李金龍， 姜 鋒， 蹇海根， 陳宜釗， 徐燕萍

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

B93高強(qiáng)鋁合金是俄羅斯研制成功的鋁合金結(jié)構(gòu)材料，該合金的棒材和大型鍛件被廣泛應(yīng)用于軍用飛機(jī)等武器裝備領(lǐng)域，如軍用飛機(jī)的高載部位、商用運(yùn)輸機(jī)的機(jī)翼桁梁、翼梁、貨艙導(dǎo)軌等重要受力構(gòu)件，是航空航天領(lǐng)域廣泛采用的輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料之一［1～3］。跟同一系列的 Al-Zn-Mg-Cu 合金相比，B93鋁合金未添加Mn，Cr等元素，合金的鑄造性能更好，裂紋傾向較小，因此，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［4～6］。由于鋁合金在常溫條件下塑性較低，制件一般需要經(jīng)過(guò)高溫塑性加工成型。因此，對(duì)鋁合金熱加工特性的研究具有重要的工程意義。

近年來(lái)，鋁合金熱加工特性的研究進(jìn)展順利［7～9］，周紀(jì)華等采用恒應(yīng)變速率凸輪塑性針對(duì)四種鋁合金的流動(dòng)應(yīng)力進(jìn)行了研究，提出了擬合精度較高的四個(gè)鋁合金流動(dòng)應(yīng)力的數(shù)學(xué)模型，并給出了數(shù)學(xué)模型的回歸系數(shù)值［10］。Senars等考慮到金屬穩(wěn)態(tài)變形過(guò)程中亞晶尺寸、亞晶內(nèi)位錯(cuò)密度、亞晶界取向差變化，對(duì)鋁-鎂合金熱軋過(guò)程中的流變應(yīng)力、再結(jié)晶行為進(jìn)行了模擬和預(yù)測(cè)［11］。隨著模擬技術(shù)的應(yīng)用，有人對(duì)不同系列的鋁合金熱加工進(jìn)行了模擬，建立了不同的本構(gòu)方程用于指導(dǎo)實(shí)際過(guò)程，也有人利用熱模擬技術(shù)分析了不同系列的鋁合金熱加工過(guò)程的組織轉(zhuǎn)變。然而，B93鋁合金熱加工特性的研究鮮有報(bào)道。

目前，為了滿足工廠實(shí)際的大規(guī)格棒材的批量化生產(chǎn)需要，研究熱加工過(guò)程中B93鋁合金變形溫度，變形速率對(duì)組織的影響尤為重要［12，13］。本工作采用軸對(duì)稱等溫壓縮實(shí)驗(yàn)方法模擬均勻化后鑄錠的熱加工特性，研究合金高溫變形時(shí)的組織變化特征，結(jié)合加工圖的計(jì)算分析來(lái)確定其熱變形的流變失穩(wěn)區(qū)，獲得實(shí)驗(yàn)參數(shù)范圍內(nèi)熱變形過(guò)程的最佳工藝參數(shù)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)材料為B93鋁合金，其主要合金成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為:Zn 6.8，Mg 2.0，Cu 1.0，F(xiàn)e 0.3，Si 0.2，Al余量。將半連續(xù)鑄錠加工成 φ10mm×15mm的圓柱，在Gleeble 1500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行圓柱單向熱壓縮。實(shí)驗(yàn)中在試樣兩端涂上高溫石墨潤(rùn)滑劑（75%石墨+20%46#機(jī)油+5%硝酸鉀三苯酯，質(zhì)量分?jǐn)?shù)），為了防止碳化物壓頭與試樣相連，在壓頭與石墨潤(rùn)滑劑之間放置一層厚度為0.1mm的鉭片。實(shí)驗(yàn)參考工廠實(shí)際工藝參數(shù)取值范圍，壓縮溫度為350℃，380℃，420℃，450℃和470℃，應(yīng)變速率為 0.001 s-1，0.01s-1，0.1s-1，1s-1和10s-1，總壓縮變形程度為50%。壓縮前升溫速率為2℃/s，保溫時(shí)間為3min。熱變形后迅速水冷，一部分試樣沿壓縮軸線剖開(kāi)，利用金相顯微鏡觀察組織;一部分試樣表面經(jīng)過(guò)清洗，用掃描電鏡直接觀察。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

為了方便對(duì)比和分析，表1列出了不同變形溫度和不同應(yīng)變速率條件下對(duì)應(yīng)的峰值應(yīng)力，變形溫度為420℃和應(yīng)變速率為0.001s-1的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線見(jiàn)圖1。從表1和圖1可以看出，在相同的變形溫度下，隨著應(yīng)變速率的增加，峰值應(yīng)力增加;在相同的應(yīng)變速率下，隨著變形溫度升高，峰值應(yīng)力降低。

表1 不同應(yīng)變速率、不同變形溫度對(duì)應(yīng)的峰值應(yīng)力（MPa）Table 1 The top stress of B93 alloy under different strain rates and deform temperatures（MPa）

圖1 B93鋁合金熱壓縮變形真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.1 The stress-strain curves of compression of B93 alloy （a）T=420℃;（b）ε=0.001s-1

2.2 組織形貌觀察

圖2為不同等溫壓縮變形條件下的金相顯微組織。由圖可以看出，低溫壓縮變形后（圖2a，b），熱變形組織發(fā)生了回復(fù)并伴隨少量的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，隨著溫度的升高，再結(jié)晶晶粒逐漸長(zhǎng)大，熱變形組織為完全再結(jié)晶組織（圖2c，d）。

圖3所示為不同變形條件下樣品的掃描照片。對(duì)應(yīng)的熱加工試樣表面熱裂情況總結(jié)列于表2中。

表2 熱壓縮后樣品表面熱裂情況Table 2 The surface crack of specimen after hot compression

由圖3和表2可知，在較低溫度和較低應(yīng)變速率條件下，B93鋁合金樣品表面沒(méi)有產(chǎn)生熱裂紋。在高變形溫度低應(yīng)變速率條件下，樣品表面也沒(méi)有產(chǎn)生熱裂紋，但是當(dāng)應(yīng)變速率達(dá)到1s-1時(shí)，試樣出現(xiàn)了熱裂紋，屬于明顯的晶界開(kāi)裂。且溫度越高，應(yīng)變速率越大，樣品變形起伏程度也越大，產(chǎn)生熱裂紋的幾率就越大。

2.3 加工圖

根據(jù)材料動(dòng)態(tài)數(shù)學(xué)模型［14］的觀點(diǎn)，通過(guò)研究合金高溫壓縮過(guò)程中溫度、應(yīng)變速率以及應(yīng)變等工藝變量之間的內(nèi)在關(guān)系，將變形溫度和應(yīng)變速率的功率耗散圖與失穩(wěn)圖相疊加，即可獲得合金的加工圖。首先，從實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)中獲得恒定變形溫度、恒定應(yīng)變速率下的不同應(yīng)變的流變應(yīng)力，根據(jù)流變應(yīng)力，利用三次樣條插值法和最小二乘多項(xiàng)式相結(jié)合來(lái)處理實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)，得到每個(gè)溫度下的流變應(yīng)力對(duì)應(yīng)變速率的函數(shù)lgσ=f（lgε）;然后，計(jì)算出每個(gè)溫度下的應(yīng)變速率敏感指數(shù)m。

功率耗散圖代表材料顯微組織改變時(shí)功率的耗散，其變化率可用一個(gè)無(wú)量綱參數(shù)表示，即功率耗散系數(shù)η［15］，由應(yīng)變速率敏感指數(shù)m可以計(jì)算出功率耗散系數(shù)η:

失穩(wěn)圖是根據(jù)不可逆熱力學(xué)極值原理，用另一個(gè)無(wú)量綱參數(shù)ξ（）表示大塑性流變時(shí)的連續(xù)失穩(wěn)判據(jù)［16］:

圖4 B93鋁合金不同應(yīng)變下的加工圖Fig.4 The processing map of B93 alloy with different strain（a）ε=0.1;（b）ε=0.3;（c）ε=0.5

加工圖表明，在變形溫度為300～500℃、應(yīng)變速率為0.001～10s-1范圍內(nèi)，應(yīng)變量0.1代表過(guò)渡變形的狀態(tài)，應(yīng)變量0.3代表應(yīng)力達(dá)到峰值時(shí)的狀態(tài)，應(yīng)變?yōu)?.5代表穩(wěn)態(tài)流變的狀態(tài)。對(duì)比圖4a，b和c可知，應(yīng)變?yōu)?.1的加工圖不存在失穩(wěn)區(qū);應(yīng)變?yōu)?.3的加工圖，當(dāng)應(yīng)變速率大于1s-1時(shí)約在整個(gè)溫度區(qū)間合金出現(xiàn)變形失穩(wěn);應(yīng)變?yōu)?.5的加工圖，當(dāng)溫度低于400℃，應(yīng)變速率大于0.1s-1以及高溫高應(yīng)變速率條件下合金出現(xiàn)變形失穩(wěn)。

3 分析與討論

3.1 熱變形條件對(duì)合金組織的影響

一般情況下，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶后的晶粒尺寸與應(yīng)變速率和變形溫度等因素相關(guān)。在相同的應(yīng)變速率下（圖1b和圖2a，c），隨著變形溫度的升高，熱激活過(guò)程增強(qiáng)，進(jìn)而使變形生成高的空位濃度降低，這時(shí)位錯(cuò)也具有足夠的活動(dòng)能力，克服金屬變形結(jié)構(gòu)對(duì)它的釘扎作用而發(fā)生運(yùn)動(dòng)。溫度升高造成的熱激活能可以立即引起回復(fù)現(xiàn)象的出現(xiàn)而不需要孕育期，合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形核率和長(zhǎng)大速率都增加，進(jìn)而使動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化作用增強(qiáng)。同時(shí)，溫度的升高也使得晶界的切變抗力顯著降低，易于晶界滑動(dòng)，從另一方面使變形抗力有所降低，這樣的變形條件適合鋁合金熱加工。在相同的變形溫度下（圖1a），隨著應(yīng)變速率的升高，晶粒的變形程度是增加的，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶后的晶粒尺寸變大。同時(shí)在金屬塑性變形不充分的情況下，彈性變形量增大，內(nèi)部的位錯(cuò)大量增殖，位錯(cuò)密度急劇增加，這樣位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的速率就大大降低，導(dǎo)致再結(jié)晶的形核率和長(zhǎng)大速率降低，此時(shí)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的軟化作用不明顯，金屬的變形抗力增大，因此增大變形速率不利于合金熱加工。

3.2 熱變形條件對(duì)試樣表面熱裂紋的影響

表面熱裂紋的生成受變形溫度和應(yīng)變速率的綜合影響。低應(yīng)變速率和變形溫度下（圖3a，d），試樣的表面有方向性的條紋，但沒(méi)有形成表面熱裂紋，說(shuō)明合金處在安全加工區(qū)域。這種情況下塑性變形比較充分，彈性變形量比較小，流變應(yīng)力水平很低。同時(shí)，晶界沒(méi)有氧化或熔化，也沒(méi)有發(fā)生滑移，試樣的變形比較均勻。當(dāng)溫度高于450℃時(shí)，低應(yīng)變速率條件下試樣表面沒(méi)有形成熱裂紋（圖3e，g）。而高溫高應(yīng)變速率下（圖3f，h），試樣表面明顯開(kāi)裂，裂紋方向垂直于壓縮方向，晶界局部會(huì)出現(xiàn)氧化或熔化，晶界的切變抗力顯著降低，使得晶界滑動(dòng)易于進(jìn)行，變形抗力有所減小。與此同時(shí)，高應(yīng)變速率下，試樣內(nèi)部和外部的變形不充分，內(nèi)部強(qiáng)化作用明顯，應(yīng)力值很大，而表面由于摩擦的存在，表面變形的等效切變應(yīng)力比較小，造成變形困難，表面變形程度小于內(nèi)部中心變形程度，導(dǎo)致腰鼓形成。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，造成鐓粗變形時(shí)開(kāi)裂。

3.3 B93鋁合金加工圖的分析

根據(jù)工廠材料熱加工的實(shí)際情況，在后續(xù)的擠壓、鍛壓等過(guò)程中，材料所受的應(yīng)變量均較大。應(yīng)變量達(dá)0.5以后，材料進(jìn)入穩(wěn)態(tài)變形，PRASAD［17］指出穩(wěn)態(tài)變形后應(yīng)變量對(duì)熱加工圖的影響不大，認(rèn)為不同應(yīng)變量下熱加工圖的形狀相似，故選取應(yīng)變量為0.5時(shí)的加工圖中安全加工區(qū)域（圖4c）進(jìn)行重點(diǎn)分析。應(yīng)變?yōu)?.5的加工圖中功率耗散系數(shù)較大的區(qū)域有3個(gè)，每個(gè)區(qū)域的最大功率耗散系數(shù)均在0.3左右，其溫度分別為300℃（低溫），420℃（中溫），500℃（高溫）左右。在較低溫度區(qū)域（圖3a），即變形溫度為300℃左右、應(yīng)變速率約為0.01s-1時(shí)，是該合金的溫加工區(qū)域，溫加工后材料只進(jìn)行人工時(shí)效，對(duì)合金制品的最終性能有一定的影響，工廠實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程中一般不采用。在高溫變形時(shí)，功率耗散系數(shù)最大值約為0.34，但其變形組織粗大（圖2d），將對(duì)其力學(xué)性能產(chǎn)生影響，表面會(huì)出現(xiàn)熱裂紋（圖3h），加工過(guò)程中容易開(kāi)裂，因此高溫區(qū)不適宜進(jìn)行該合金的熱加工。在中溫區(qū)，變形溫度為420℃、應(yīng)變速率約為0.001s-1時(shí)，其功率耗散系數(shù)最大值約為0.3，組織細(xì)?。▓D2b），試樣表面起伏比較均勻（圖3c）。中溫區(qū)是該合金的熱變形區(qū)域，可以進(jìn)行熱鍛、熱擠壓等變形加工。熱壓縮實(shí)驗(yàn)表明鑄錠在420℃左右熱軋，熱軋效果較好，繼續(xù)升高熱加工溫度，熱軋板坯就會(huì)開(kāi)裂。所以，B93鋁合金適宜的熱加工溫度范圍應(yīng)當(dāng)在420℃左右。

4 結(jié)論

（1）B93鋁合金熱壓縮變形時(shí)，峰值應(yīng)力隨變形溫度的升高而降低，隨變形速率的提高而增大。

（2）低溫?zé)嶙冃谓M織發(fā)生了回復(fù)并伴隨少量的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，高溫變形組織為完全再結(jié)晶組織。低應(yīng)變速率條件下，B93鋁合金樣品表面沒(méi)有產(chǎn)生熱裂紋，屬于安全加工區(qū)域。在高變形溫度條件下，當(dāng)應(yīng)變速率達(dá)到1s-1時(shí)，試樣出現(xiàn)晶界開(kāi)裂，且溫度越高，應(yīng)變速率越大，產(chǎn)生熱裂紋的幾率就越大。

（3）基于動(dòng)態(tài)材料模型，建立了B93鋁合金加工圖，確定了安全的熱加工區(qū)域:溫度為420℃左右，應(yīng)變速率為0.001s-1。

［1］HEINZ A，HASZLER A，KEIDEL C，et al.Recent development in aluminium alloys for aerospace applications［J］.Materials Science and Engineering（A），2000，280（1）:102-107.

［2］FRIDLYANDER J N，SENATOROVA O G.Development and application of high-strength Al-Zn-Mg-Cu alloys［J］.Materials Science Forum，1996，217/222（3）:1813-181.

［3］LI X M，STARINK M J.Effect of compositional variations on characteristics of coarse intermetallic particles in overaged 7000 aluminum alloys［J］.Materials Science and Technology，2001，17（11）:1324-1328.

［4］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.

［5］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）:66-71.

［6］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.

［7］林高用，張輝，郭武超，等.7075鋁合金熱壓縮變形流變應(yīng)力［J］.中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào)，2001，11（6）:412-415.

［8］李周兵，沈健，閆亮明，等.應(yīng)變速率對(duì)7055鋁合金顯微組織和力學(xué)性能的影響［J］.稀有金屬，2010，34（9）:644-647.

［9］李慧中，張新明，陳明安.2519鋁合金熱變形流變行為［J］.中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào)，2005，14（4）:621.

［10］周紀(jì)華，王再英，高永生.鋁合金流動(dòng)應(yīng)力數(shù)學(xué)模型［J］.北京科技大學(xué)報(bào)，1994，16（4）:351-356.

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

［12］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.

［13］WEI Qiang，XIONG Baiqing，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.

［14］PRASAD Y V R K，GEGEL H L，DORAIVELU S M，et al.Modeling of dynamic material behavior in hot deformation:forging of Ti-6242［J］.Metallurgical transactions（A）:Physical Metallurgy and Materials Science，1984，15（10）:1883-1892.

［15］SESHACHARYULU T，MEDEIEOS S C，F(xiàn)RAZIER W G，et al.Microstructural mechanisms during hot working of commercial grade Ti-6Al-4V with lamellar starting structure［J］.Mater Sci Eng（A），2002，325（1/2）:112-125.

［16］CERRI E，SPIGARELLI S，EVAANGELISTA S E，et al.Hot deformation and processing maps of a particulate-reinforced 6061+2%Al2O3composite［J］.Mater Sci Eng（A），2002，324（1/2）:157-161.

［17］PRASAD.Processing maps:A status report［J］.Journal of Engineering and Performance，2003，12:638-645.