微組織

圖3所示為合金的鑄態(tài)組織。由圖3可看出，在熱壓縮前，合金組織為粗大的等軸晶。

圖3 合金鑄態(tài)金相顯微組織Fig.3 Optical microstructures of cast alloy

圖4 所示為不同變形條件下合金的熱變形組織。由圖4可知，合金組織中均存在沿垂直于壓縮方向拉長(zhǎng)的變形晶粒，部分合金中出現(xiàn)再結(jié)晶晶粒，合金變形組織隨著變形條件的不同而發(fā)生改變。隨著變形溫度的升高，拉長(zhǎng)的變形晶粒發(fā)生粗化(圖4(a)~(c))，并在變形溫度為 450 ℃時(shí)開(kāi)始出現(xiàn)少量的再結(jié)晶晶粒(圖 4(c))；當(dāng)變形溫度為 500 ℃時(shí)，再結(jié)晶晶粒進(jìn)一步增多(圖 4(d))；隨著應(yīng)變速率的降低，拉長(zhǎng)的變形晶粒也發(fā)生粗化(圖4(e)~(g))；在應(yīng)變速率較低時(shí)，合金組織中開(kāi)始出現(xiàn)少量再結(jié)晶晶粒。這表明，隨著變形溫度的升高、應(yīng)變速率的降低，即Z參數(shù)的降低，合金發(fā)生部分動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，合金組織由動(dòng)態(tài)回復(fù)轉(zhuǎn)向動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

合金在不同條件下變形后的TEM像如圖5所示。由圖5可知，合金高溫變形后形成典型的亞晶組織, 且隨著變形溫度的升高，亞晶尺寸增大。當(dāng)變形溫度為350 ℃、變形速率為0.01 s-1時(shí)，亞晶呈現(xiàn)稍微拉長(zhǎng)的特征，其延伸方向與壓縮軸垂直，晶內(nèi)位錯(cuò)密度較高，如圖 5(a)所示。大量位錯(cuò)在晶界處塞積，造成加工硬化，流變應(yīng)力處于較高水平。隨著溫度的升高，亞晶形貌由拉長(zhǎng)狀向等軸狀變化，如圖5(b)所示。當(dāng)變形溫度為450 ℃時(shí)，亞晶內(nèi)的位錯(cuò)密度降低，亞晶界更為平直和清晰，亞晶通過(guò)合并形成尺寸更大的亞晶，有的亞晶已經(jīng)結(jié)合成晶粒，再結(jié)晶已經(jīng)開(kāi)始發(fā)生(圖5(c)和(d))。當(dāng)變形溫度升高到500 ℃時(shí)，亞晶繼續(xù)合并成晶粒，晶內(nèi)位錯(cuò)密度進(jìn)一步減少，再結(jié)晶更加明顯(圖 5(e))。合金在 450 ℃變形時(shí)，隨著應(yīng)變速率的增加，熱壓縮變形產(chǎn)生的位錯(cuò)增加，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生的可能性降低(圖5(f))，與光學(xué)顯微組織觀察結(jié)果相符。

3 討論和分析

3.1 變形溫度和應(yīng)變速率對(duì)真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線的影響

從圖1可以看出，在變形的初始階段，流變應(yīng)力迅速增大至峰值。在這個(gè)階段所發(fā)生的滑移變形過(guò)程中，位錯(cuò)塞積，出現(xiàn)大量的位錯(cuò)纏結(jié)和胞狀亞結(jié)構(gòu)。同時(shí)，鋁合金材料在熱加工時(shí)存在加工硬化和動(dòng)態(tài)軟化2個(gè)矛盾的過(guò)程。變形時(shí)的位錯(cuò)增值及位錯(cuò)間的相互作用導(dǎo)致硬化，位錯(cuò)通過(guò)攀移或交滑移并在熱激活和外加應(yīng)力作用下發(fā)生合并、重組，使材料發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化。最后，2種作用達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡，變形進(jìn)入穩(wěn)態(tài)流變階段。

穩(wěn)態(tài)變形的實(shí)質(zhì)是加工硬化和動(dòng)態(tài)軟化之間形成動(dòng)態(tài)平衡，此動(dòng)態(tài)軟化過(guò)程與變形條件有關(guān)。在一定的應(yīng)變速率下，隨著變形溫度的升高，更多的滑移系得以啟動(dòng)，位錯(cuò)攀移能力增強(qiáng)，位錯(cuò)間的相互銷毀更加明顯，軟化程度增大，流變應(yīng)力水平也相應(yīng)降低。而在一定的變形溫度下，隨著應(yīng)變速率的增大，單位應(yīng)變的變形時(shí)間縮短，位錯(cuò)被激活的時(shí)間縮短，使得動(dòng)態(tài)回復(fù)或動(dòng)態(tài)再結(jié)晶等軟化行為來(lái)不及或不能充分進(jìn)行，導(dǎo)致流變應(yīng)力水平隨應(yīng)變速率的升高而相應(yīng)提高。

3.2 合金在熱變形過(guò)程中的組織演變

3.2.1 變形溫度的影響

在較低的溫度下變形時(shí)，位錯(cuò)的攀移和交滑移能力較低。當(dāng)變形溫度為350 ℃時(shí)，晶內(nèi)仍保留著較高的位錯(cuò)密度，此時(shí)只能進(jìn)行一定程度的動(dòng)態(tài)回復(fù)。隨著溫度的升高，可以開(kāi)啟更多的滑移系，更有利于變形的進(jìn)行。同時(shí)，由于滑移系的增多，各滑移面上的位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)中發(fā)生交叉纏結(jié)的幾率也相應(yīng)增大，形成更多的亞晶界，因此，儲(chǔ)存更多的變形能，為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶提供有利條件。同時(shí)，在較高的溫度下變形時(shí)，由位錯(cuò)積累和重組形成的亞晶在外加應(yīng)力和激活能作用下，可通過(guò)亞晶合并機(jī)制形成尺寸更大、界面更為鋒銳的較大角度亞晶(圖 5(c)和(d))，合金的軟化機(jī)制開(kāi)始由動(dòng)態(tài)回復(fù)轉(zhuǎn)變?yōu)閯?dòng)態(tài)再結(jié)晶。隨著熱變形的進(jìn)行，亞晶合并或轉(zhuǎn)動(dòng)的結(jié)果使得大量亞晶界消失，亞晶發(fā)展成更大角度晶粒，晶界變得平直、清晰，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶更為明顯(圖(5(e))。

3.2.2 變形速率的影響

在較高的應(yīng)變速率下變形時(shí)，由于位錯(cuò)的攀移和交滑移來(lái)不及進(jìn)行，變形儲(chǔ)能也來(lái)不及釋放，因此，不利于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的進(jìn)行。在應(yīng)變速率為1.0 s-1時(shí)，晶粒明顯被拉長(zhǎng)，且晶粒內(nèi)部仍存在著較高的位錯(cuò)密度。隨著應(yīng)變速率的減小，位錯(cuò)有足夠的時(shí)間進(jìn)行攀移和交滑移，它們之間的相互銷毀和重排進(jìn)行得更充分，位錯(cuò)密度減小(圖 5(c)和(d))，取向差較小的亞晶發(fā)生合并，亞晶尺寸增大，逐漸形成完整的再結(jié)晶晶粒，合金的主要軟化機(jī)制由動(dòng)態(tài)回復(fù)轉(zhuǎn)變?yōu)閯?dòng)態(tài)再結(jié)晶。

圖5 合金在不同條件下熱變形后的TEM像Fig.5 TEM images of specimens compressed under different conditions: (a) t=350 ℃, ε˙=0.01 s-1; (b) t=400 ℃, ε˙=0.01 s-1;(c), (d) t=450 ℃, ε˙=0.01 s-1; (e) t=500 ℃, ε˙=0.01 s-1; (f) t=450 ℃, ε˙=1.0 s-1

4 結(jié)論

1) Al-Mn-Mg-Cu-Ni合金的高溫壓縮變形的流變應(yīng)力取決于變形溫度和變形速率，流變應(yīng)力隨變形溫度的升高而降低，隨變形速率的增大而增大。

2) Al-Mn-Mg-Cu-Ni合金的變形激活能為209.84 kJ/mol，流變應(yīng)力、變形溫度和應(yīng)變速率之間的關(guān)系可用雙曲正弦形式的本構(gòu)方程來(lái)描述，流變應(yīng)力也可用Zener-Hollomon參數(shù)來(lái)描述。

3) 在本實(shí)驗(yàn)條件下，Al-Mn-Mg-Cu-Ni合金的熱變形組織主要為動(dòng)態(tài)回復(fù)并伴隨少量動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。隨著熱變形溫度的升高和應(yīng)變速率的減小，合金中的主要軟化機(jī)制逐步由動(dòng)態(tài)回復(fù)轉(zhuǎn)變?yōu)閯?dòng)態(tài)再結(jié)晶。

REFERENCES

[1] 余日成, 劉志義, 劉延斌, 徐 敏, 閻 寬, 馬飛躍.Al-Cu-Mg-Ag系高強(qiáng)耐熱合金的熱加工工藝研究[J]. 金屬熱處理, 2006, 31(5):75-79.YU Ri-cheng, LIU Zhi-yi, LIU Yan-bin, XU min, YAN Kuan,MA Fei-yue. Hot working process of a high strength heat resisting Al-Cu-Mg-Ag alloy[J]. Heat Treatment of Metals, 2006,31(5): 75-79.

[2] 方家芳, 尹志民, 黃繼武, 聶 波, 王 濤, 單長(zhǎng)智. 7A52鋁合金熱加工過(guò)程中高溫壓縮變形行為[J]. 輕合金加工技術(shù),2006, 34(34): 48-52.FANG Jia-fang, YIN Zhi-ming, HUANG Ji-wu, NIE Bo, WANG Tao, SHAN Chang-zhi. Study of high temperature flow behavior of 7A52 aluminum alloy[J]. Light Alloy Fabrication Technology,2006, 34(34): 48-52.

[3] 歐 玲, 孫 斌, 王 智. 2219鋁合金壓縮變形流變應(yīng)力[J].材料熱處理技術(shù), 2008, 37(2): 42-45.OU Ling, SUN Bin, WANG Zhi. Flow stress of 2219 aluminium alloy during hot compression deformation[J]. Material & Heat Treatment, 2008, 37(2): 42-45.

[4] 李慧中, 梁霄鵬, 張新明, 黃伯云, 張傳福. 2519鋁合金熱變形組織演化[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2008, 18(2): 226-230.LI Hui-zhong, LIANG Xiao-peng, ZHANG Xin-ming, HUANG Bai-yun, ZHANG Chuan-fu. Microstructure evolution of 2519 aluminum alloy during hot deformation[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2008, 18(2): 226-230.

[5] AGHAIE-KHAFRI M. Predicting flow localization and formability of aluminum alloy sheets[J]. Journal of Engineering Manufacture, 2004, 218(10): 1313-1322.

[6] LIN G Y, ZHANG Z F, ZHANG H, PENG D S, ZHOU J. Study on the hot deformation behaviors of Al-Zn-Mg-Cu-Cr aluminum alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica , 2008, 21(2): 109-115.

[7] HU H E, ZHEN L, CHEN J Z, YANG L, ZHANG B Y.Microstructure evolution in hot deformation of 7050 aluminium alloy with coarse elongated grains[J]. Mater Sci Technol, 2008,24(3): 281-286.

[8] 謝暑英. 連續(xù)擠壓開(kāi)發(fā)3103(3003)鋁合金管[J]. 鋁加工, 2002,25(4): 31-24.XIE Shu-ying. Using continuous extruding to develop 3103(3003) aluminium alloy tube[J]. Aluminium Fabrication,2002, 25(4): 31-24.

[9] 程 虎. 3104鋁合金熱變形行為研究[D]. 重慶: 重慶大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院, 2006: 42-51.CHENG Hu. Study on thermal deformation behavior of 3104 aluminum alloy[D]. Chongqing: College of Material Science and Engineering, Chongqing University, 2006: 42-51.

[10] 沈 健, 唐京輝, 謝水生. Al-Zn-Mg合金的熱變形組織演化[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2000, 36(10): 1026-1033.SHEN Jian, TANG Jing-hui, XIE Shui-sheng. Microstructure evolution of Al-Zn-Mg alloy during hot deformation[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2000, 36(10): 1026-1033.

[11] 胡卓超, 張德芬, 黃 濤, 左 良, 王 福. 3104鋁合金的流變應(yīng)力行為與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[J]. 機(jī)械工程材料, 2005, 29(2):6-10.HU Zhuo-chao, ZHANG De-fen, HUANG Tao, ZUO Liang,WANG Fu. Flow stress behavior and dynamic recrystallization of 3104 aluminum alloy[J]. Materials for Mechanical Engineering, 2005, 29(2): 6-10.

[12] 李俊鵬, 沈 健, 閆曉東, 毛柏平, 閆亮明. 溫度對(duì)7075鋁合金熱變形顯微組織演化的影響[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2008,18(11): 1951-1957.LI Jun-peng, SHEN Jian, YAN Xiao-dong, MAO Bai-ping, YAN Liang-ming. Effect of temperature on microstructure evolution of 7075 alloy during hot deformation[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2008, 18(11): 1951-1957.

[13] MCQUEEN H J. Substructural influence in the hot rolling of Al alloys[J]. Journal of the Minerals, Metals and Materials Society,1998, 50(6): 28-33.

[14] SPIGARELLI S, EVANGELISTA E, MCQUEEN H J. Study of hot workability of a heat treated AA6082 aluminum alloy[J].Scripta Materialia, 2003, 49(2): 179-183.

[15] ZHANG H, LI L X, DENG Y, PENG D S. Hot deformation behavior of the new Al-Mg-Si-Cu aluminum alloy during compression at elevated temperatures[J]. Materials Characterization, 2007, 58(2): 168-173.

[16] ZENER C, HOLLOMON J H. Effect of strain-rate upon the plastic flow of steel[J]. Journal of Applied Physics, 1944, 15(1):22-27.

Flow behavior and microstructure of Al-Mn-Mg-Cu-Ni alloy during hot compression deformation

FAN Xi1, PAN Qing-lin1, LI Jian-xiang2, YANG Zhi-bin2, LIU Xiao-yan1, QIN Yin-jiang1
(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;2. Jeoshion(zhongshan) Aluminium Factory, Zhongshan 528463, China)

The hot compression deformation test of Al-Mn-Mg-Cu-Ni alloy was performed on Gleeble-1500 system. The relationships between flow stress and deformation temperature as well as strain rate were analyzed, and the deformation activation energy was calculated. The microstructures during the hot deformation process were observed. The results show that the flow stress is sensitive to the strain rate and the deforming temperature. The flow stress increases with increasing the strain rate, and decreases with increasing the deforming temperature, which can be described by a constitutive equation in hyperbolic sine function with the hot deformation activation energy of 209.84 kJ/mol, and can also be described by a Zener-Hollomon parameter. The main soften mechanism of the alloy transforms from dynamic recovery to dynamic recrystallization with increasing the temperature and decreasing the strain rate.

Al-Mn-Mg-Cu-Ni alloy; hot compression deformation; flow stress; microstructure

TG 146.21

A

1004-0609(2010)03-0420-07

2009-04-08；

2009-06-24

潘清林，教授，博士；電話：0731-88830933；E-mail: pql@mail.csu.edu.cn

(編輯 楊 華)