初始組織特征對(duì)2E12鋁合金熱變形行為的影響

潘素平，陳宇強(qiáng)，宋文煒，劉文輝

(1 中南大學(xué) 高等研究中心，長(zhǎng)沙 410083；2 湖南科技大學(xué) 難加工材料高效精密加工湖南省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 湘潭 411201；3 湖南科技大學(xué) 高溫耐磨材料及制備技術(shù)湖南省國(guó)防技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 湘潭 411201)

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初始組織特征對(duì)2E12鋁合金熱變形行為的影響

潘素平1，陳宇強(qiáng)2,3，宋文煒2，劉文輝2

(1 中南大學(xué) 高等研究中心，長(zhǎng)沙 410083；2 湖南科技大學(xué) 難加工材料高效精密加工湖南省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 湘潭 411201；3 湖南科技大學(xué) 高溫耐磨材料及制備技術(shù)湖南省國(guó)防技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 湘潭 411201)

制備了富含大量共晶組織、過(guò)飽和固溶體以及富含粗大析出相3種典型組織特征的2E12合金。結(jié)合熱模擬實(shí)驗(yàn)和顯微組織觀察，針對(duì)3種合金鑄錠在變形溫度為340～490℃、應(yīng)變速率為0.001～10s-1下的變形行為開(kāi)展研究。結(jié)果表明：組織特征對(duì)合金的熱變形行為有顯著影響。在3種合金中，富含粗大析出相合金的峰值應(yīng)力較高而富含大量共晶組織合金的峰值應(yīng)力較低。3種合金的流變應(yīng)力均可用雙曲正弦本構(gòu)關(guān)系來(lái)描述。3種合金的變形激活能分別為178.6，222.1，154.9kJ/mol。利用加工圖確定熱變形的流變失穩(wěn)區(qū)，富含粗大析出相合金具有較大的可加工范圍而富含大量共晶組織合金的可加工范圍最小。

2E12鋁合金；熱變形；顯微組織；加工圖

2E12鋁合金是與美國(guó)2524合金成分相近的一種新型國(guó)產(chǎn)航空鋁合金，其板材具有優(yōu)良的斷裂韌性、卓越的抗疲勞損傷性能，是目前國(guó)產(chǎn)大飛機(jī)蒙皮的首選材料[1-3]。出于經(jīng)濟(jì)性和安全性的考慮，大型飛機(jī)必須采用大尺寸結(jié)構(gòu)件進(jìn)行組裝以減少鉚接帶來(lái)的增重和焊接所造成的強(qiáng)度損失[1]。蒙皮材料是飛機(jī)上應(yīng)用最為廣泛的結(jié)構(gòu)材料，其用量占機(jī)重的50%以上。大尺寸蒙皮材料的生產(chǎn)一直是工程界的難點(diǎn)[4,5]，并嚴(yán)重制約著國(guó)產(chǎn)大飛機(jī)的發(fā)展[1,3]。因此，針對(duì)大型2E12鋁合金板材的生產(chǎn)加工問(wèn)題開(kāi)展研究就顯得尤為重要。

在2E12鋁合金板材的生產(chǎn)過(guò)程中，熱變形是一個(gè)關(guān)鍵步驟[6-8]。黃裕金等[9]針對(duì)2E12合金在熱變形過(guò)程中的流變應(yīng)力開(kāi)展研究，其結(jié)果顯示合金的流變應(yīng)力隨著變形溫度的升高而降低，隨著應(yīng)變速率的提高而增大。此外，李立等[10]研究了2524合金在0.01～10s-1應(yīng)變速率下的熱壓縮行為，研究結(jié)果表明，合金在440～500℃，0.01～0.02s-1變形條件下具有較好的成形性能。Zhan等[11]研究了2524合金的蠕變成形問(wèn)題并發(fā)現(xiàn)晶內(nèi)彌散分布的第二相粒子會(huì)顯著影響合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為。

盡管研究人員對(duì)于2E12合金的熱變形行為開(kāi)展了一定研究，但是這些研究?jī)H局限于小型鑄錠。相比于小型鑄錠，大型2E12合金鑄錠中可能存在的問(wèn)題往往完全不同。小型鑄錠可以在接近過(guò)燒的溫度下進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)間均勻化處理消除合金中的共晶組織。但對(duì)于大型鑄錠而言，由于控溫難，為避免過(guò)燒，往往采用較低的均勻化溫度，這可能導(dǎo)致鑄錠在經(jīng)過(guò)均勻化處理后仍保留一定的共晶組織[12]。此外，由于2E12合金的合金化程度較高，經(jīng)過(guò)均勻化處理后，合金中的溶質(zhì)元素處于高度的飽和狀態(tài)。在隨后的冷卻過(guò)程中，小型鑄錠由于冷卻速率快，溶質(zhì)元素來(lái)不及脫溶，形成過(guò)飽和固溶體合金；而大型鑄錠由于冷卻速率非常緩慢，溶質(zhì)元素以析出相的形式大量脫溶[13]，形成富含粗大析出相的合金鑄錠。綜上所述，共晶組織和粗大析出相這兩種組織都可能存在于2E12合金的大型鑄錠中，并對(duì)合金隨后的熱變形行為產(chǎn)生顯著影響。目前為止，針對(duì)這兩種組織特征對(duì)于合金熱變形行為的影響的研究還鮮見(jiàn)報(bào)道。

為此，本工作通過(guò)不同的熱處理制度獲得富含大量共晶組織、過(guò)飽和固溶體以及富含粗大析出相3種不同組織特征的2E12合金鑄錠，并利用Gleeble-1500熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)3種合金的熱變形行為進(jìn)行研究，分析對(duì)比合金初始組織特征對(duì)其熱變形行為的影響規(guī)律。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)所用的2E12合金鑄錠由西南鋁業(yè)(集團(tuán))有限責(zé)任公司提供。鑄錠采用常規(guī)的模鑄方法獲得，鑄錠尺寸為400mm×1620mm×2500mm。合金的化學(xué)成分為：Al-4.21Cu-1.41Mg-0.58Mn-0.08Fe-0.06Si(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)。

實(shí)驗(yàn)在鑄錠中間部位選取15mm×15mm×10mm的長(zhǎng)方體試樣。隨后將試樣置于馬弗爐中，通過(guò)如表1所示的熱處理方法獲得3種不同初始組織狀態(tài)特征的合金。試樣的加熱采用先將爐溫升至預(yù)定溫度而后放入試樣的方式，其中爐溫的控溫精度為±2℃。熱處理后的淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間小于5s，隨爐冷卻速率約為3℃/h。

表1 3種不同組織特征2E12合金的制備方法

Table 1 Heat treatment methods for 2E12 alloy with different microstructures

AlloysampleHeattreatmentmethodAlloy1Annealingat440℃for4handthenwaterquenchingAlloy2Twostepshomogenization(485℃/24h+495℃/5h)andthenwaterquenchingAlloy3Twostepshomogenization(485℃/24h+495℃/5h)andthenfurnacecooling

利用Gleeble-1500對(duì)3種不同初始組織的合金分別進(jìn)行熱壓縮變形實(shí)驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)采取340，390，440，490℃四個(gè)變形溫度，采用0.001，0.01，0.1，1，10s-1五個(gè)變形速率，最大變形量均為60%。為了減小試樣與擠壓桿之間摩擦對(duì)應(yīng)力狀態(tài)的影響，試樣兩端涂上75%石墨+20%機(jī)油+5%硝酸三甲苯脂做潤(rùn)滑劑。當(dāng)壓縮實(shí)驗(yàn)完成后，將樣品迅速水冷到室溫以保留熱變形時(shí)的組織。采用FEI Sirion 200場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)對(duì)合金的第二相以及表面形貌進(jìn)行觀察。

2 結(jié)果與分析

2.1 合金初始態(tài)的組織特征

圖1(a-1)，(b-1)，(c-1)分別顯示了合金經(jīng)不同熱處理后的SEM形貌照片。從圖1(a-1)可以看出，1號(hào)合金沿晶界連續(xù)分布著眾多粗大的骨骼狀共晶組織。根據(jù)文獻(xiàn)可知[12,14]，合金的這種共晶組織為α(Al)+θ(Al2Cu)+S(Al2CuMg)三元共晶。2號(hào)合金沒(méi)有明顯的共晶組織，僅保留有很少量的難溶粗大第二相粒子(圖1(b-1))。這說(shuō)明經(jīng)雙級(jí)均勻化處理后，合金中的共晶組織已經(jīng)充分溶入基體中，合金處于高度的過(guò)飽和狀態(tài)。不同于2號(hào)合金，3號(hào)合金中晶內(nèi)分布有大量尺寸在10～40μm的針狀第二相粒子，并且晶界上也分布有許多粗大的第二相粒子(圖1(c-1))。這主要是因?yàn)樵陔S爐冷卻過(guò)程中，過(guò)飽和固溶體發(fā)生分解，析出大量粗大第二相粒子。

3種合金的金相組織照片如圖1(a-2)，(b-2)，(c-2)所示。由于未經(jīng)過(guò)均勻化處理，1號(hào)合金呈現(xiàn)一定的枝晶特征(圖1(a-2))。此外，由于偏析嚴(yán)重，合金晶界和晶內(nèi)的襯度差異非常明顯。受到均勻化過(guò)程中元素?cái)U(kuò)散的影響，2號(hào)合金晶界和晶內(nèi)的襯度明顯降低(圖1(b-2))。與圖1(c-1)的觀察結(jié)果一致， 3號(hào)合金的晶界和晶內(nèi)都可以看到明顯的粗大析出相(圖1(c-2))。整體上來(lái)說(shuō)，3種合金的晶粒尺寸基本相當(dāng)，均在100～120μm左右。這說(shuō)明表1所示的不同熱處理制度并沒(méi)有對(duì)合金的晶粒尺寸產(chǎn)生明顯影響。

2.2 合金的流變應(yīng)力

圖2分別給出了340，390，440，490℃四個(gè)變形溫度下1號(hào)合金在不同應(yīng)變速率變形時(shí)的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。由圖2可知，在實(shí)驗(yàn)所施加的變形條件下，隨著應(yīng)變量的增加，合金的流變應(yīng)力都呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢(shì)，并且存在明顯的峰值應(yīng)力。這說(shuō)明合金在該變形條件下都存在明顯的動(dòng)態(tài)軟化特征。通過(guò)對(duì)比可以看出，隨著應(yīng)變速率的增加，合金達(dá)到峰值應(yīng)力所需的應(yīng)變量逐漸增加。當(dāng)應(yīng)變速率為0.001s-1時(shí)，合金峰值應(yīng)力對(duì)應(yīng)的真實(shí)應(yīng)變量出現(xiàn)在0.03～0.05的范圍內(nèi)。而當(dāng)應(yīng)變速率增加到10s-1時(shí)，合金峰值應(yīng)力對(duì)應(yīng)的真實(shí)應(yīng)變量則增加到0.25～0.35的范圍。此外，在相同應(yīng)變速率下，合金的流變應(yīng)力隨著變形溫度的增加而明顯降低，這說(shuō)明在340～490℃的變形條件下，合金的變形行為對(duì)變形溫度較為敏感。值得注意的是，1號(hào)合金的流變應(yīng)力在部分變形條件下(如490℃/0.001s-1)存在非常顯著的波動(dòng)，這說(shuō)明合金在該條件下存在明顯的變形失穩(wěn)。

圖1 3種合金的顯微組織照片 (a)1號(hào)合金;(b)2號(hào)合金;(c)3號(hào)合金;(1)SEM形貌照片;(2) 金相組織照片

圖2 1號(hào)合金在不同應(yīng)變速率下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線 (a)0.001s-1;(b)0.01s-1;(c)0.1s-1;(d)1s-1;(e)10s-1

圖3分別給出了340，390，440℃和490℃四個(gè)變形溫度下2號(hào)合金在不同應(yīng)變速率變形時(shí)的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線?？梢钥闯觯?40，390，440℃變形時(shí)，2號(hào)合金的流變應(yīng)力曲線特征與1號(hào)合金相似，都呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢(shì)。但是，在490℃變形時(shí)，合金流變應(yīng)力顯示的動(dòng)態(tài)軟化特征并不明顯。當(dāng)應(yīng)變速率小于0.1s-1時(shí)，合金的流變應(yīng)力甚至呈現(xiàn)明顯的加工硬化特征。

圖4分別給出了340，390，440，490℃四個(gè)變形溫度下3號(hào)合金在不同應(yīng)變速率變形時(shí)的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。由圖4可見(jiàn)，3號(hào)合金在該變形條件下的流變應(yīng)力特征與1號(hào)合金相似。合金在變形時(shí)都存在明顯的動(dòng)態(tài)軟化特征。隨著應(yīng)變量的增加，合金的流變應(yīng)力先增加，達(dá)到峰值后逐漸降低。但是，不同于1號(hào)合金的是，3號(hào)合金的流變應(yīng)力過(guò)渡要相對(duì)平滑得多。這在一定程度上反映了該合金變形較為平穩(wěn)。

圖4 3號(hào)合金在不同應(yīng)變速率下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線 (a)0.001s-1;(b)0.01s-1;(c)0.1s-1;(d)1s-1;(e)10s-1

圖5 3種合金在不同變形條件下的峰值應(yīng)力 (a)1號(hào)合金； (b)2號(hào)合金；(c)3號(hào)合金

2.3 合金的高溫變形本構(gòu)方程

(1)

式中：A1，n1為與變形溫度無(wú)關(guān)的常數(shù)。

(2)

式中：A2，β也是與變形溫度無(wú)關(guān)的常數(shù)。

(3)

式中：A，α，n為與溫度無(wú)關(guān)的常數(shù)；R為氣體常數(shù)，T為絕對(duì)溫度。α，β，n之間滿足α=β/n。

一般認(rèn)為，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(guò)程[17-19]，其熱變形行為與變形激活能Q有關(guān)。從表2可以看出，3種合金的熱變形激活能存在明顯的差異。其中，2號(hào)合金的變形激活能最高，為222.1kJ/mol；3號(hào)合金的變形激活能最低，為154.9kJ/mol；對(duì)于同一種成分的合金，兩種不同組織特征合金的變形激活能相差了67.2kJ/mol。這說(shuō)明，合金的初始組織狀態(tài)特征對(duì)其熱變形行為有著非常顯著的影響。

在3種合金中，2號(hào)合金具有較高的變形激活能。這是因?yàn)?號(hào)合金處于過(guò)飽和固溶體狀態(tài)。一方面受到Cu,Mg原子對(duì)Al基體的固溶強(qiáng)化影響，另一方面大量固溶原子在高溫下對(duì)位錯(cuò)攀移具有強(qiáng)烈的釘扎作用[17]，因此2號(hào)合金的變形需要較高的變形激活能。相比于3號(hào)合金，1號(hào)合金具有較高的變形激活能。這主要是由于1號(hào)合金中存在大量的共晶組織。這些共晶組織中的θ(Al2Cu)和S(Al2CuMg)相屬于化合物，相對(duì)于合金基體硬度較高并且難以變形。由圖1可以看出，1號(hào)合金中的共晶組織沿晶界連續(xù)分布且比3號(hào)合金中的第二相要粗大得多，因此1號(hào)合金的變形需要更高的激活能。3號(hào)合金所需的變形激活能較小，這是由于合金中存在非常粗大的第二相粒子，處于明顯的過(guò)時(shí)效狀態(tài)，合金強(qiáng)度較低，啟動(dòng)變形所需要的能量較小。

表2 3種合金高溫變形時(shí)的材料常數(shù)

Table 2 The material constants of three alloys under high temperature deformation

Samplen1βnAQ/(kJ·mol-1)Alloy19.9980.0796.6274.09×109178.6Alloy26.6670.0643.9499.01×109222.1Alloy38.0010.0585.6383.27×109154.9

根據(jù)Zener和Hollomon的理論[17]，合金在高溫下的塑性變形是一個(gè)熱激活的過(guò)程，這一熱激活過(guò)程可用Z參數(shù)來(lái)描述。

(4)

對(duì)式(4)兩邊同時(shí)取對(duì)數(shù)可得

lnZ=lnA+nln[sinh(ασ)]

(5)

分別將3種不同微結(jié)構(gòu)特征合金不同變形條件下的Z值和σ代入式(5)，可得圖6所示結(jié)果。可以看出，圖中3種合金在各變形條件下的數(shù)據(jù)與上述線性關(guān)系均吻合較好，其平均相關(guān)系數(shù)達(dá)到0.98以上。

圖6 3種不同微結(jié)構(gòu)特征合金高溫塑性變形峰值應(yīng)力σ 與Z參數(shù)的關(guān)系 (a)1號(hào)合金;(b)2號(hào)合金;(c)3號(hào)合金

根據(jù)式(5)可以推導(dǎo)出，σ的值可以表示為與Z值相關(guān)的函數(shù)，即

(6)

根據(jù)表2給出的材料常數(shù)代入式(6)可以得出3種合金高溫變形的流變應(yīng)力方程，即：

1號(hào)合金的流變應(yīng)力方程為：

2號(hào)合金的流變應(yīng)力方程為:

3號(hào)合金的流變應(yīng)力方程為:

2.4 合金的加工圖

根據(jù)材料動(dòng)態(tài)模型的觀點(diǎn)(DynamicMaterialsModel，DMM)，在一定的應(yīng)變速率和變形溫度下，材料的熱變形應(yīng)該滿足如下的動(dòng)態(tài)本構(gòu)方程[20]：

(7)

式中：K為與溫度有關(guān)的參數(shù)，m為應(yīng)變速率敏感指數(shù)。

圖7 3種不同微結(jié)構(gòu)特征合金在不同變形溫度下應(yīng)變速率敏感指數(shù) 與應(yīng)變速率之間的關(guān)系 (a)1號(hào)合金；(b)2號(hào)合金；(c)3號(hào)合金

按照DMM的觀點(diǎn)，金屬在熱變形過(guò)程中單位體積所吸收的功P主要包括兩部分，即

(8)

式中:G為材料變形過(guò)程中的耗散量；J為材料變形過(guò)程中的耗散協(xié)量；兩者為總功率P的兩個(gè)互補(bǔ)函數(shù)。

對(duì)于理想線性耗散變形的材料而言，J具有極大值，即Jmax=P/2。一般用耗散系數(shù)η來(lái)描述材料在熱變形過(guò)程中微結(jié)構(gòu)特征變化所消耗的能量情況。當(dāng)m值為常數(shù)時(shí)，可以推出

(9)

將不同變形溫度和應(yīng)變速率條件下的m值代入式(9)即可得到耗散系數(shù)η，在將各變形條件下的η值在二維平面上繪制成等高線，就構(gòu)成材料的功率耗散圖。

(10)

(11)

將式(9)帶入和式(10)和(11)并簡(jiǎn)化可得材料流變的Prasad失穩(wěn)判據(jù)，即

(12)

圖8為3種不同微結(jié)構(gòu)特征合金在真應(yīng)變?yōu)?.6時(shí)的加工圖。圖中的陰影部分區(qū)域?yàn)榱髯兪Х€(wěn)區(qū)域，輪廓線上的數(shù)字代表功率耗散效率百分?jǐn)?shù)。從圖可以看出，加工圖中的功率耗散效率及失穩(wěn)區(qū)域隨著合金熱變形過(guò)程中的應(yīng)變速率和變形溫度的改變而不斷變化。這說(shuō)明在實(shí)驗(yàn)所施加的變形條件范圍內(nèi)，合金的變形行為對(duì)變形溫度和變形速率都非常敏感。

圖8(a)為1號(hào)合金真應(yīng)變?yōu)?.6時(shí)的加工圖。從圖中可以看出，1號(hào)合金的耗散功率效率值較小，其耗散功率效率大多集中在5%～35%之間。此外，在溫度范圍(340～490℃)以及應(yīng)變速率(0.001～10s-1)的整個(gè)加工范圍均表現(xiàn)為明顯的流變失穩(wěn)。大量的實(shí)驗(yàn)觀察也證實(shí)，1號(hào)合金試樣在變形后或多或少都會(huì)存在一定數(shù)量的微裂紋。

圖8(b)為2號(hào)合金真應(yīng)變?yōu)?.6時(shí)的加工圖?？梢悦黠@看出，該合金有兩個(gè)較大的失穩(wěn)區(qū)域。其中一個(gè)失穩(wěn)區(qū)域集中在應(yīng)變速率為2～10s-1，溫度范圍為340～410℃的變形區(qū)間；另一個(gè)失穩(wěn)區(qū)域位于應(yīng)變速率為0.001～0.005s-1，溫度范圍在440～480℃的變形區(qū)間。此外，在溫度范圍為480～490℃，應(yīng)變速率分別在0.01～0.001s-1與1～10s-1之間時(shí)，可以看到功率耗散效率值陡然增加，部分區(qū)域的耗散功率最大值超過(guò)了60%。通過(guò)對(duì)熱變形后的樣品進(jìn)行觀察可以發(fā)現(xiàn)，在該區(qū)域的變形條件下，試樣表面都出現(xiàn)了明顯的裂紋，這說(shuō)明耗散功率效率值的陡然增加是由于合金變形失穩(wěn)所導(dǎo)致的。

圖8(c)為3號(hào)合金真應(yīng)變?yōu)?.6時(shí)的加工圖。相對(duì)于2號(hào)合金而言，3號(hào)合金的可加工區(qū)域更大，且耗散功率效率值也更高一些。該合金的失穩(wěn)區(qū)域集中在，應(yīng)變速率在0.1～10s-1之間，溫度范圍在340～390℃的區(qū)間。此外，在溫度為490℃，應(yīng)變速率為0.001s-1的試樣中，也同樣發(fā)現(xiàn)了開(kāi)裂的現(xiàn)象。這可能與該變形區(qū)間內(nèi)耗散功率值過(guò)高有關(guān)。

通過(guò)比較3種合金不難發(fā)現(xiàn)，3號(hào)合金擁有更大的可加工區(qū)域以及更理想的耗散功率效率，因此，該合金的熱加工性能要優(yōu)于其他兩種微結(jié)構(gòu)特征的合金。

2.5 合金的微觀組織分析

為了觀察合金在不同變形條件下的變形行為特征，在施加變形前對(duì)合金的表面進(jìn)行拋光處理，然后觀察合金變形后的形貌特征。

圖9為3種合金在340℃/10s-1時(shí)變形后SEM表面形貌照片。從圖9(a)可以看出，1號(hào)合金在340℃/10s-1的變形條件下出現(xiàn)了明顯的沿晶斷裂，而晶粒內(nèi)部仍然保持非常平整。這說(shuō)明，在該變形條件下，合金晶內(nèi)基本未發(fā)生變形，變形主要集中在晶界處。結(jié)合圖1(a-1)可知，1號(hào)合金的這種變形特征主要是因?yàn)榫Ы缣幐患罅抗簿ЫM織。這些共晶組織非常脆，在快速?zèng)_擊下非常容易發(fā)生破碎，因此導(dǎo)致合金出現(xiàn)明顯的沿晶裂紋。相比于1號(hào)合金，2號(hào)合金在340℃/10s-1條件下變形更為均勻。從圖9(b)可以明顯看出，經(jīng)過(guò)變形后的2號(hào)合金表面凹凸不平，這說(shuō)明合金的變形不單局限于晶界處，晶粒內(nèi)部也發(fā)生了明顯的變形。結(jié)合圖1(b-1)可知，這主要是因?yàn)?號(hào)合金的共晶組織已經(jīng)充分溶解，合金的粗大第二相粒子較少。但是，整體上來(lái)看，2號(hào)合金晶界附近區(qū)域的變形更為明顯。相比于2號(hào)合金，3號(hào)合金表面更為粗糙不平，并且在晶粒內(nèi)部出現(xiàn)了明顯的滑移帶(圖9(c))。這說(shuō)明，3號(hào)合金在該條件下晶粒內(nèi)部發(fā)現(xiàn)了顯著的變形。結(jié)合圖1(c-1)可知，產(chǎn)生這種現(xiàn)象的原因是由于3號(hào)合金晶內(nèi)分布的大量粗大S相阻礙了位錯(cuò)在某個(gè)局部區(qū)域的長(zhǎng)程滑移，從而使得合金變形更為均勻。

圖10為3種合金在490℃/10s-1時(shí)變形后SEM表面形貌照片。如圖10(a)所示，在該變形條件下，1號(hào)合金的變形仍然主要集中在晶界處，其變形的失效形式仍然表現(xiàn)為共晶組織的破碎。2號(hào)合金(圖10(b))和3號(hào)合金(圖10(c))在490℃/10s-1時(shí)的變形特征也與1號(hào)合金較為相似，只不過(guò)晶界變形特征更為明顯。這說(shuō)明合金在高溫下晶界發(fā)生明顯的弱化。

圖11為3種合金在490℃/0.001s-1時(shí)變形后SEM表面形貌照片。在該變形條件下，1號(hào)合金的晶界 已經(jīng)完全弱化，晶界處的共晶組織呈現(xiàn)明顯的黏流態(tài)變形特征并且可以觀測(cè)到大量的沿晶裂紋(圖11(a))。相比于490℃/10s-1變形條件下，2號(hào)合金在490℃/0.001s-1時(shí)變形較為均勻，但在部分三叉晶界處觀察到了明顯的微裂紋(圖11(b))。這可能是由于合金在高溫低應(yīng)變速率下容易發(fā)生晶界滑移。相比于1號(hào)和2號(hào)合金，3號(hào)合金在490℃/0.001s-1時(shí)變形更為均勻(圖11(c))。

圖8 3種不同微結(jié)構(gòu)特征合金在應(yīng)變?yōu)?.6時(shí)的熱加工圖 (a)1號(hào)合金；(b)2號(hào)合金；(c)3號(hào)合金

圖9 3種合金在340℃/10s-1時(shí)變形后SEM表面形貌照片 (a)1號(hào)合金；(b)2號(hào)合金；(c)3號(hào)合金

圖10 3種合金在490℃/10s-1時(shí)變形后SEM表面形貌照片 (a)1號(hào)合金；(b)2號(hào)合金；(c)3號(hào)合金

圖11 3種合金在490℃/0.001s-1時(shí)變形后SEM表面形貌照片 (a)1號(hào)合金；(b)2號(hào)合金；(c)3號(hào)合金

3 結(jié)論

(1)合金的組織特征對(duì)其流變行為有顯著影響，3種合金的流變應(yīng)力方程分別為

富含共晶組織合金：

過(guò)飽和固溶體合金：

富含粗大析出相合金：

(2)在3種合金中，富含共晶組織合金的可加工范圍最小，在340～490℃/0.001～10s-1的整個(gè)加工范圍均表現(xiàn)為明顯的流變失穩(wěn)。過(guò)飽和固溶體合金在340～410℃/2～10s-1和440～480℃/0.001～0.005s-1存在兩個(gè)明顯的變形失穩(wěn)區(qū)間。富含粗大析出相合金在3種合金中具有最大的可加工范圍，其變形失穩(wěn)區(qū)域集中在340～390℃/0.1～10s-1。

(3)富含共晶組織合金在10s-1應(yīng)變速率下的失穩(wěn)主要源于晶界處共晶組織的破碎，而在490℃/0.001s-1變形時(shí)的失穩(wěn)源于共晶組織粘流變形而產(chǎn)生的沿晶裂紋。過(guò)飽和固溶體合金在490℃/0.001s-1變形時(shí)的失穩(wěn)主要源于晶界滑移而導(dǎo)致的晶界開(kāi)裂。富含粗大析出相合金在3種合金中變形最為均勻。

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Effects of Initial Microstructure Characteristics on Hot Deformation Behaviors of 2E12 Aluminum Alloy

PAN Su-ping1, CHEN Yu-qiang2,3, SONG Wen-wei2, LIU Wen-hui2

(1 Advanced Research Center, Central South University, Changsha 410083, China;2 Hunan Provincial Key Laboratory of High Efficiency and Precision Machining of Difficult-to-cut Material, Hunan University of Science and Technology, Xiangtan 411201, Hunan，China; 3 Key Lab of High Temperature Wear Resistant Materials Preparation Technology of Hunan Province, Xiangtan 411201, Hunan, China)

Three alloys with different microstructure characteristics were prepared, which microstructures were characterized as enriched with eutectics, supersaturated solid solution and coarse precipitates. Combined isothermal hot compression test and microstructure observation, the hot deformation behaviors of three alloys were studied in the temperature range of 340-490℃ and strain rate range of 0.001-10s-1. The results show initial microstructure characteristics have significant influences on the hot deformation of alloys. Among three alloys, the alloy enriched with coarse precipitates has the largest peak stress value while the alloy enriched with eutectics has the smallest one. The flow behaviors of three alloys were described by the hyperbolic sine constitutive equations. The deformation activation energy for three alloys calculated to be 178.6, 222.1, 154.9kJ/mol, respectively. The processing maps were calculated and analyzed according to the dynamic materials model. Among three alloys, the alloy enriched with coarse precipitates has the widest processing range while the alloy enriched with eutectics has the narrowest one.

2E12 aluminum alloy；hot deformation；microstructure；processing map

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.11.004

TG146.2

A

1001-4381(2016)11-0022-11

國(guó)家自然科學(xué)基金(51405153,51475162)

2015-06-12；

2016-07-20

陳宇強(qiáng)(1984—)，男，講師，博士，主要從事高性能鋁合金材料研究,聯(lián)系地址：湖南省湘潭市湖南科技大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院309(411201),E-mail：yqchen1984@163.com