任鈺鵬， 劉 平， 陳小紅， 周洪雷， 梁曉飛

(上海理工大學(xué) 材料與化學(xué)學(xué)院， 上海 200093)

Al-Mg-Si合金是具有中等強(qiáng)度的高導(dǎo)電性鋁合金，在電力傳輸方面有著廣泛的應(yīng)用[1]。Al-Mg-Si合金電纜具有良好的耐蝕性、導(dǎo)電性和力學(xué)性能，并且由于其良好的可加工性和使用壽命，被廣泛應(yīng)用于電纜材料[2]。

變形熱處理工藝和合金化是提高鋁基導(dǎo)體力學(xué)性能和導(dǎo)電性的重要手段。為了滿足工業(yè)生產(chǎn)要求，需要對(duì)材料進(jìn)行加工變形，如拉拔、鍛造、軋制等，并且為了使材料滿足某些特性，常常需要進(jìn)行熱加工[3]。金屬在較高溫度下變形時(shí)，會(huì)同時(shí)存在加工硬化和動(dòng)態(tài)軟化過(guò)程。動(dòng)態(tài)軟化分為動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，鋁是一種高層錯(cuò)能的金屬，因?yàn)槠湓跓嶙冃芜^(guò)程中容易形成多邊化的亞結(jié)構(gòu)，所以其極易發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。材料的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為不僅對(duì)金屬熱變形的流變應(yīng)力產(chǎn)生影響，可以有效緩解變形產(chǎn)生的加工硬化，還決定著材料最終加工后的組織和性能[4]。新型A1-Mg-Si-Er-Ce-Zr導(dǎo)電合金在時(shí)效過(guò)程中會(huì)析出Al3(Er/Ce, Zr)與MgSi兩種強(qiáng)化相，但各自的析出溫度區(qū)間不一致。A1-Mg-Si系鋁合金常規(guī)的時(shí)效處理制度為單級(jí)時(shí)效處理，其峰時(shí)效處理溫度根據(jù)成分的不同在150～210 ℃之間，處理時(shí)間在1～16 h之間，此時(shí)效過(guò)程主要析出MgSi強(qiáng)化相。文獻(xiàn)[5-6]研究表明，A13(Sc/Er/Ce，Zr)為高溫時(shí)效相，其最佳時(shí)效溫度區(qū)間在300～400 ℃之間。本文通過(guò)Gleeble-3500測(cè)得新型Al-Mg-Si-RE合金在不同應(yīng)變速率和變形溫度下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線，建立其本構(gòu)方程，分析了熱加工參數(shù)對(duì)該合金的流變應(yīng)力、性能和微觀組織的影響，結(jié)合熱加工圖得到了合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界條件，確定了最優(yōu)的熱加工工藝，為實(shí)際加工生產(chǎn)提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為4種設(shè)計(jì)成分的Al-Mg-Si-RE合金，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗(yàn)合金的化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

將520 ℃×12 h均勻化退火后的4種Al-Mg-Si-RE-B-Zr合金進(jìn)行350 ℃熱軋(50%變形量)，520 ℃×1 h 固溶水淬，300 ℃×0.5 h高溫時(shí)效，冷軋90%變形量和170 ℃時(shí)效處理后，對(duì)其進(jìn)行導(dǎo)電性和抗拉強(qiáng)度測(cè)試，結(jié)合合金微觀組織形貌確定最優(yōu)Mg/Si比。利用線切割將最優(yōu)鎂硅比合金制備成φ8 mm×12 mm的圓柱試樣。使用 Gleeble-3500熱模擬機(jī)進(jìn)行熱壓縮試驗(yàn)。變形溫度分別為 300、350、400、450 ℃，應(yīng)變速率分別為 0.001、 0.01、0.1及1 s-1。設(shè)定試樣的壓縮變形量為50%，加熱速度為 5 ℃/s，試樣達(dá)到指定變形溫度后保溫2 min，保溫結(jié)束后進(jìn)行熱壓縮試驗(yàn)。壓縮完成后立即對(duì)試樣進(jìn)行水冷，保留熱壓縮后的組織形貌，進(jìn)行拋光處理，使用顯微硬度計(jì)對(duì)試樣進(jìn)行10次不同位置的測(cè)試，取平均值，載荷砝碼為200 g，加載時(shí)間為15 s。根據(jù)合金熱壓縮后熱加工圖確定最優(yōu)Mg/Si比合金的最佳熱加工工藝。

2 試驗(yàn)結(jié)果和分析

2.1 Mg/Si比對(duì)合金組織和性能的影響

圖1是Mg/Si比分別為1.1、1.4、1.6和1.8的新型鋁合金的鑄態(tài)顯微組織。4種合金的顯微組織以等軸晶為主，但都存在樹(shù)枝晶。組織主要由分布在晶界處的長(zhǎng)條相、基體內(nèi)部的棒狀相和顆粒相以及在α-Al枝晶處的復(fù)雜共晶相構(gòu)成。從圖1(a，b)可以看出，當(dāng)Mg/Si為1.1和1.4時(shí)，該合金的鑄態(tài)顯微組織差異不大，晶粒較小。當(dāng)Mg/Si比為1.1時(shí)，基體內(nèi)部有較多的顆粒相，這是添加的稀土元素Ce、Er和鋁合金中過(guò)剩的Si形成的顆粒第二相。從圖1(c，d)可以看出，當(dāng)Mg/Si比為1.6和1.8時(shí)，合金的鑄態(tài)組織主要為分布不均，尺寸不一的較大晶粒。

圖1 不同成分Al-Mg-Si-RE合金的鑄態(tài)顯微組織(a)合金1;(b)合金2;(c)合金3;(d)合金4Fig.1 As-cast microstructure of the Al-Mg-Si-RE alloys with different compositions(a) alloy 1; (b) alloy 2; (c) alloy 3; (d) alloy 4

圖2(a，b)是4種合金經(jīng)過(guò)熱軋-固溶-高溫時(shí)效-冷軋-低溫時(shí)效后的性能測(cè)試結(jié)果。合金的導(dǎo)電率隨著時(shí)效時(shí)間的增加而增加，在10 h后進(jìn)入一個(gè)平穩(wěn)期。固溶處理得到高濃度的過(guò)飽和固溶體，然后經(jīng)過(guò)水淬會(huì)形成大量過(guò)飽和空位[7]。合金時(shí)效可以使脫溶相形成以及空位湮滅。Al-Mg-Si系合金時(shí)效過(guò)程中析出相的順序主要是按照α(Al)→GP區(qū)→β″相→β′相→ β相序列[8]。β″相是一種與基體共格的析出相，所以當(dāng)合金主要析出β″相時(shí)，合金具有良好的力學(xué)性能和導(dǎo)電性。當(dāng)形成穩(wěn)態(tài)相β時(shí)，合金Mg/Si比為1.73，但由于加入的稀土元素易與Si相結(jié)合，所以當(dāng)Mg/Si比小于1.73時(shí)，合金中會(huì)存在更多的β″相。從圖2(a)可以看到，當(dāng)Mg/Si比為1.4時(shí)，合金導(dǎo)電性最高，達(dá)到了61.1%IACS，同時(shí)其強(qiáng)度達(dá)到了281.5 MPa。結(jié)合圖1中4種鑄態(tài)合金的微觀形貌和圖2變形退火態(tài)性能變化規(guī)律，發(fā)現(xiàn)當(dāng)Mg/Si比為1.4時(shí)，該合金具有優(yōu)良的微觀結(jié)構(gòu)和性能。因此后文僅以Mg/Si比為1.4的合金為研究對(duì)象。圖2(c，d)是Mg/Si比為1.4的合金經(jīng)熱處理后產(chǎn)生的析出相，這種彌散分布的Al3(RE, Zr)顆粒，可以提高合金的力學(xué)性能。

圖2 熱軋-固溶-高溫時(shí)效-冷軋-低溫時(shí)效后Al-Mg-Si-RE合金的性能及析出相(a)導(dǎo)電率;(b)抗拉強(qiáng)度;(c,d)Mg/Si=1.4;(c)Al3(RE, Zr)顆粒;(d)EDS分析Fig.2 Properties and precipitated phase of the Al-Mg-Si-RE alloys after hot rolling-solution treatment-high temperature aging-cold rolling-low temperature aging(a) conductivity; (b) tensile strength; (c,d) Mg/Si=1.4; (c) Al3(RE, Zr); (d) EDS analysis

2.2 真應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖3是Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金在相同變形溫度不同應(yīng)變速率下的高溫壓縮真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。由圖3可知，在相同變形溫度下，合金的流變應(yīng)力都是隨著應(yīng)變速率的增大而增大。在變形初期，合金的應(yīng)力都隨著應(yīng)變的增加而快速增加，這是因?yàn)樽冃纬跗诋a(chǎn)生大量的位錯(cuò)，此時(shí)處于加工硬化階段。隨后，隨著真應(yīng)變的持續(xù)增加，流變應(yīng)力緩慢增加或趨于平緩，此時(shí)合金處于穩(wěn)態(tài)變形階段。在這4種變形溫度下，當(dāng)應(yīng)變速率分別為1 s-1和0.1 s-1時(shí)，在穩(wěn)態(tài)變形階段，合金的流變應(yīng)力隨著應(yīng)變的增加而緩慢增加，說(shuō)明此時(shí)加工硬化作用始終強(qiáng)于動(dòng)態(tài)軟化的作用，這可能是因?yàn)閱挝粫r(shí)間引入位錯(cuò)過(guò)多的原因。當(dāng)應(yīng)變速率分別為0.001 s-1和0.01 s-1時(shí)，4種溫度下的合金隨著真應(yīng)變的增加，流變應(yīng)力的數(shù)值幾乎不再變化，這是因?yàn)樵诜€(wěn)態(tài)變形階段，合金應(yīng)變速率緩慢，晶體內(nèi)存有更多儲(chǔ)存能發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)，動(dòng)態(tài)回復(fù)過(guò)程縮短，此時(shí)加工硬化作用與動(dòng)態(tài)軟化作用基本互相抵消。但在變形溫度為450 ℃，應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí)，可以明顯從圖3(d)看到流變應(yīng)力隨著應(yīng)變的增加而快速達(dá)到一個(gè)極值，隨后隨著應(yīng)變的增加而降低，最后趨于平緩，這是典型的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶曲線，說(shuō)明合金在較高變形溫度和較低應(yīng)變速率下發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

圖3 Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.3 True stress-true strain curves of the Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr alloy(a) 300 ℃; (b) 350 ℃; (c) 400 ℃; (d) 450 ℃

2.3 本構(gòu)方程

鋁合金在高溫變形時(shí)，流變應(yīng)力的大小主要與材料成分、熱加工工藝有關(guān)。根據(jù)前文研究選擇了最優(yōu)化學(xué)成分合金，探究實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程中，熱加工工藝(應(yīng)變速率，變形溫度)對(duì)最優(yōu)化學(xué)成分合金流變應(yīng)力的影響。合金的流變應(yīng)力表達(dá)式為[9]：

(1)

①當(dāng)應(yīng)力水平較低，ασ≤0.8時(shí)，滿足指數(shù)關(guān)系：

(2)

②當(dāng)應(yīng)力水平較高，ασ≥1.2時(shí)，滿足指數(shù)關(guān)系：

(3)

(4)

式中：A、α和n為與溫度無(wú)關(guān)的材料常數(shù)；A為材料的結(jié)構(gòu)因子，s-1;Q為熱變形激活能，J/mol；R為摩爾氣體常數(shù)，J/mol。

利用描述高溫流變應(yīng)力的常用函數(shù)Zener-Hollomon模型對(duì)該鋁合金的流變應(yīng)力進(jìn)行研究[12]：

(5)

(6)

(7)

用Z參數(shù)表示該函數(shù)為[13]：

(8)

因此通過(guò)上述函數(shù)，通常只要得到材料常數(shù)就可計(jì)算出不同變形條件下的高溫流變應(yīng)力變化。應(yīng)變速率是影響合金流變應(yīng)力的重要因素之一，當(dāng)變形溫度保持一定時(shí)，合金的流變應(yīng)力隨著應(yīng)變速率的增加而增加。將公式(2)、(3)和(4)兩邊同時(shí)取對(duì)數(shù)可得：

(9)

(10)

(11)

圖4 應(yīng)變速率對(duì)Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金流變應(yīng)力的影響Fig.4 Effect of strain rate on flow stress of the Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr alloy

公式(9)對(duì)應(yīng)的是低應(yīng)力狀態(tài)，選取400、450 ℃兩條擬合直線斜率的平均值n1=8.423。公式(10)對(duì)應(yīng)的是高應(yīng)力狀態(tài)，選取峰值應(yīng)力較高的狀態(tài)，即300、350 ℃兩條擬合直線斜率的平均值β=0.1833。因而α=β/n1=0.021 77。將合金的流變應(yīng)力和應(yīng)變速率代入公式(11)，同樣對(duì)其進(jìn)行一元線性回歸處理，得到圖5，計(jì)算斜率平均值，得到該合金的應(yīng)力指數(shù)n=6.9913，且相關(guān)系數(shù)同樣大于0.95，說(shuō)明不同變形條件下的擬合曲線是可靠的。

圖5 Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金的曲線 curves of the Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr alloy

(12)

(13)

以1000/T為橫坐標(biāo)，lnsinh(ασ)為縱坐標(biāo)，將合金的流變應(yīng)力與變形溫度代入公式(13)進(jìn)行線性回歸，得到圖6。由圖6可知，試驗(yàn)數(shù)據(jù)線性擬合較好。

圖6 Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金的ln[sinh(ασ)]-1000/T關(guān)系Fig.6 Relationship curves of ln[sinh(ασ)]-1000/T of the Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr alloy

圖6中4條線性回歸直線的斜率平均值為3.031 16，即D=Q/(1000nR)=3.031 16，將R=8.314 J/mol和n=6.9913代入，得到變形激活能Q=176.188 kJ/mol。

對(duì)式(5)取對(duì)數(shù)得到：

lnZ=lnA+nln[sinh(ασ)]

(14)

將變形激活能Q、變形溫度和應(yīng)變速率代入公式(5)得到不同變形條件下lnZ的數(shù)值，如表2所示。

表2 不同變形溫度、應(yīng)變速率下Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金的lnZ值

將表2的lnZ值，以及對(duì)應(yīng)的lnsinh(ασ)值利用Origin繪圖，并對(duì)其進(jìn)行最小二乘法線性回歸，得到的關(guān)系如圖7所示。由圖7可知，lnZ和lnsinh(ασ)的相關(guān)系數(shù)r=0.971 76，表明這兩個(gè)參數(shù)的線性相關(guān)性很高。從圖7可以得到，該直線斜率為6.36，接近于前文得到的6.9913，選擇n=6.36進(jìn)行后續(xù)計(jì)算，從圖7還可得到，截距l(xiāng)nA=29.622，則A=7.33×1012。

圖7 Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金的lnZ-ln[sinh(ασ)]關(guān)系曲線Fig.7 Relationship curve of lnZ-ln[sinh(ασ)] of the Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr alloy

將前述得到的結(jié)構(gòu)因子A、應(yīng)力指數(shù)n、熱變形激活能Q代入式(4)，得到Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金用于所有應(yīng)力狀態(tài)的流變應(yīng)力本構(gòu)方程：

(15)

或者用Z參數(shù)來(lái)表示，將數(shù)據(jù)代入式(5)和式(8)得到：

Z=7.33×1012[sinh(0.021 767σ)]6.36

(16)

(17)

將應(yīng)變速率和變形溫度代入公式(17)，計(jì)算得到合金在不同變形條件下的真應(yīng)力理論值，將理論值與試驗(yàn)值進(jìn)行繪圖比較，如圖8所示。實(shí)際測(cè)試真應(yīng)力與計(jì)算得到的理論值的相對(duì)誤差在10%以內(nèi)，說(shuō)明公式(17)可以比較準(zhǔn)確地反映所研究合金的流變應(yīng)力隨不同變形條件的變化情況，以便于在實(shí)際熱加工過(guò)程中，預(yù)測(cè)不同熱加工工藝下組織性能的變化，為熱加工工藝參數(shù)的選擇提供理論基礎(chǔ)和數(shù)據(jù)。

2.4 熱變形條件對(duì)組織性能的影響

圖9是Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金在相同應(yīng)變速率0.01 s-1下，變形溫度分別為300、350、400、450 ℃時(shí)的顯微組織，圖10是對(duì)應(yīng)的硬度值曲線。由圖9可以看到，當(dāng)變形溫度為300 ℃和350 ℃時(shí)，合金晶粒主要以拉長(zhǎng)的結(jié)構(gòu)為主。當(dāng)變形溫度為400 ℃和450 ℃時(shí)，長(zhǎng)條狀晶粒減少，合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶效果明顯。硬度值隨著變形溫度的升高而減小，同樣說(shuō)明了合金內(nèi)部發(fā)生了動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

圖9 不同變形溫度下Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金的顯微組織(應(yīng)變速率0.01 s-1)Fig.9 Microstructure of the Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr alloy at different deformation temperatures (strain rate of 0.01 s-1)(a) 300 ℃; (b) 350 ℃; (c) 400 ℃; (d) 450 ℃

圖10 不同變形溫度下Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金的硬度(應(yīng)變速率0.01 s-1)Fig.10 Hardness of the Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr alloy at different deformation temperatures (strain rate of 0.01 s-1)

圖11是Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr 合金在相同變形溫度450 ℃下，應(yīng)變速率分別為0.001、0.01、0.1、1 s-1時(shí)的顯微組織，圖12是其對(duì)應(yīng)硬度值曲線。由圖11可以看到，當(dāng)變形溫度為450 ℃時(shí)，合金出現(xiàn)了較多的再結(jié)晶等軸晶粒，當(dāng)應(yīng)變速率為1 s-1時(shí)，合金還存在較多的細(xì)長(zhǎng)晶粒；大多數(shù)再結(jié)晶晶粒還未長(zhǎng)大，這可能是因?yàn)橄⊥猎睾蚙r的添加，抑制了再結(jié)晶晶粒的進(jìn)一步長(zhǎng)大。當(dāng)應(yīng)變速率越小時(shí)，合金發(fā)生的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶越充分，其硬度值也更低。

圖11 不同應(yīng)變速率下Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金的微觀組織(變形溫度450 ℃)Fig.11 Microstructure of the Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr alloy at different strain rates (deformation temperature of 450 ℃)(a) 0.001 s-1; (b) 0.01 s-1; (c) 0.1 s-1; (d) 1 s-1

圖12 不同應(yīng)變速率下Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金的硬度(變形溫度450 ℃)Fig.12 Hardness of the Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr alloy at different strain rates (deformation temperature of 450 ℃)

2.5 熱加工圖

熱加工圖中可以區(qū)分出熱加工的安全區(qū)和不安全區(qū)，預(yù)測(cè)和優(yōu)化熱變形工藝參數(shù)。目前加工圖已經(jīng)廣泛應(yīng)用于鋁合金、鎂合金、鈦合金等材料，并且通常是基于動(dòng)態(tài)材料模型(DMM)來(lái)構(gòu)建[14]。

動(dòng)態(tài)材料模型認(rèn)為熱加工材料是一個(gè)非線性功率耗散器，加工過(guò)程看成是能量耗散系統(tǒng)。材料在加工過(guò)程中從外部吸收的能量P主要由兩部分組成，分別為耗散量G和耗散協(xié)量J，并且整個(gè)耗散過(guò)程是不可逆的，耗散總功率公式為[15]：

(18)

式中：G為耗散量，主要為材料在塑性變形時(shí)消耗的能量；J為耗散協(xié)量，是內(nèi)部微觀組織演變消耗的能量。應(yīng)變速率敏感系數(shù)m為：

(19)

(20)

將公式(20)代入式(18)和式(19)，J可以表示為：

(21)

m一般位于0和1之間。通常m值是隨變形條件的變化呈非線性變化。當(dāng)m=0時(shí)，J=0，說(shuō)明此時(shí)熱加工過(guò)程中能量不發(fā)生耗散；當(dāng)m=1時(shí)，J=P/2，此時(shí)耗散協(xié)量達(dá)到最大值。功率耗散系數(shù)η為J與Jmax比值，如式(22)所示：

(22)

功率耗散系數(shù)表示了合金在高溫變形過(guò)程中，微觀組織變化消耗的能量與總能量的比，從微觀組織上說(shuō)，可以反映材料發(fā)生動(dòng)態(tài)軟化等過(guò)程。位于η峰值區(qū)域的合金材料具有較高的熱加工性能，但是要避免在非安全區(qū)域內(nèi)加工，即要確定合金材料熱變形的流變失穩(wěn)區(qū)域。失穩(wěn)判斷理論模型是建立在大塑性流變和不可逆極值原理上，如式(23)所示：

(23)

將公式(21)代入式(23)，得到不安全加工的失穩(wěn)判據(jù)為[16]：

(24)

當(dāng)其小于0時(shí)，是合金加工的不安全區(qū)，此時(shí)容易發(fā)生失穩(wěn)，熱加工工藝可根據(jù)耗散圖和失穩(wěn)圖進(jìn)行合理的選擇。

圖13是根據(jù)計(jì)算的功率耗散系數(shù)η和合金變形條件繪制出的合金耗散圖。合金在壓縮過(guò)程中出現(xiàn)了4個(gè)耗散峰值。當(dāng)變形溫度在300～330 ℃，應(yīng)變速率在0.001 s-1附近；當(dāng)變形溫度在335～395 ℃，應(yīng)變速率在0.01～0.1 s-1；當(dāng)變形溫度在442～450 ℃，應(yīng)變速率在0.001 s-1和1 s-1附近都出現(xiàn)了耗散峰值。當(dāng)功率耗散系數(shù)η大于0.6時(shí)，材料一般處于超塑性區(qū)域或者開(kāi)裂區(qū)域，當(dāng)功率耗散系數(shù)η小于0.3時(shí)，材料一般在不安全區(qū)域，當(dāng)功率耗散系數(shù)在0.30～0.55時(shí)，合金材料一般發(fā)生再結(jié)晶行為[17]。由圖13可知，在變形溫度為450 ℃，應(yīng)變速率為0.001 s-1時(shí)，合金的功率耗散系數(shù)η穩(wěn)定在0.3以上，說(shuō)明合金此時(shí)微觀組織轉(zhuǎn)變消耗功率較多，極大可能發(fā)生了再結(jié)晶行為。

圖13 Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金的功率耗散系數(shù)Fig.13 Power dissipation coefficient of the Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr alloy

圖14 Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金的熱加工圖Fig.14 Hot processing map of the Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr alloy

3 結(jié)論

1) 當(dāng)Mg/Si比為1.4時(shí)，新型Al-Mg-Si-RE合金具有優(yōu)異的導(dǎo)電性和力學(xué)性能，其導(dǎo)電率最大可達(dá)到61.1%IACS，抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)281.5 MPa。

2) 新型Al-Mg-Si-RE合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線表明，流變應(yīng)力隨變形溫度的升高、應(yīng)變速率的降低而降低；流變應(yīng)力隨應(yīng)變的增加而快速增加，達(dá)到峰值應(yīng)力后，由加工硬化階段進(jìn)入穩(wěn)態(tài)變形階段，此時(shí)發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

3) Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金的熱激活能Q=176.188 kJ/mol，利用Zener-Hollomon參數(shù)對(duì)該鋁合金的流變應(yīng)力進(jìn)行研究，本構(gòu)方程為：

Z=7.33×1012[sinh(0.021 767σ)]6.36

4) Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金在450 ℃變形溫度，0.001～0.01 s-1的應(yīng)變速率下有明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象。由動(dòng)態(tài)模型建立的熱加工圖可得到該合金適宜的變形溫度為300～320 ℃，應(yīng)變速率為0.001～0.015 s-1；變形溫度為430～450 ℃時(shí)，應(yīng)變速率為0.001或1 s-1附近。