不同預(yù)彎半徑下2A12鋁合金時效成形

趙 飛，周文龍，孫中剛，陳國清，黃 遐，曾元松

(1. 大連理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，大連 116085；2. 北京航空制造工程研究所，北京 100024)

不同預(yù)彎半徑下2A12鋁合金時效成形

趙 飛1，周文龍1，孫中剛1，陳國清1，黃 遐2，曾元松2

(1. 大連理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，大連 116085；2. 北京航空制造工程研究所，北京 100024)

研究2A12鋁合金在不同預(yù)彎半徑下的時效成形，并考察時效成形與人工時效后合金的微觀組織和力學(xué)性能的差異。結(jié)果表明：與人工時效相比，時效成形過程中，由于應(yīng)力的存在，使得合金在時效成形后晶粒被進一步壓扁拉長，晶內(nèi)沉淀相由點狀變?yōu)殚L條狀且呈現(xiàn)出一定的方向性，同時，其位錯形態(tài)由位錯圈或蜷線位錯向長直態(tài)位錯轉(zhuǎn)變。時效成形后，合金的拉伸性能和斷裂韌性均比人工時效時的略有降低，回彈率隨預(yù)彎半徑的增大而增大。預(yù)彎半徑的變化對沉淀相的尺寸和數(shù)量以及時效成形后合金的力學(xué)性能均無明顯影響。

2A12鋁合金；時效成形；回彈；應(yīng)力位向效應(yīng)；力學(xué)性能

時效成形技術(shù)是將成形與人工時效相結(jié)合的一種先進成形方法。它的典型特點之一就是卸載后零件將產(chǎn)生回彈，導(dǎo)致零件的最終形狀及尺寸與模具的不一致，從而影響了零件的成形精度。因此，如何預(yù)測或減小時效成形后零件的回彈量以確保其成形精度成為眾多研究者關(guān)注的熱點，如LIN等[1]提出了一種將析出硬化與回彈相結(jié)合的統(tǒng)一模型用于預(yù)測回彈；HO等[2?3]先從實驗出發(fā)得到鋁合金時效成形統(tǒng)一本構(gòu)方程，再通過 ABAQUS有限元分析軟件準確模擬了鋁合金厚板時效成形過程中的回彈；LEVERS[4]在時效效成形靜載荷的基礎(chǔ)上疊加周期性小載荷，促進了構(gòu)件的永久變形。上述研究均有助于預(yù)測或減小時效成形后零件的回彈，為提高時效成形零件的精度提供了方法。時效成形技術(shù)的另一個典型特點就是零件在成形時發(fā)生應(yīng)力時效，容易造成“應(yīng)力位向效應(yīng)”。ZHU等[5?7]在研究Al-xCu合金的應(yīng)力時效時發(fā)現(xiàn)，板片狀θ′相由無應(yīng)力時效時的垂直排列變?yōu)槎ㄏ蚺帕?，?dǎo)致材料的屈服強度降低；BAVAKOS等[8]研究發(fā)現(xiàn)，應(yīng)力造成2XU鋁合金中板片狀θ′相成定向排布，但應(yīng)力對6056和7475鋁合金時效成形的微觀組織幾乎沒有影響；李劍等[9]和陳大欽等[10]在研究 Al-3.87Cu-0.56Mg-0.56Ag及Al-3.88Cu的應(yīng)力時效時也發(fā)現(xiàn)了θ′及?相的擇優(yōu)取向析出，并分析其產(chǎn)生的原因。盡管上述關(guān)于時效成形的研究已經(jīng)取得了大量的研究結(jié)果，但有關(guān)2A12鋁合金時效成形的研究尚不多見，而2A12鋁合金是制造航空器結(jié)構(gòu)件，如蒙皮、隔框、翼肋和翼梁的重要材料。因此，本文作者針對 2A12鋁合金進行了不同預(yù)彎半徑下時效成形的實驗，著重研究時效成形對 2A12鋁合金微觀組織及力學(xué)性能的影響。

1 實驗

1.1 實驗材料

實驗材料為退火態(tài) 2A12鋁合金板，化學(xué)成分如表 1所列。將 2A12鋁合金板加工成 400 mm×100 mm×20 mm的試件，其長度方向與軋制方向平行。試件經(jīng)495 ℃，1 h鹽浴固溶處理后，立即進行時效成形實驗。

表1 2A12鋁合金化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of 2A12 aluminum alloy(mass fraction, %)

1.2 實驗方法

為了確保試件在時效成形過程中始終維持初始變形，本實驗采用單曲率圓柱面模具，其曲率半徑分別為400、650和1 000 mm。時效成形過程如圖1所示。首先，施加彈性載荷使試件貼模；然后，保持試件外形不變，將模具和試件加熱到某一溫度，保溫，此過程中試件將產(chǎn)生應(yīng)力松弛現(xiàn)象，將一部分彈性變形轉(zhuǎn)變?yōu)樗苄宰冃?，同時由于人工時效的作用試件的微觀組織和力學(xué)性能也將發(fā)生變化；最后，待保溫結(jié)束后卸除載荷，試件發(fā)生一定量回彈。

圖1 時效成形過程示意圖Fig.1 Schematic diagram of age forming: (a) Loading; (b)Aging; (c) Unloading

實驗分別在160 ℃保溫3 h和190 ℃保溫6 h進行了不同預(yù)彎半徑下的時效成形。同時，還對比進行了2A12鋁合金160 ℃保溫3 h和190 ℃保溫6 h的人工時效處理。時效成形和人工時效后在試件中性層部位：沿板材軋制方向用線切割截取拉伸試樣進行室溫拉伸，拉伸速率為1 mm/min；沿T-L和L-T兩個方向(T-L表示裂紋面的法線方向，L-T表示預(yù)期的裂紋擴展方向；L為板材軋制方向，T為寬度方向)按GB4161制備標準緊湊拉伸試樣進行斷裂韌性和疲勞裂紋擴展速率測試。室溫拉伸、斷裂韌性及疲勞裂紋擴展速率測試均在電液伺服萬能實驗機 MTS?810上進行。金相試樣通過機械拋光后用 1%HF+1.5%HCl+2.5%HNO3+95%H2O(體積分數(shù))混合酸溶液腐蝕。透射試樣經(jīng)機械研磨后用電解雙噴減薄法制成，雙噴液為體積比為1?3的硝酸和酒精混合溶液，溫度控制在?25 ℃，電壓為12~15 V，電流為70~80 mA。在TecnaiG220?Twin透射電鏡上觀察微觀組織形貌，加速電壓為200 kV。

2 分析與討論

2.1 預(yù)彎半徑對回彈率的影響

在時效成形過程中，2A12鋁合金試件總應(yīng)變保持不變。即任一時刻t，2A12鋁合金試件中產(chǎn)生的塑性應(yīng)變εpt與剩余彈性應(yīng)變εet之和等于初始彈性應(yīng)變ε0。

式中：p=η/E(其中 為粘性系數(shù))。

故t時刻產(chǎn)生的塑性應(yīng)變?yōu)?/p>

由式(6)可知，2A12鋁合金試件在有限的時效成形時間內(nèi)初始彈性應(yīng)變不可能完全轉(zhuǎn)變?yōu)樗苄詰?yīng)變，所以，卸載后2A12鋁合金試件將發(fā)生回彈。同時，POVOLO和REGGIARDO[12]研究發(fā)現(xiàn)，應(yīng)力松弛過程中塑性應(yīng)變速率&可用Norton方程來描述：

式中：A為常數(shù)；n為指數(shù)。

當(dāng)材料厚度及施加載荷一定時，預(yù)彎半徑越大，2A12鋁合金試件貼模時產(chǎn)生的初始應(yīng)力0越小，由式(5)可知，在任一時刻t，其對應(yīng)的剩余應(yīng)力t也越小。再由式(7)可知，其對應(yīng)的塑性應(yīng)變速率也越小，使得材料在相同時間內(nèi)產(chǎn)生的塑性應(yīng)變越少，卸載后回彈也就越大。因此，在成形溫度和保溫時間一定的情況下，2A12鋁合金時效成形后的回彈率隨著預(yù)彎半徑的增大而增大。甘忠等[13]在研究 2124鋁合金時效成形時也發(fā)現(xiàn)了回彈率的類似規(guī)律，并指出試件厚度一定時，彎曲半徑越小，其橫截面上的應(yīng)力水平就越高，使得在小彎曲半徑模具上成形的零件會先進入塑性狀態(tài)，有助于提高成形率，減小回彈。

另外，時效成形過程也是一個應(yīng)力松弛過程。應(yīng)力松弛過程的本質(zhì)原因是熱激活導(dǎo)致位錯運動[14]。而應(yīng)力松弛速度及剩余應(yīng)力水平主要由初始應(yīng)力、溫度和時間等因素決定。其中，溫度對應(yīng)力松弛速度的影響可用下式來描述：

式中：&為塑性應(yīng)變速率；A為常數(shù)； 為應(yīng)力；n為指數(shù)；Q為激活能；R為氣體常數(shù)；T為熱力學(xué)溫度。

在一定變形機制下，可認為Q值是一定的。當(dāng)預(yù)彎半徑一定時，應(yīng)力水平也一定。由式(8)可知，溫度越高則塑性應(yīng)變速率越快，在相同時間內(nèi)，彈性應(yīng)變轉(zhuǎn)化為塑性應(yīng)變的量也就越多，從而使得剩余的彈性應(yīng)變越少。至于保溫時間的延長對回彈率的影響可用式(6)來解釋。由式(6)可知，保溫時間越長，產(chǎn)生的塑性應(yīng)變越大，導(dǎo)致剩余的彈性應(yīng)變也就越小。而時效成形后試件的回彈量是由剩余的彈性應(yīng)變所決定的，剩余的彈性應(yīng)變越少，則回彈量也越小。因此，在相同預(yù)彎半徑下，提高成形溫度和延長保溫時間可使2A12鋁合金試件的回彈率減小。

2.2 時效成形對2A12鋁合金微觀組織的影響

2A12鋁合金中主要強化相為S相(Al2CuMg)，其脫溶順序為：α(Al)過飽和固溶體→G.P.區(qū)→α+S″→α+S′→ α+S。一般來說，2A12 鋁合金人工時效后析出的主要強化相為過渡相S′，其成分為正交結(jié)構(gòu)的Al2CuMg[15?17]。圖3所示為2A12鋁合金于(160 ℃，3 h)和(190 ℃，6 h)時效成形及人工時效后的XRD譜。從圖3可知，2A12鋁合金無論是經(jīng)時效成形還是經(jīng)人工時效后，均會析出S′相。相對直接人工時效，2A12鋁合金在同一溫度、時間時效成形后，有S′相存在的晶面數(shù)量相對集中，且S′相總的衍射強度也有所減弱，其減弱的趨勢隨預(yù)彎半徑的減小而增大，但減弱的幅度并不顯著。

圖3 2A12鋁合金經(jīng)人工時效和時效成形后的XRD譜Fig.3 XRD patterns of 2A12 aluminum alloy after artificial aging and age forming: (a) 160 ℃, 3 h; (b) 190 ℃, 6 h

圖4 所示為2A12鋁合金經(jīng)人工時效及時效成形后的金相組織對比。由于本實驗中使用的 2A12鋁合金板材是經(jīng)過軋制所得，因此，圖4中的晶粒均沿軋制方向被壓扁拉長。從圖4還可以發(fā)現(xiàn)，2A12鋁合金經(jīng)人工時效和時效成形后，均在α(Al)基體上析出了可溶的褐色S′相質(zhì)點，并沿軋制方向分布著不可溶的大塊黑色雜質(zhì)相(FeMn)Al6。但由于時效成形過程中應(yīng)力的存在，導(dǎo)致時效成形后合金的晶粒與人工時效后的相比被進一步壓扁拉長。

圖4 2A12鋁合金經(jīng)人工時效和時效成形后的顯微組織Fig.4 Microstructures of 2A12 aluminum alloy after artificial aging(a) and age forming(b) at 160 ℃ for 3 h

圖5 所示為2A12鋁合金人工時效和時效成形后晶內(nèi)沉淀相的TEM像。由圖5可看出，2A12鋁合金經(jīng)人工時效后析出的S′相為點狀，呈隨機取向，分布比較均勻；而時效成形后析出的S′相為長條狀且呈現(xiàn)出一定的方向性(見圖 5(b)中箭頭)。這主要是由于時效成形過程中施加彈性載荷引起的。應(yīng)力與變形體相互作用引起系統(tǒng)彈性能的變化，而這種影響主要表現(xiàn)在沉淀相的形核階段[10]，使得沉淀相產(chǎn)生了擇優(yōu)取向，即“應(yīng)力位向效應(yīng)”[18]，但從 XRD分析和金相觀察來看，時效成形后沉淀相的數(shù)量與人工時效相比無明顯變化。

圖6和7所示為2A12鋁合金經(jīng)人工時效和時效成形后晶界沉淀相和晶界無析出區(qū)的TEM像。由圖6可看出，2A12鋁合金人工時效后，晶界沉淀相S呈點狀分布，而時效成形后晶界沉淀相S呈鏈狀連續(xù)分布。從圖7還可看出，2A12鋁合金無論是經(jīng)人工時效還是經(jīng)時效成形后，都存在晶界無析出區(qū)(PFZ)。晶界無析出區(qū)的產(chǎn)生主要是由于強化相在晶界析出時，吸收了附近的溶質(zhì)原子和空位，在晶界兩側(cè)造成了溶質(zhì)原子和空位濃度梯度的貧乏所致。

圖5 2A12鋁合金經(jīng)人工時效和時效成形后晶內(nèi)沉淀相的TEM像Fig.5 TEM images of precipitates in 2A12 aluminum alloy after artificial aging(a) and age forming(b) at 160 ℃ for 3 h

圖6 2A12鋁合金經(jīng)人工時效和時效成形后晶界沉淀相的TEM像Fig.6 TEM images of grain boundary precipitates in 2A12 aluminum alloy after artificial aging(a) and age forming(b) at 160 ℃for 3 h

圖7 2A12鋁合金經(jīng)人工時效和時效成形后晶界無析出區(qū)的TEM像Fig.7 TEM images of grain boundary precipitate free zone in 2A12 aluminum alloy after artificial aging(a) and age forming(b) at 160 ℃ for 3 h

圖8 所示為2A12鋁合金經(jīng)人工時效和時效成形后的位錯形貌。由圖8可看出，2A12鋁合金經(jīng)人工時效后，出現(xiàn)了大量的位錯圈(見圖 8(a))和蜷線位錯(見圖8(b))；而經(jīng)時效成形后，基本沒有出現(xiàn)蜷線位錯，只有大量的長直態(tài)位錯(見圖8(c)和(d))。2A12鋁合金經(jīng)固溶處理后含有大量聚集的空位，此后這些空位片的坍塌就形成了位錯圈，而位錯圈是不穩(wěn)定的，能快速長大，位錯圈的長大也就形成蜷線位錯[19]。人工時效時存在大量的蜷線位錯，而時效成形時基本沒有蜷線位錯，只有大量的長直態(tài)位錯，這可能是由于外加載荷引起的。位錯線本身是一種晶體缺陷，其能量與長度成正比。當(dāng)位錯彎曲時，長度相應(yīng)增加，能量也就升高。因此，彎曲的蜷線位錯是不穩(wěn)定的，有變直的傾向。時效成形時，由于外加載荷的作用，使得蜷線位錯容易發(fā)生演變逐漸接近長直狀態(tài)，故在時效成形后基本觀察不到蜷線位錯，只有大量的長直態(tài)位錯。

圖8 2A12鋁合金人工時效和時效成形后的位錯形貌Fig.8 Dislocation morphologies of 2A12 aluminum alloy after artificial aging((a), (b)) and age forming((c), (d)) at 160 ℃ for 3 h:(a) Ring dislocation; (b) Helical dislocation; (c), (d) Long straight dislocation

2.3 時效成形對2A12鋁合金力學(xué)性能的影響

圖9所示為2A12鋁合金于(160 ℃，3 h)和(190 ℃，6 h)時效成形及人工時效后的拉伸性能。從圖9可以看出，在相同溫度和時間下，時效成形后的拉伸性能較人工時效的略有降低但變化不大，屈服強度、抗拉強度及伸長率的下降均在 6%之內(nèi)；在相同溫度和時間、不同預(yù)彎半徑下，時效成形后的拉伸性能隨著預(yù)彎半徑的減小而降低，但下降的幅度不大；在同一預(yù)彎半徑下，經(jīng)190 ℃保溫6 h后的強度高于經(jīng)160 ℃保溫3 h的強度。2A12鋁合金經(jīng)時效成形和人工時效后，都會析出沉淀相粒子，產(chǎn)生時效強化效應(yīng)，而沉淀相粒子的尺寸、數(shù)量和分布影響2A12鋁合金的拉伸性能。由微觀組織分析可知，2A12鋁合金時效成形后與人工時效時相比，沉淀相粒子數(shù)量基本不變，但尺寸有所增大，同時呈現(xiàn)出一定的方向性。而時效成形后，沉淀相粒子的定向析出也就造成了合金中沉淀相分布不均勻性，從而使得材料拉伸性能略有下降。

圖10所示為2A12鋁合金于(160 ℃，3 h)和(190℃，6 h)時效成形及人工時效后的斷裂韌性對比。由圖10可以看出，在相同溫度和時間下，時效成形后的斷裂韌性無論是L-T方向還是T-L方向均比人工時效時的低。由于時效成形后沉淀相的分布具有方向性，對延緩裂紋擴展不利，且材料的伸長率也較低，造成時效成形后合金的斷裂韌性下降；在相同溫度和時間、不同預(yù)彎半徑下，時效成形后沿同一取向的斷裂韌性基本相同；同一狀態(tài)下，材料L-T方向的斷裂韌性均大于T-L方向的斷裂韌性。主要是由于鋁合金軋制后，晶粒沿軋制方向伸長，晶內(nèi)難溶相、未溶相和夾雜等也均沿軋制方向排列。在斷裂過程中，形成裂紋擴展的通道，降低了合金抵抗斷裂能力。在L-T方向(裂紋垂直軋制方向擴展)斷裂裂紋擴展過程需經(jīng)過多次偏轉(zhuǎn)，從而斷裂韌性較高。

圖9 2A12鋁合金經(jīng)人工時效和時效成形后的拉伸性能Fig.9 Tensile properties of 2A12 aluminum alloy after artificial aging and age forming: (a) Yield strength and tensile strength; (b) Elongation

圖10 2A12鋁合金經(jīng)人工時效和時效成形后斷裂韌性的對比Fig.10 Fracture toughness comparison of 2A12 aluminum alloy after artificial aging and age forming

3 結(jié)論

1) 當(dāng)成形溫度和保溫時間一定時，2A12鋁合金試件的回彈率隨預(yù)彎半徑的增大而增大；而在相同預(yù)彎半徑下，提高成形溫度和延長保溫時間可使 2A12鋁合金試件的回彈率減小。

2) 2A12鋁合金經(jīng)時效成形后的晶粒較經(jīng)人工時效時的被進一步壓扁拉長。時效成形過程中，由于彈性載荷的施加，使得合金在時效成形后析出的沉淀相為長條狀，并呈現(xiàn)一定的方向性，而人工時效時析出的沉淀相為點狀且分布比較均勻。合金時效成形后的位錯形態(tài)與人工時效時相比也不一樣：時效成形后為長直態(tài)位錯，而人工時效時為位錯圈或蜷線位錯。

3) 在相同溫度和時間下，2A12鋁合金時效成形后的拉伸性能較人工時效時的略有降低，但降幅均在6%以內(nèi)，可認為時效成形能獲得與人工時效過程相近的拉伸性能。

4) 在相同溫度和時間下，2A12鋁合金時效成形后的斷裂韌性比人工時效時的略低。

5) 時效成形過程中，預(yù)彎半徑的變化對2A12鋁合金的微觀組織和力學(xué)性能幾乎沒有影響。

REFERENCES

[1] LIN J, HO K C, DEAN T A. An integrated process for modeling of precipitation hardening and springback in creep ageforming[J]. International Journal of Machine Tools &Manufacture, 2006, 46: 1266?1270.

[2] HO K C, LIN J, DEAN T A. Constitutive modelling of primary creep for age forming an aluminium alloy[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2004, 153/154: 122?127.

[3] HO K C, LIN J, DEAN T A. Modelling of springback in creep forming thick aluminum sheets[J]. International Journal of Plasticity, 2004, 20(4/5): 733?751.

[4] LEVERS A. Creep forming a metallic component. US 2004154369[P]. 2003?01?23.

[5] ZHU A W, STARKE E A JR. Materials aspects of age-forming of Al-xCu alloys[J]. Journal of Materials Processing Technology,2000, 117(3): 354?358.

[6] ZHU A W, CHEN J, STARKE E A JR. Precipitation strengthening of stress-aged Al-xCu alloys[J]. Acta Mater, 2000,48: 2239?2246.

[7] ZHU A W, STARKE E A JR. Stress aging of Al-xCu alloys:Experiment[J]. Acta Mater, 2001, 49: 2285?2295.

[8] BAKAVOS D, PRANGNELL P B, DIF R. A comparison of the effects of age forming on the precipitation behavior in 2xxx,6xxx and 7xxx aero space alloys[J]. Materials Science Forum,2004, 28: 124?131.

[9] 李 劍, 鄭子樵, 陳大欽, 殷順高, 劉祖耀. Al-Cu合金應(yīng)力時效的動力學(xué)研究[J]. 稀有金屬, 2005, 29(4): 539?544.LI Jian, ZHENG Zi-qiao, CHEN Da-qin, YIN Shun-gao, LIU Zu-yao. Kinetics study on stress aging of Al-Cu alloy[J].Chinese Journal of Rare Metals, 2005, 29(4): 539?544.

[10] 陳大欽, 鄭子樵, 李世晨, 陳志國, 劉祖耀. 外加應(yīng)力對Al-Cu, Al-Cu-Mg-Ag合金析出相生長的影響[J]. 金屬學(xué)報,2004, 40(8): 799?804.CHEN Da-qin, ZHENG Zi-qiao, LI Shi-chen, CHEN Zhi-guo,LIU Zu-yao. Effect of external stress on the growth of precipitates in Al-Cu and Al-Cu-Mg-Ag alloys[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2004, 40(8): 799?804.

[11] CONWAY J B, STENTZ R H, BERLING J T. Fatigue, tensile,and relaxation behavior of stainless steels[R]. Cincinnati:Technical Information Center, 1975: 228?232.

[12] POVOLO F, REGGIARDO J F. Stress-relaxation in bending of Inconel 718 at 773 and 823 K[J]. Journal of Materials Science,1988, 23: 241?247.

[13] 甘 忠, 熊 威, 張志國. 2124鋁合金時效成形回彈預(yù)測[J].塑性工程學(xué)報, 2009, 16(3): 140?144.GAN Zhong, XIONG Wei, ZHANG Zhi-guo. Springback prediction of age-forming for 2124 aluminum alloy[J]. Journal of Plasticity Engineering, 2009, 16(3): 140?144.

[14] 譚 軍, 李 聰, 孫 超, 應(yīng)詩浩, 連姍姍, 闞細武, 馮可芹.Zr-4合金應(yīng)力松弛過程中的熱激活變形與動態(tài)應(yīng)變時效[J].金屬學(xué)報, 2009, 45(2): 173?177.TAN Jun, LI Cong, SUN Chao, YING Shi-hao, LIAN Shan-shan,KAN Xi-wu, FENG Ke-qin. Thermally activated deformation and dynamic strain aging of Zr-4 alloy during stress relaxation[J].Acta Metallurgica Sinica, 2009, 45(2): 173?177.

[15] WILSON R N, PARTRIDGE P G. The nucleation and growth of S′ precipitates in an aluminium-2.5%copper-1.2% magnesium alloy[J]. Acta Metall, 1965, 13(12): 1321?1327.

[16] JENA A K, GUPTA A K, CHATURVEDI M C. A differential scanning calorimetric investigation of precipitation kinetics in the Al-1.53wt%Cu-0.79wt%Mg alloy[J]. Acta Metall, 1989,37(3): 85?90.

[17] FENG Zong-qiang, YANG Yan-qing, HUANG Bin, HAN Ming,LUO Xian, RU Ji-gang. Precipitation process along dislocations in Al-Cu-Mg alloy during artificial aging[J]. Materials Science and Engineering A, 2010, 528(2): 706?714.

[18] 李勁風(fēng), 鄭子樵, 李世晨, 任文達, 陳文敬. 鋁合金時效成形及時效成形鋁合金[J]. 材料導(dǎo)報, 2006, 20(5): 101?103.LI Jin-feng, ZHENG Zi-qiao, LI Shi-chen, REN Wen-da, CHEN Wen-jing. Age forming of Al alloys and ageformable Al alloys[J].Materials Review, 2006, 20(5): 101?103.

[19] WILSON R N, MOORE D M, FORSYTH P J E. Effects of 0.25% silicon on precipitation processes in an aluminium-0.25%copper-1.2% magnesium alloy[J]. J Inst Metal, 1967, 95(6):177?182.

Age forming of 2A12 aluminum alloy with different prebending radii

ZHAO Fei1, ZHOU Wen-long1, SUN Zhong-gang1, CHEN Guo-qing1, HUANG Xia2, ZENG Yuan-song2
(1. School of Materials Science and Engineering, Dalian University of Technology, Dalian 116085, China;2. Beijing Aeronautical Manufacturing Technology Research Institute, Beijing 100024, China)

The age forming of 2A12 aluminum alloy subjected to different prebending radii was investigated. The differences of microstructures and mechanical properties after aging forming and artificial aging were also studied. The results show that, during artificial aging, the grains are further squashed and elongated due to the applied stress during age forming and the precipitated phase changes from circle shape to long strip shape with uniform orientation. Further,the dislocation configuration in samples subjected to age forming changes from ring dislocation or helical dislocation to long and straight dislocation. However, the age forming decreases slightly tensile properties and the fracture toughness of the alloy and increases its springback with prebending radii increasing. There is no significant influence of the variation of prebending radius on the size and number of the precipitated phase, as well as the mechanical properties of the alloy after age forming.

2A12 aluminum alloy; age forming; springback; stress orientation effect; mechanical properties

TG306

A

1004-0609(2011)02-0303-08

國家自然科學(xué)基金資助項目(50975267)；遼寧省自然科學(xué)基金資助項目(20102024)

2010-03-03；

2010-06-20

陳國清，副教授，博士；電話：0411-84707970；E-mail: gqchen@dlut.edu.cn

(編輯 李艷紅)