新型超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu鋁合金熱壓縮變形的流變應(yīng)力行為

臧金鑫, 鄭林斌, 張坤, 陶樂曉

(1.北京航空材料研究院,北京 100095;2.成都飛機(jī)工業(yè)(集團(tuán))有限責(zé)任公司,成都 610092;3.太原科技大學(xué),太原 030024)

Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金具有高比強(qiáng)度和良好的綜合性能,是世界各國(guó)航空、航天及軍事領(lǐng)域不可或缺的結(jié)構(gòu)材料,通過高合金化、高純化、精密熱處理等方法,該系鋁合金進(jìn)一步向 600MPa級(jí)甚至700MPa級(jí)超高強(qiáng)度發(fā)展[1,2],并有望在飛機(jī)的主承力結(jié)構(gòu)進(jìn)一步擴(kuò)大應(yīng)用,更好地滿足新一代先進(jìn)武器裝備的減重需求。

Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金要想獲得良好的綜合性能,必須經(jīng)過擠壓、軋制或鍛造等高溫塑性變形,而該系鋁合金由于合金化程度較高,導(dǎo)致合金熱加工性能降低,若變形溫度及變形速率選擇不當(dāng),在變形時(shí)很容易發(fā)生開裂[3]。近年來,國(guó)內(nèi)外針對(duì) 7055, 7085,7050等高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的高溫流變應(yīng)力特征及材料本構(gòu)方程進(jìn)行了大量的研究[4～8],初步掌握了不同熱變形條件下合金的流變應(yīng)力值及熱變形組織演變規(guī)律,建立了不同合金的高溫變形本構(gòu)方程,為合金后續(xù)熱加工工藝的制定和實(shí)施提供了基礎(chǔ)數(shù)據(jù)。本工作針對(duì)自行研制的新型超高強(qiáng)Al-7.5～8.7Zn-1.8～2.7Mg-1.4～2.1Cu合金,采用熱力模擬試驗(yàn)方法研究了合金熱壓縮變形過程中流變應(yīng)力行為,建立了材料熱變形的本構(gòu)方程,旨在為該合金合理制定熱加工工藝參數(shù)提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為Al-7.5～8.7Zn-1.8～2.7Mg-1.4～2.1Cu合金鑄錠,鑄錠尺寸為(280mm,均勻化退火后在鑄錠D/4直徑位置處取φ8mm×12mm的圓柱體試樣。在Gleeble-1500熱模擬機(jī)上進(jìn)行熱壓縮變形試驗(yàn)。變形溫度分別為 300℃,350℃,380℃, 400℃,420℃,450℃,應(yīng)變速率分別為 0.001s-1, 0.01s-1,0.1s-1,1s-1,總壓縮變形量為 50%。為消除接觸面上的摩擦,使壓縮試樣處于單向應(yīng)力狀態(tài),實(shí)驗(yàn)過程中,試樣兩端墊有石墨紙。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

Al-Zn-Mg-Cu合金在不同變形條件下熱壓縮變形的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線如圖 1所示。

從圖 1可以看出,在變形溫度為 300～450℃和應(yīng)變速率為0.001～1s-1的條件下,應(yīng)力-應(yīng)變曲線基本呈現(xiàn)穩(wěn)態(tài)的動(dòng)態(tài)回復(fù)型特征,即流變應(yīng)力先隨應(yīng)變的增加迅速升高,當(dāng)真應(yīng)變達(dá)到一定值后,真應(yīng)力并不隨著應(yīng)變的繼續(xù)增大而發(fā)生明顯的變化,呈現(xiàn)出較為明顯的穩(wěn)態(tài)流變特征。出現(xiàn)這種現(xiàn)象的原因是因?yàn)樵跓嶙冃芜^程中,材料內(nèi)部不斷進(jìn)行著兩種相互競(jìng)爭(zhēng)的過程,即加工硬化和加工軟化過程。在變形初期,一方面材料內(nèi)部位錯(cuò)密度增加,使材料硬化,一方面由于位錯(cuò)的重排和湮滅,使材料軟化,但由于軟化不足以補(bǔ)償位錯(cuò)密度增加帶來的硬化,因此,流變應(yīng)力不斷增加。隨著變形量的增大,材料內(nèi)部空位濃度也提高,位錯(cuò)的攀移在過渡變形階段也開始產(chǎn)生作用,參與軟化過程,從而使材料的軟化程度提高,當(dāng)位錯(cuò)增殖引起的應(yīng)變硬化與位錯(cuò)交滑移、攀移以及位錯(cuò)的脫釘?shù)纫鸬能浕_(dá)到動(dòng)態(tài)平衡時(shí),真應(yīng)力基本保持恒定,即變形進(jìn)入穩(wěn)態(tài)流變階段。

圖1 Al-Zn-Mg-Cu合金熱壓縮變形的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.1 True stress-strain curves of Al-Zn-Mg-Cu alloy at different temperatures and strain rates (a)ε﹒=0.001s-1;(b)ε﹒=0.01s-1;(c)ε﹒=0.1s-1;(d)ε﹒=1s-1

從圖 1還可以看出,在相同的應(yīng)變速率條件下,合金流變應(yīng)力隨變形溫度的升高而顯著降低。在相同的變形溫度下,合金的流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率增加而升高。這是因?yàn)椋寒?dāng)應(yīng)變速率恒定時(shí),隨著變形溫度升高,基體中原子活動(dòng)能力增強(qiáng),原子間的結(jié)合力降低,合金變形時(shí)臨界切應(yīng)力降低,更多的滑移系得以啟動(dòng);而且位錯(cuò)攀移能力增強(qiáng),位錯(cuò)間相互湮滅更加明顯,軟化程度增大,從而導(dǎo)致合金的應(yīng)力水平降低。當(dāng)變形溫度不變時(shí),一方面,隨著應(yīng)變速率增大,在同一應(yīng)變量下產(chǎn)生的位錯(cuò)增多,位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)速度增大,位錯(cuò)間相互交割的幾率增多,因而提高了變形時(shí)的臨界切應(yīng)力;另一方面,應(yīng)變速率升高時(shí),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)晶等流變應(yīng)力軟化行為不能充分進(jìn)行。

2.2 流變應(yīng)力方程的建立

研究表明[9,10],金屬和合金的熱加工變形和高溫蠕變一樣都存在熱激活過程,應(yīng)變速率受熱激活過程控制。雖然熱加工變形時(shí)的應(yīng)變速率通常比蠕變時(shí)的應(yīng)變速率大幾個(gè)數(shù)量級(jí),但熱加工仍可視為蠕變?cè)诖髴?yīng)變速率和較高的應(yīng)力水平下的一種外延,兩者的變形機(jī)制和軟化機(jī)制都非常相似。為此, Sellars和Tegart于1966年提出了一種包括變形激活能Q和溫度的雙曲正弦形式的修正Arrhenius關(guān)系[11]來描述這種熱激活穩(wěn)定變形行為：

其中：

式中：ε﹒為應(yīng)變速率(s-1);R為氣體常數(shù)(8.31J/ mol(K));T為絕對(duì)溫度(K);Q為變形激活能(kJ/ mol);σ為流變應(yīng)力(MPa);A,α,n和n1為材料常數(shù),其中α=β/n1。A為結(jié)構(gòu)因子(s-1),α為應(yīng)力水平參數(shù)(MPa-1),n為應(yīng)力指數(shù)。

溫度和變形速率對(duì)材料變形行為的影響還可以用溫度補(bǔ)償?shù)膽?yīng)變速率因子Zener-Hollomon參數(shù)(簡(jiǎn)稱Z參數(shù))來描述：

Arrhenius方程的雙曲正弦函數(shù)形式較好地考慮了熱變形條件(T,ε﹒)的綜合作用。這里取σ為穩(wěn)態(tài)應(yīng)力。

將式(2),(3)帶入式(1)并兩邊取對(duì)數(shù)得：

在同一溫度條件下,式中l(wèi)nA都為常數(shù)。分別做lnε﹒-lnσ,lnε﹒-σ關(guān)系圖。如圖2所示。

圖2 穩(wěn)態(tài)應(yīng)力與應(yīng)變速率的關(guān)系Fig.2 Relationship between stresses and strain rates (a)lnε﹒-σ;(b)lnε﹒-lnσ

由式(6)(7)可知,當(dāng)溫度一定時(shí),n1和β分別為lnε﹒-lnσ和lnε﹒-σ曲線的斜率。采用線性回歸處理,如圖2所示,相關(guān)系數(shù)均大于 0.99。n1值取圖2 (a)中穩(wěn)態(tài)應(yīng)力較低,即溫度為 380～450℃的直線斜率的平均值,得到n1=5.35532。β取圖2(b)中穩(wěn)態(tài)應(yīng)力較高,即溫度為 300～350℃的 2條直線斜率的平均值,得到 β=0.0689。則 α=β/n1= 0.01287MPa-1。

假定熱變形激活能Q與溫度T無關(guān),對(duì)式(1)兩邊分別取對(duì)數(shù),整理得：

在一定溫度下,對(duì)式(8)兩邊取對(duì)數(shù)得：

在一定應(yīng)變速率下,對(duì)式(8)兩邊取對(duì)數(shù)得：

將圖1中不同溫度下Al-Zn-Mg-Cu鋁合金變形時(shí)的穩(wěn)態(tài)應(yīng)力、應(yīng)變速率值和 α值分別帶入式(8),再用最小二乘法線性回歸處理,分別繪制相應(yīng)的 ln關(guān)系曲線(圖3)和ln[sinh(ασ)]-1/T關(guān)系曲線(圖4),直線的斜率分別為應(yīng)力指數(shù)n和Q/nR。

由圖3,4可以得出,變形激活能Q=169.92kJ/ mol,應(yīng)力指數(shù)n=4.5537。

對(duì)式(5)兩邊取對(duì)數(shù)可以得到：

圖5所示為lnZ-ln[sinh(ασ)]關(guān)系曲線。采用一元線性回歸分析可以得出兩者的關(guān)系為lnZ= 28.029+0.987nln[sinh(ασ)],相關(guān)系數(shù)達(dá)到0.99以上。由此可以得出材料常數(shù) A為1.49×1012s-1。

圖5 穩(wěn)態(tài)應(yīng)力與Z參數(shù)的關(guān)系Fig.5 Relationship between flow stresses and Z parameters

由上述可以得到適用于該合金所有應(yīng)力狀態(tài)的穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力本構(gòu)方程：

變形激活能反映了合金熱變形的難易程度,表1給出了相關(guān)文獻(xiàn)中 7000系鋁合金及純鋁的變形激活能。從表 1的數(shù)據(jù)可以看出,7000系鋁合金的變形激活能比多晶純鋁的高,這是因?yàn)閆n,Mg,Cu等合金元素的加入,形成了第二相粒子,這些第二相粒子在金屬塑性變形的過程中,會(huì)阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng),使位錯(cuò)交滑移和攀移所需要的能量增加,從而提高了變形激活能。

表1 7000系鋁合金的變形激活能Tab le 1 Activation energy of the 7000 series alloys

與 7050,7085等 7000系高強(qiáng)合金相比,新型合金的熱變形激活能與 7050相當(dāng),比 7085的稍低,表明新型合金的熱變形難易程度與 7050相當(dāng),比7085更易熱變形。該新型合金的合金元素含量比7050及 7085的都要高,但熱變形激活能與二者相當(dāng)或略低,表明該合金有很好的熱加工性能。這一方面是因?yàn)樵摵辖痂T錠的均勻化程度較高,除少數(shù)非平衡相在晶界析出外,大部分以平衡析出相的形式存在,在熱變形過程中,大部分平衡析出相發(fā)生了回溶,阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的第二相粒子大量減少,導(dǎo)致熱變形激活能較低;另一方面是因?yàn)楹辖鹪氐募尤霑?huì)造成合金在塑性變形過程中形成的亞結(jié)構(gòu)更加密集,大量的亞晶界與基體間存在的原子錯(cuò)配使合金在塑性變形過程中產(chǎn)生更多的空位,會(huì)促進(jìn)位錯(cuò)的重排和湮滅,增大了合金的回復(fù)驅(qū)動(dòng)力,導(dǎo)致合金的變形激活能降低。

3 結(jié)論

(1)新型Al-7.5～8.7Zn-1.8～2.7Mg-1.4～2.1Cu-0.11Zr鋁合金為應(yīng)變速率敏感材料,應(yīng)變速率和變形溫度對(duì)合金的流變應(yīng)力有顯著影響,熱變形流變應(yīng)力隨溫度升高而降低,隨應(yīng)變速率的增加而增大。

(2)新型Al-7.5～8.7Zn-1.8～2.7Mg-1.4～2.1Cu-0.11Zr鋁合金可以用包含Arrhenius項(xiàng)的本構(gòu)過程描述其穩(wěn)態(tài)變形時(shí)的流變應(yīng)力行為。流變應(yīng)力本構(gòu)方程可以表示為：ε﹒=1.49× 1012[sinh(0.01287σ)]4.5537×exp(-1.6992× 105/RT)。

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