尹振入，盧立偉, ，劉曉燁，盛 坤，劉楚明

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預(yù)孿晶AQ80鎂合金熱壓縮本構(gòu)方程及熱加工圖

尹振入1，盧立偉1, 2，劉曉燁1，盛 坤1，劉楚明2

(1. 湖南科技大學(xué) 高溫耐磨材料及制備技術(shù)湖南省國(guó)防科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湘潭 411201；2. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083)

采用 Gleeble?3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)，對(duì)預(yù)孿晶AQ80鎂合金在變形溫度為250~400 ℃、應(yīng)變速率為1×10?3~ 5 s?1條件下進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)。預(yù)孿晶AQ80鎂合金本構(gòu)方程的建立通過(guò)Arrhenius雙曲正弦函數(shù)推導(dǎo)而來(lái)。基于動(dòng)態(tài)材料模型，建立在應(yīng)變量為0.1、0.3和0.5下的熱加工圖。結(jié)果表明：預(yù)孿晶AQ80鎂合金的流變應(yīng)力隨著變形溫度升高和應(yīng)變速率下降而減小，熱加工圖中耗散峰值(=48%)區(qū)出現(xiàn)在低溫低應(yīng)變速率范圍(250~280 ℃, 1×10?3s?1)。結(jié)合熱加工圖和其對(duì)應(yīng)區(qū)域的金相組織進(jìn)行分析得出：應(yīng)變量為0.5的失穩(wěn)區(qū)在溫度為250~400 ℃、應(yīng)變速率為0.1~5 s?1范圍內(nèi)；然而，加工安全區(qū)在溫度為300~400 ℃、應(yīng)變速率在1×10?3~1×10?2s?1范圍內(nèi)，組織特征表現(xiàn)為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

預(yù)孿晶AQ80鎂合金；熱壓縮變形；本構(gòu)方程；熱加工圖

目前，鎂及鎂合金得到廣泛關(guān)注，這主要是其擁有良好的性能，如低密度、阻尼減震、高比強(qiáng)度等優(yōu)點(diǎn)[1?3]。正是由于能減輕重量和節(jié)約能源的優(yōu)點(diǎn)，在航空和汽車領(lǐng)域成為研究焦點(diǎn)[4?5]。但另一方面由于鎂合金中滑移變形機(jī)制很難在室溫下發(fā)生塑性變形，極大地限制了鎂合金的廣泛應(yīng)用[6?8]。然而，孿生這種變形機(jī)制在協(xié)調(diào)鎂合金的塑性變形過(guò)程中起到關(guān)鍵作用，最近成為很多學(xué)者研究的熱點(diǎn)。CHEN等[9]采用預(yù)壓縮來(lái)制備預(yù)孿晶AZ31鎂合金，然后對(duì)其進(jìn)行熱處理，對(duì)比沒有預(yù)孿晶的樣品發(fā)現(xiàn)在400 ℃保溫1 h時(shí)，預(yù)孿晶鎂合金的延伸率有明顯的提高。李祎等[10]研究員在室溫下對(duì)AZ80鎂合金進(jìn)行預(yù)壓縮，隨后將預(yù)壓縮后的樣品在663 K以0.3 s?1應(yīng)變速率下進(jìn)行熱壓縮變形，發(fā)現(xiàn)預(yù)變形試樣比沒有預(yù)變形的試樣的塑性有明顯的提升。嚴(yán)紅革等[11]對(duì)AZ31鎂合金板材進(jìn)行預(yù)變形和均勻化處理，將坯料預(yù)熱至300 ℃在高應(yīng)變速率下進(jìn)行軋制變形，發(fā)現(xiàn)經(jīng)過(guò)預(yù)變形的板材相比沒有預(yù)變形的板材，晶粒更均勻更細(xì)小，平均晶粒為2.3 μm。為了讓鎂合金得到大規(guī)模應(yīng)用，鎂合金塑性變形大多數(shù)通過(guò)熱加工完成，在熱加工過(guò)程中溫度和應(yīng)變速率等因素對(duì)鎂合金塑性變形的影響非常大。基于此，對(duì)于鎂合金熱變形行為的研究，建立鎂合金流變應(yīng)力模型，為準(zhǔn)確運(yùn)用有限元數(shù)值分析金屬塑性成型提供保障。與此同時(shí)，熱加工圖的建立可以獲得較優(yōu)的熱加工工藝，為提高鎂合金熱加工后的產(chǎn)品質(zhì)量提供幫助。劉海軍[12]采用Gleeble?1500D熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)含稀土AZ31鎂合金進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)，熱變形溫度為250~400 ℃、應(yīng)變速率為1×10?2~10 s?1，得出該合金的本構(gòu)方程模型及熱加工圖，并確定0.03~0.8 s?1、250~325 ℃和1×10?2~0.9 s?1、350~400 ℃兩個(gè)較優(yōu)的熱加工工藝區(qū)域。SHALBAFI等[13]對(duì)Mg-10Li-1Zn合金進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)，構(gòu)建熱加工圖得出當(dāng)達(dá)到試樣應(yīng)變量0.55時(shí)，熱變形工藝在 548~598 K和1×10?3~ 1×10?2s?1范圍內(nèi)，其合金微觀組織動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生較充分。邱友權(quán)等[14]對(duì)鑄態(tài)AZ80A鎂合金進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)，得出不同熱變形條件下的熱加工圖，并確定了不同應(yīng)變量下的動(dòng)態(tài)回復(fù)區(qū)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶區(qū)。雖然預(yù)孿晶對(duì)鎂合金細(xì)化晶粒并提高鎂合金塑性有很好的幫助，但對(duì)于預(yù)孿晶后鎂合金的熱變形行為及熱加工圖系統(tǒng)的研究較少。

因此，本文作者主要構(gòu)建了預(yù)孿晶AQ80鎂合金在不同熱變形條件下的本構(gòu)方程和熱加工圖，為準(zhǔn)確運(yùn)用有限元數(shù)值分析預(yù)孿晶AQ80鎂合金塑性成型與獲得較優(yōu)的熱加工工藝提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料選用鑄態(tài)AQ80鎂合金，其主要化學(xué)成(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：Al 8.10、Zn 0.46、Mn 0.18、Ag 0.18、余量Mg。熱壓縮實(shí)驗(yàn)采用8 mm×12 mm的圓柱試樣，該圓柱試樣已對(duì)其端面進(jìn)行變形量為6%的壓縮變形。采用Gleeble?3500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行等溫壓縮實(shí)驗(yàn)。熱變形溫度分別為250、300、350、400 ℃；應(yīng)變速率分別為1×10?3、1×10?2、1×10?1、1、5 s?1；設(shè)置最大變形量為70%，熱壓縮完后立即水冷，觀察熱壓縮前后的金相組織，采用4%(體積分?jǐn)?shù))的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕。

熱壓縮前的金相組織如圖1所示。從圖1中可以看出，經(jīng)過(guò)預(yù)壓縮后，粗大的晶粒內(nèi)部出現(xiàn)了大量的呈現(xiàn)長(zhǎng)條狀且相互平行的孿晶組織。

圖1 AQ80鎂合金熱壓縮前的金相組織

2 結(jié)果與討論

2.1 流變應(yīng)力曲線

圖2所示為預(yù)孿晶AQ80鎂合金在不同實(shí)驗(yàn)條件下的真應(yīng)力?應(yīng)變曲線。從圖2中可以看出，不同應(yīng)變率下的真應(yīng)力?應(yīng)變曲線都呈現(xiàn)大致相同的趨勢(shì)。在開始變形階段，應(yīng)力急劇上升到達(dá)一個(gè)最高點(diǎn)(峰值應(yīng)力)，這種現(xiàn)象主要原因如下：開始變形階段位錯(cuò)密度隨著應(yīng)變量的增加而增大，從而積累了大量的位錯(cuò)導(dǎo)致位錯(cuò)積塞，加工硬化在其中占主導(dǎo)地位。隨著到應(yīng)變量繼續(xù)增大，流變應(yīng)力的變化趨勢(shì)與開始階段明顯相反，呈現(xiàn)下降趨勢(shì)，此時(shí)動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的軟化效應(yīng)大于加工硬化的強(qiáng)化作用。最后，當(dāng)應(yīng)變進(jìn)一步的增大，流變應(yīng)力變化趨勢(shì)基本趨于水平，說(shuō)明該階段已達(dá)到穩(wěn)態(tài)流動(dòng)階段。此刻由于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所導(dǎo)致的晶粒細(xì)化使得加工硬化作用有所提升，可以發(fā)現(xiàn)流變應(yīng)力并不是一條光滑的曲線，而是呈現(xiàn)細(xì)小的鋸齒狀，這說(shuō)明動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化作用與熱加工硬化相互競(jìng)爭(zhēng)達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡。

為了更好地說(shuō)明熱變形溫度、應(yīng)變速率和峰值應(yīng)力的關(guān)系，采用如圖3所示的三維表面圖表示。從圖3中可以看出，通過(guò)增加熱變形溫度和降低應(yīng)變速率,峰值應(yīng)力呈現(xiàn)下降的趨勢(shì)。這主要?dú)w因于在增加熱變形溫度時(shí)，晶界的移動(dòng)速度相對(duì)提高，同時(shí)也促進(jìn)了位錯(cuò)攀移和湮滅機(jī)制的發(fā)生，降低應(yīng)變速率給位錯(cuò)有充足的時(shí)間來(lái)相互抵消，促進(jìn)了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形核和晶粒的增長(zhǎng)，從而導(dǎo)致峰值應(yīng)力的降低[13]。當(dāng)溫度為250 ℃時(shí)，隨著應(yīng)變速率的增加峰值應(yīng)力有著明顯的提高，結(jié)合圖2(d)和(e)發(fā)現(xiàn)當(dāng)應(yīng)變速率為1和5 s?1時(shí)，其流變應(yīng)力曲線最后沒有呈現(xiàn)穩(wěn)態(tài)的趨勢(shì)而出現(xiàn)過(guò)早的下降，這說(shuō)明在較高的應(yīng)變速率下發(fā)生了斷裂。這是由于應(yīng)變速率過(guò)大時(shí)，位錯(cuò)的密度迅速增加，加上在低溫(250 ℃)的情況下，動(dòng)態(tài)在再結(jié)晶發(fā)生不充分導(dǎo)致軟化效果較弱，加工硬化作用非常明顯，局部應(yīng)力超過(guò)其塑性變形能力導(dǎo)致試樣的斷裂。

2.2 本構(gòu)方程的建立

本構(gòu)方程的建立可以讓流變應(yīng)力與熱變形溫度以及應(yīng)變速率之間的關(guān)系變得更加直觀。本構(gòu)方程的類型很多，現(xiàn)在應(yīng)用最廣泛的本構(gòu)方程模型是由SELLARS等[15]提出的Arrhenius 型公式，其公式有3種表現(xiàn)形式。通常應(yīng)力較低的情況下可以表示為指數(shù)關(guān)系：

當(dāng)應(yīng)力較高時(shí)，可表示為冪指數(shù)關(guān)系：

式(3)適用所有應(yīng)力值

式中：A、A1、A2、n1、n、和都是與溫度無(wú)關(guān)的常數(shù)；R為摩爾氣體常數(shù)(8.314 J/(mol?K))；Q為變形激活能(kJ/mol)；T為絕對(duì)溫度(K)；為應(yīng)變速率(s?1)；為流變應(yīng)力(MPa)。

圖3 不同應(yīng)變速率和熱變形溫度下的峰值應(yīng)力

圖4 峰值應(yīng)力與應(yīng)變速率的關(guān)系

假定變形激活能與溫度不存在函數(shù)關(guān)系，對(duì)式(3)進(jìn)行兩邊取自然對(duì)數(shù)再進(jìn)行偏微分可得到的表達(dá)式為

根據(jù)式(6)取不同實(shí)驗(yàn)條件下的峰值應(yīng)力為流變應(yīng)力，繪制出?和?1/T曲線并對(duì)其進(jìn)行線性回歸，如圖5所示。從圖5中分別求出圖5(a)和(b)中4條線性擬合直線斜率的平均值得出的結(jié)果分別為6.1596和2.8737，則計(jì)算出變形激活能的值為147.1652 kJ/mol。

根據(jù)ZENER等[16]提出用參數(shù)來(lái)描述變形溫度和應(yīng)變速率對(duì)流變應(yīng)力的影響，其表達(dá)式為

圖6 與的關(guān)系

根據(jù)式(8)可知圖6線性擬合的斜率即為值，=6.11532，截距為ln，則=3.94578×1010值。將求出的各參數(shù)代入式(3)得預(yù)孿晶AQ80鎂合金熱壓縮的本構(gòu)方程為

2.3 預(yù)孿晶AQ80鎂合金熱加工圖及分析

熱加工圖是由功率耗散圖和失穩(wěn)圖兩部分疊加而成，是基于動(dòng)態(tài)材料模型理論而構(gòu)建。動(dòng)態(tài)材料模型通常表達(dá)了材料在熱加工的過(guò)程中總能量耗散()包括兩個(gè)部分：一部分是由塑性變形引起的能量耗散()，另一部分是由動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶引起的微觀組織變化所耗散的能量()?？蓪⑵浔硎緸閇17]

圖7中等高線數(shù)值代表材料在加工過(guò)程中的功率耗散大小，而陰影部分代表材料容易出現(xiàn)失穩(wěn)的區(qū)域。

圖7 預(yù)孿晶AQ80鎂合金不同應(yīng)變量下的熱加工圖

從圖7中可以看出，不同的應(yīng)變量，對(duì)加工圖的影響非常明顯。在應(yīng)變量為0.1時(shí)(見圖7(a))，失穩(wěn)區(qū)表現(xiàn)在低溫低應(yīng)變速率(250~340 ℃，1×10?3~1×10?1s?1)，此時(shí)變形量低，低溫低應(yīng)變速率導(dǎo)致的加工硬化占主導(dǎo)地位，塑性變形很難完成不易加工。當(dāng)變形量為0.3時(shí)(見圖7(b))，失穩(wěn)區(qū)域有所增大，表現(xiàn)在3個(gè)區(qū)域：低溫低應(yīng)變速率(250~300 ℃，1×10?3~1×10?1s?1)、低溫高應(yīng)變速率(250~300 ℃，1~5 s?1)以及高溫高應(yīng)變速率(300~400 ℃，1~5 s?1)。當(dāng)應(yīng)變量進(jìn)一步增大到0.5時(shí)，此應(yīng)變量處于流變應(yīng)力曲線的穩(wěn)定階段，發(fā)現(xiàn)失穩(wěn)區(qū)域(見圖7(c))有所減小，幾乎都出現(xiàn)在高應(yīng)變速率只有少部分出現(xiàn)在低應(yīng)變速率(0.1 s?1)且涵蓋所有溫度。圖7(c)中右上角雖然是空白區(qū)域，但出現(xiàn)了負(fù)的耗散系數(shù)(?0.063)也屬于失穩(wěn)區(qū)。這說(shuō)明較高的應(yīng)變量，在高應(yīng)變速率的情況下加工失穩(wěn)區(qū)更容易發(fā)生。

圖8所示為應(yīng)變量為0.5時(shí)失穩(wěn)區(qū)不同加工條件下的金相組織。從圖8(a)可以看出，在低溫高應(yīng)變速率(250 ℃，1 s?1)出現(xiàn)大量被拉長(zhǎng)的晶粒且大多數(shù)沿壓縮方向45°角傾斜，伴隨大量的孿晶并在孿晶與晶粒的交界處附有裂紋。由于高應(yīng)變速率累積了大量的位錯(cuò)，使得位錯(cuò)滑移沒有充分的時(shí)間去開啟，且低溫位錯(cuò)攀移難以實(shí)現(xiàn)，導(dǎo)致應(yīng)力集中。此時(shí)孿晶附近會(huì)形成細(xì)小再結(jié)晶晶粒并協(xié)調(diào)晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)發(fā)生塑性變形，但溫度較低時(shí)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化能力較弱，局部的變形量超過(guò)其塑性變形能力，在應(yīng)力集中部分導(dǎo)致裂紋的產(chǎn)生。高溫高應(yīng)變速率(400 ℃，5 s?1)時(shí)孿晶基本消失，晶粒有所長(zhǎng)大(見圖8(b))，說(shuō)明溫度的升高位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)更活躍，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶能力有所增強(qiáng)，但應(yīng)變速率過(guò)快再結(jié)晶晶粒沒有時(shí)間充分發(fā)生，晶粒仍不均勻局部出現(xiàn)了孔洞和裂紋的擴(kuò)張，說(shuō)明高應(yīng)變速率下失穩(wěn)非常嚴(yán)重。圖8(c)中出現(xiàn)了少量的孔洞，晶粒非常不均勻且大晶粒周圍出現(xiàn)了很多細(xì)小的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒，晶粒不均勻程度過(guò)大導(dǎo)致組織不穩(wěn)定，不適宜加工。

圖7(c)中加工安全區(qū)范圍較廣，為了更好地確定加工安全區(qū)的熱加工工藝參數(shù)范圍，需結(jié)合其金相組織進(jìn)一步分析。圖9所示為熱加工安全區(qū)不同變形條件下的微觀組織。功率耗散峰值區(qū)域(250~280 ℃, 1×10?3s?1)對(duì)應(yīng)的微觀組織如圖9(a)所示，從圖9(a)中可以看出，孿晶周圍出現(xiàn)了很多細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，這是由于溫度過(guò)低可開啟的滑移系較少，此時(shí)孿晶將會(huì)對(duì)再結(jié)晶形核以及協(xié)調(diào)晶粒長(zhǎng)大對(duì)晶粒擇優(yōu)取向有重要作用，同時(shí)應(yīng)變速率過(guò)低給動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核留有充分時(shí)間，只因溫度過(guò)低提供形核能力有限，導(dǎo)致晶粒細(xì)化效果不明顯，雖然此時(shí)功率耗散值最大，但大多數(shù)功率由孿晶再結(jié)晶形核所消耗。隨著溫度升高到400 ℃(見圖9(b))，呈現(xiàn)細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，此時(shí)已觀察不到孿晶，說(shuō)明低應(yīng)變速率下溫度越高，孿晶提供的形核點(diǎn)已完全轉(zhuǎn)化為細(xì)小的再結(jié)晶晶粒。圖9(c)應(yīng)變速率提高到1×10?2s?1時(shí)，晶界附近有第二相析出且晶粒大小相對(duì)均勻，當(dāng)溫度升高到400 ℃時(shí)(見圖9(d))，晶粒進(jìn)一步細(xì)化，說(shuō)明第二相有抑制動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大的作用。綜上所述，較合適的熱變形區(qū)在溫度300~400 ℃、應(yīng)變速率1×10?3~1×10?2s?1范圍內(nèi)。

圖8 不同變形條件下失穩(wěn)區(qū)的金相組織

圖9 不同變形條件下安全區(qū)的金相組織

3 結(jié)論

1) 預(yù)孿晶AQ80鎂合金的流變應(yīng)力受應(yīng)變速率和溫度的影響較大，流變應(yīng)力隨著溫度升高和應(yīng)變速率下降而減小，溫度對(duì)流變應(yīng)力呈負(fù)相關(guān)，應(yīng)變速率對(duì)流變應(yīng)力呈正相關(guān)。

2) 在變形溫度250~400 ℃，應(yīng)變速率1×10?3~ 5 s?1條件下，預(yù)孿晶AQ80鎂合金流變應(yīng)力本構(gòu)方程為

3) 結(jié)合熱加工圖和微觀組織得出預(yù)孿晶AQ80鎂合金較合適的熱加工工藝范圍在應(yīng)變速率1×10?3~ 1×10?2s?1，溫度為300~400 ℃。

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Constitutive equation and processing map of hot deformation for pre-twin AQ80 magnesium alloy

YIN Zhen-ru1, LU Li-wei1, 2, LIU Xiao-ye1, SHENG Kun1, LIU Chu-ming2

(1. Hunan Provincial Key Defense Laboratory of High Temperature Wear-resisting Materials and Preparation Technology, Hunan University of Science and Technology, Xiangtan 411201, China;2. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

The hot compression tests of pre-twin AQ80 magnesium alloy were conducted at temperature of 250?400 ℃ and strain rates of 1×10?3to 5 s?1by using the Gleeble?3500 hot-simulator. The constitutive equation of pre-twin AQ80 magnesium alloy was constructed by Arrhenius hyperbolic sine function. According to dynamic materials model, the hot processing maps of pre-twin AQ80 magnesium alloy were established for strain of 0.1, 0.3 and 0.5. The results show that the flow stress of pre-twin AQ80 magnesium alloy decreases with the decrease of strain rate and the increase of temperature. The processing maps exhibit one peakvalue (48%) region at temperature of 250?280 ℃and the strain rate of 1×10?3s?1. Combining with analysis of hot processing map and the corresponding microstructure at each domain, the instability regions were identified to be at the temperature range of 250?400 ℃ and strain rate of 0.1?5 s?1for billets deformed to strains of 0.5, while the microstructures characteristic mainly show dynamic recrystallization at the temperature of 300?400 ℃ and strain rate of 1×10?3?1×10?2s?1, which were indicated as safe regions.

pre-twin AQ80 magnesium alloy; hot compression deformation; constitutive equation; hot processing map

Project(51505143) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project(17B089) supported by the Scientific Research Fund of Hunan Provincial Education Department, China; Projects(2016T90759, 2014M562128) supported by China Postdoctoral Science Foundation

2017-06-05;

2017-09-15

LU Li-wei; Tel: +86-731-58290782; E-mail: cqulqyz@126.com

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.08.05

1004-0609(2018)-08-1523-09

TG376

A

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51505143)；湖南省教育廳優(yōu)秀青年基金資助項(xiàng)目(17B089)；中國(guó)博士后科學(xué)基金資助項(xiàng)目(2016T90759，2014M562128)

2017-06-05；

2017-09-15

盧立偉，副教授，博士；電話：0731-58290782；E-mail: cqulqyz@126.com

(編輯 李艷紅)