高強(qiáng)高韌B93鋁合金的熱變形行為

(中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙，410083)

B93高強(qiáng)鋁合金是一種新型鋁合金結(jié)構(gòu)材料，具有良好的鑄造、鍛造和擠壓工藝性能及淬透性，可靠的耐蝕性和疲勞強(qiáng)度。不僅適用于生產(chǎn)棒材，同時(shí)還特別適用于制作大型鍛件等加工制品，是一種性能優(yōu)良的高強(qiáng)鍛造鋁合金[1?3]。B93合金的化學(xué)成分中不含Mn和Cr，改善了合金的鑄造性能，減少了裂紋傾向。與B95合金相比，其性能上的各向異性亦較小，在沸水或油中淬火而其強(qiáng)度無(wú)損，同時(shí)顯著減少內(nèi)應(yīng)力和制件的幾何變形，淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間也可以相應(yīng)增加[4?6]。根據(jù)我國(guó)航空航天發(fā)展選材、用材的需要，東北輕合金有限責(zé)任公司在20世紀(jì)60年代就對(duì)B93合金進(jìn)行了鑄造性能、鍛造性能以及熱處理性能研究[7?9]。與國(guó)外相比，在實(shí)驗(yàn)室和半工業(yè)化條件下試制了小規(guī)格棒材和鍛件，材料的組織和性能達(dá)到了國(guó)外標(biāo)準(zhǔn)的要求，但在工業(yè)化批量生產(chǎn)中存在一些問(wèn)題，主要表現(xiàn)為鑄造成品率低，批量生產(chǎn)性能不穩(wěn)定，強(qiáng)韌性技術(shù)和工藝缺乏系統(tǒng)研究影響設(shè)計(jì)選材。目前，我國(guó)航空航天業(yè)急需B93高強(qiáng)鋁合金材料，而如何確定B93合金的最佳熱變形溫度區(qū)間，是實(shí)現(xiàn)該合金材料的國(guó)產(chǎn)化和批生產(chǎn)急需解決的一項(xiàng)關(guān)鍵技術(shù)[10?12]。本文作者采用軸對(duì)稱等溫壓縮方法來(lái)模擬均勻化處理后鑄錠的熱加工特性，研究不同熱變形條件下合金的真應(yīng)力?真應(yīng)變曲線，探索熱加工條件下材料的動(dòng)態(tài)性能, 評(píng)定或預(yù)測(cè)材料在制備或熱加工時(shí)出現(xiàn)的問(wèn)題，為制定合理的加工工藝提供理論指導(dǎo)和技術(shù)依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為B93鋁合金半連續(xù)鑄錠，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))如表 1所示。沿鑄錠的軸向加工成直徑為10 mm，高為15 mm的圓柱體。為了保證潤(rùn)滑劑在變形過(guò)程中不致流失，圓柱的兩端車(chē)有厚度0.1 mm的凹槽。壓縮實(shí)驗(yàn)在 Gleeble21500 熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，升溫速率為2 ℃/s，保溫時(shí)間為3 min。參考工廠實(shí)際采用的擠壓工藝參數(shù)，確定變形溫度為 350～470℃，應(yīng)變速率為0.001～10 s?1，總壓縮變形程度為50%；熱變形后迅速水冷。

表1 B93鋁合金成分Table 1 Chemical composition of B93 Al alloy

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 高溫等溫壓縮變形真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

不同溫度和應(yīng)變速率下的熱壓縮變形真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線如圖1所示。

圖1 B93合金在不同應(yīng)變條件下的熱壓縮變形真應(yīng)力?真應(yīng)變曲線Fig.1 Stress-strain curves of compression of B93 alloy under different strain conditions

由圖1可知：在同一變形溫度下，隨應(yīng)變速率的增加，峰值應(yīng)力增加，變形初期的曲線斜率增大，即到達(dá)塑性變形傳播點(diǎn)A的形變量越小，開(kāi)始塑性變形越快。圖1(a)中，在470 ℃壓縮變形時(shí)，應(yīng)變速率0.001 s?1時(shí)峰值應(yīng)力為13.8 MPa，而10 s?1時(shí)峰值應(yīng)力則為104.5 MPa。在同一應(yīng)變速率下，隨著變形溫度的升高，峰值應(yīng)力逐漸減小，當(dāng)應(yīng)變速率均為10 s?1時(shí)，350 ℃時(shí)峰值應(yīng)力為137 MPa，比470 ℃時(shí)的高32.5 MPa。同時(shí)可以看到，當(dāng)應(yīng)變速率低于10 s?1時(shí)，應(yīng)力?應(yīng)變曲線只有2個(gè)階段。變形初期宏觀彈性變形較小，應(yīng)力隨應(yīng)變的增加迅速提高，彈性變形結(jié)束后是一段光滑的曲線；當(dāng)應(yīng)變速率為10 s?1時(shí)，應(yīng)力迅速增至峰值，接著又急劇下降，且溫度越高，下降的幅度(AB段)越大，隨后應(yīng)力?應(yīng)變曲線出現(xiàn)一段鋸齒狀的屈服平臺(tái)BC(如圖1(a)，(b)和(c)所示)，且溫度越高鋸齒幅度越大，屈服平臺(tái)BC越長(zhǎng)，即出現(xiàn)屈服點(diǎn)的形變量越大(見(jiàn)圖 1(d))，然后曲線接近水平，進(jìn)入穩(wěn)態(tài)流變階段。低溫時(shí)的變形抗力比高溫時(shí)的要大得多(圖1(f))。

2.2 壓縮變形后樣品的外觀形貌

圖2所示為不同熱壓縮條件下壓縮變形后實(shí)物表面的形貌。由圖2可以看出，壓縮后的樣品均出現(xiàn)腰鼓現(xiàn)象，而只有在470 ℃壓縮變形后的樣品在腰鼓表面發(fā)生破裂。

圖2 不同熱壓縮條件下樣品表面形貌照片F(xiàn)ig.2 Surface morphologies of samples under different hot compression conditions

3 討論與分析

3.1 變形溫度對(duì)流變應(yīng)力的影響

變形溫度和應(yīng)變速率的變化都會(huì)對(duì)流變應(yīng)力產(chǎn)生影響。在同一變形溫度下，材料的真應(yīng)力水平隨應(yīng)變速率的增大而增大，這主要是因?yàn)閼?yīng)變速率越大，塑性變形進(jìn)行得不充分，彈性變形量增大，從而導(dǎo)致流變應(yīng)力增大。

變形初期，應(yīng)力迅速增至峰值，這是因?yàn)樾枰^高的能量來(lái)啟動(dòng)位錯(cuò)，隨變形程度的加大，易于形成位錯(cuò)纏結(jié)，而這種位錯(cuò)纏結(jié)有效阻礙金屬變形，因此變形抗力大。塑性變形后，位錯(cuò)由于熱激活程度的不同而發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)或者部分再結(jié)晶，產(chǎn)生的均勻變形是由金屬的塑性變形和形變強(qiáng)化共同作用的結(jié)果，使該處再繼續(xù)變形困難，變形便轉(zhuǎn)移到別的地方。當(dāng)金屬變形到集中變形部分后，由于形變強(qiáng)化跟不上變形的發(fā)展，形變強(qiáng)化作用不能再將變形轉(zhuǎn)移到別的地方，致使該處應(yīng)力增加，變形發(fā)展加劇。而表層摩擦力的存在，使得表層變形的等效切應(yīng)力減小，表層變形困難，以壓應(yīng)力表示的強(qiáng)度就會(huì)提高，從而使試樣表層變形小于試樣中間段的變形，導(dǎo)致腰鼓形成(如圖2所示)。鼓形出現(xiàn)后，試樣內(nèi)產(chǎn)生附加應(yīng)力，這種附加應(yīng)力表現(xiàn)為試樣心部受壓，鼓出的部分受拉，造成墩粗變形時(shí)開(kāi)裂。

在較低溫度(低于420 ℃)時(shí)變形抗力比450 ℃和470 ℃時(shí)的要大得多，對(duì)比圖1(e)，(d)和(f)發(fā)現(xiàn)：變形速率越小，流變應(yīng)力下降越明顯，這可能是2種不同變形機(jī)制所致，因此，420 ℃以下不適宜作變形溫度。在高溫(470 ℃)條件下，根據(jù)Al-Zn-Mg-Cu 合金相圖[13]，晶界局部出現(xiàn)氧化或熔化，導(dǎo)致晶界弱化，晶界發(fā)生滑動(dòng)，這時(shí)材料無(wú)法承受較大的壓應(yīng)力，坯料在熱壓縮過(guò)程中出現(xiàn)開(kāi)裂。所以，合金的變形溫度在450 ℃左右較合適。

3.2 應(yīng)變速率對(duì)流變應(yīng)力的影響

在同一應(yīng)變速率下，真應(yīng)力水平隨溫度的提高而降低。這是因?yàn)殡S著溫度升高，熱激活的作用增強(qiáng)，原子間的動(dòng)能增大，原子間的臨界切應(yīng)力減弱，此外動(dòng)態(tài)回復(fù)及少量動(dòng)態(tài)再結(jié)晶引起的軟化程度也隨溫度的升高而增大，從而導(dǎo)致合金的應(yīng)力水平降低。就熱激活過(guò)程來(lái)說(shuō)，改變形變速度與改變形變溫度是等效的。

應(yīng)變速率低于10 s?1時(shí)，應(yīng)力應(yīng)變曲線分為2個(gè)階段。當(dāng)應(yīng)力很小時(shí)，是彈性變形階段，根據(jù)虎克定律，應(yīng)變與應(yīng)力近似地呈線性關(guān)系，此后是一段光滑的曲線，對(duì)應(yīng)于材料的均勻塑性變形過(guò)程。應(yīng)變速率為10 s?1時(shí)的曲線可分為3個(gè)階段：第1階段為彈性變形階段，第2個(gè)階段為過(guò)渡變形階段，第3個(gè)階段為穩(wěn)態(tài)流變階段，曲線近似水平。塑性變形開(kāi)始后，位錯(cuò)大量增殖，使可動(dòng)位錯(cuò)密度增大，為適應(yīng)原先的形變速率，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)速率必然大大降低，相應(yīng)的應(yīng)力也就突然降低，出現(xiàn)了屈服降落現(xiàn)象(AB段)。而出現(xiàn)鋸齒平臺(tái)可能是由于在高應(yīng)變速率下壓縮變形強(qiáng)化過(guò)程中出現(xiàn)多次局部失穩(wěn)，導(dǎo)致局部應(yīng)力松弛，相應(yīng)地在應(yīng)力－應(yīng)變曲線上出現(xiàn)齒形特征，而溫度越高，流變應(yīng)力越低，同時(shí)出現(xiàn)屈服點(diǎn)的形變量也就越小(圖1(d))。當(dāng)壓應(yīng)力超過(guò)彈性極限時(shí)，便在試件的標(biāo)距內(nèi)的最弱部位產(chǎn)生塑性變形，并使該部位的材料發(fā)生形變強(qiáng)化，從而增大材料進(jìn)一步塑性變形的抗力。這時(shí)，只有提高應(yīng)力才能在次弱的部位產(chǎn)生塑性變形，材料隨即又在該處強(qiáng)化。因此，在應(yīng)力?應(yīng)變曲線上表現(xiàn)為隨著應(yīng)變的增大應(yīng)力也在升高，一直到D點(diǎn)。隨著載荷的進(jìn)一步增加，最后到達(dá)D點(diǎn)，材料的變形強(qiáng)化已不能補(bǔ)償承載能力的降低，因而在應(yīng)力－應(yīng)變曲線上出現(xiàn)應(yīng)力隨應(yīng)變?cè)黾佣档偷默F(xiàn)象。D點(diǎn)對(duì)應(yīng)于局部塑性流動(dòng)的開(kāi)始，進(jìn)一步的塑性變形集中于試件上很小一段的局部區(qū)域，宏觀上出現(xiàn)腰鼓現(xiàn)象。因此，在D點(diǎn)以后，隨著腰鼓區(qū)局部變形量的增大，應(yīng)力下降。

3.3 流變應(yīng)力本構(gòu)方程的構(gòu)建

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˙、變形溫度T、流變應(yīng)力σ之間的關(guān)系來(lái)描述[14?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，β均為與溫度無(wú)關(guān)的常數(shù)，α=β/n；R為氣體常數(shù)；T為熱力學(xué)溫度；Q為變形激活能；σ為峰值應(yīng)力或穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力。

T和ε˙的關(guān)系可以用一個(gè)參數(shù)Z來(lái)表示[16]：式中：Z為Zener-Hollomon參數(shù)，是溫度補(bǔ)償?shù)淖冃嗡俾室蜃印?/p>

根據(jù)雙曲正弦函數(shù)的定義，可將α表述成Zener-Hollomon參數(shù)Z的函數(shù)：

由式(3)～(5)可知：只要知道A，Q，n和α等材料參數(shù)，便可求得任意變形條件下的流變應(yīng)力。

對(duì)式(1)～(3)兩邊分別取自然對(duì)數(shù)得：

其 中 ，B1=lnA1?Q/(RT)；B2=lnA2?Q/(RT)；B=lnA?Q/(RT)。

取不同變形條件下的峰值應(yīng)力為流變應(yīng)力σ，分別以lnσ和lnε˙，σ和lnε˙為坐標(biāo)作圖，用軟件Origin作線性回歸，如圖 3所示。由式(6)和式(7)可知：n1為 lnσ和 lnε˙的斜率，β為σ和 lnε˙的斜率，求得n1=7.914，β=0.077 64，則α可以由α=β/n求出。

取不同變形條件下的峰值應(yīng)力為流變應(yīng)力，lnε˙與ln[sinh (ασ)]的關(guān)系如圖4所示。由圖4可知：B93合金高溫變形流變應(yīng)力和應(yīng)變速率的雙曲線對(duì)數(shù)較好地滿足了式(8)的線性關(guān)系。

圖3 峰值應(yīng)力與應(yīng)變速率的關(guān)系Fig.3 Relationship between peak stress and strain rate

圖 4 lnε˙和 ln[sinh (ασ)]的關(guān)系Fig.4 Relationship between lnε˙ and ln[sinh (ασ)]

對(duì)式(4)取自然對(duì)數(shù)，并假定在恒應(yīng)變速率條件下變形時(shí)，一定溫度范圍內(nèi)Q保持不變，可得：

取不同變形條件下的峰值應(yīng)力為流變應(yīng)力，以ln[sinh (ασ)]和T?1為坐標(biāo)作圖，進(jìn)行線性回歸得到圖5。從圖5可以看出：在相同的應(yīng)變速率下，流變應(yīng)力的雙曲線正弦對(duì)數(shù)項(xiàng)和溫度的倒數(shù)也滿足線性關(guān)系。

圖 5 ln[sinh (ασ)]和 T?1的關(guān)系Fig.5 Relationship between ln[sinh (ασ)] and T?1

對(duì)式(3)求偏導(dǎo)得：

式(10)右邊 2個(gè)大括號(hào)中的項(xiàng)分別為一定溫度下lnε˙?ln[sinh (ασ)]關(guān)系的斜率和一定應(yīng)變速率條件下ln[sinh (ασ)]?(1/T)關(guān)系的斜率，分別對(duì)應(yīng)圖 4和 5中直線的斜率。然后代入式(10)求出變形激活能Q。

由式(9)可知：圖 4 中 lnε˙和 ln[sinh (ασ)]關(guān)系直線的縱軸截距即為lnA?Q/(RT)，將Q，R和T代入即可求得A。峰值應(yīng)力下的各參數(shù)如表2所示。

表2 峰值應(yīng)力下實(shí)驗(yàn)合金的參數(shù)Table 2 Parameters of B93 alloy under peak stress

將表2中的各參數(shù)代入式(3)，可得B93合金熱壓縮變形時(shí)的流變本構(gòu)方程：

該方程適用于應(yīng)變速率為0.001～10 s?1、變形溫度為350～470 ℃、總變形量為50%的B93合金的流變應(yīng)力行為，可為確定該類合金熱加工時(shí)的工藝參數(shù)提供理論依據(jù)。

4 結(jié)論

(1) B93合金高溫壓縮變形時(shí)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，隨變形速率的提高而增大。低溫壓縮時(shí)變形抗力較大，而高溫壓縮條件下，由于晶界弱化腰鼓表面產(chǎn)生破裂，合金最適宜的熱加工溫度為450 ℃左右。

(2) B93合金高溫變形時(shí)，應(yīng)變速率的對(duì)數(shù)lnε˙和流變應(yīng)力σ，lnσ及 ln[sinh (ασ)]之間，ln[sinh (ασ)]和溫度T的倒數(shù)(1/T)之間滿足線性關(guān)系，據(jù)此求得該合金的高溫變形材料常數(shù)：Q=265.49 kJ/mol；α=0.009 81 MPa?1；n=5.98；A=1.58×1015s?1。從而求得該合金熱壓縮變形的流變應(yīng)力方程為：

[1] 劉曉濤, 崔建忠. Al-Zn-Mg-Cu系超高強(qiáng)鋁合金的研究進(jìn)展[J].材料導(dǎo)報(bào), 2005, 19(3): 47?50.LIU Xiao-tao, CUI Jian-zhong. Progress in research on ultra high strength Al-Zn-Mg-Cu alloy[J]. Materials Review, 2005,19(3): 47?50.

[2] 蹇海根, 姜鋒, 徐忠艷, 等. 航空用高韌Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金的研究進(jìn)展[J]. 熱加工工藝, 2006, 35(12): 61?66.JIAN Hai-gen, JIANG Feng, XU Zhong-yan, et al. Study progress of high strength and tenacity Al-Zn-Mg-Cu Aluminum alloy for aviation[J]. Hot Working Technology, 2006, 35(12):61?66.

[3] 曾渝, 尹志民, 潘青林. 超高強(qiáng)鋁合金的研究現(xiàn)狀及發(fā)展趨勢(shì)[J]. 中南大學(xué)學(xué)報(bào): 自然科學(xué)版, 2002, 33(6): 592?596.ZENG Yu, YIN Zhi-min, PAN Qing-lin. Present research and developing trends of ultrahigh strength aluminum alloys[J].Journal of Central South University: Science and Technology,2002, 33(6): 592?596.

[4] 杭呂. 俄羅斯的航空用高強(qiáng)高韌鋁合金[J]. 航空工程與維修,1996, 2(5): 19?21.HANG Lü, High strength and toughness aluminium alloys for aviation in Russia[J]. Aviation Engineering and Maintenance,1996, 2(5): 19?21.

[5] 蔣香泉. 高溫機(jī)械熱處理對(duì) B93合金性能的影響[J]. 輕合金加工技術(shù), 1983, 2(7): 27?29.JIANG Xiang-quan. The effect of high temperature mechanical treatment on properties of B93 alloys[J]. Light Alloy Fabrication Technology,1983, 2(7): 27?29.

[6] 王樹(shù)中. 鐵、鎳、鋯對(duì)鋁合金B(yǎng)93Πч的組織和性能的影響[J].輕合金加工技術(shù), 1981, 2(5): 41?43.WANG Shu-zhong. The effect of Fe, Ni, Zr on structure and properties of B93Πч alloy[J]. Light Alloy Fabrication Technology, 1981, 2(5): 41?43.

[7] 左玉波, 崔建忠, 趙志浩. 低頻電磁水平連鑄新型超高強(qiáng)鋁合金[J]. 特種鑄造及有色合金, 2007, 27(9): 706?709.ZUO Yu-bo, CUI Jian-zhong, ZHAO Zhi-hao. New super-high strength aluminum alloy in low-frequency electromagnetic horizontal continuous casting[J]. Special Casting and Nonferrous Alloys, 2007, 27(9): 706?709.

[8] 蹇海根, 姜鋒, 黃宏鋒. 93合金的時(shí)效析出特性研究[J]. 特種鑄造及有色合金, 2009, 29(11): 1004?1007.JIAN Hai-gen, JIANG Feng, HUANG Hong-feng. Study on aging precipitation characteristic of B93 alloy[J]. Special Casting and Nonferrous Alloys, 2009, 29(11): 1004?1007.

[9] 張坤, 劉志義, 鄭青春. 高 Zn超高強(qiáng)鋁合金的回歸再時(shí)效處理[J]. 中南大學(xué)學(xué)報(bào): 自然科學(xué)版, 2005, 36(2): 188?192.ZHANG Kun, LIU Zhi-yi, ZHENG Qing-chun. Effects of different retrogression and reaging heat treatment on high-zinc super-high aluminum alloy[J]. Journal of Central South University: Science and Technology, 2005, 36(2): 188?192.

[10] Sellars C M. Modeling microstructural development during hot rolling[J]. Materials Science and Technology. 1990, 6(11):1072?1081.

[11] Heinz A, Haszler A, Keidel C, et al. Recent development in aluminium alloys for aerospace applications[J]. Materials Science and Engineering, 2000, 12(2): 102?107.

[12] WEI Qiang, XIONG Bai-qing, ZHANG Yong-an, et al.Production of high strength Al-Zn-Mg-Cu alloys by spray forming process[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2001, 11(2): 258?260.

[13] Mondolfo L F. Aluminum alloys structure and properties[M].London: Butter Worths, 1976: 25?26.

[14] Sellars C M. On the mechanism of hot deformation[J]. Acta Met,1966, 14(1): 1136?1138.

[15] Frost H J, Ashby M F. Deformation mechanism maps[M].Oxford: Pergamon, 1982: 341?347.

[16] McQueen H J, Jonas J J. Recovery and recrystallization in the hot-working of aluminum alloys[M]. Treatise on Materials Science and Technology, Plastic Deformation of Materials. New York: Academic Press, 1975: 393?493.