Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc鋁合金的高溫變形行為及熱加工圖

文智，易丹青，王斌，張艷可

(中南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙，410083)

Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc鋁合金的高溫變形行為及熱加工圖

文智，易丹青，王斌，張艷可

(中南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙，410083)

采用Gleeble?1500熱/力模擬試驗機進行壓縮實驗，研究Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc鋁合金在變形溫度為300～500℃、應變速率為0.001～10 s?1范圍內的變形行為。計算應力指數和變形激活能，并采用Zener-Hollomon參數法構建合金高溫塑性變形的本構關系。根據材料動態(tài)模型，計算并分析合金的加工圖。研究結果表明：熱變形過程中的穩(wěn)態(tài)流變應力可用雙曲正弦本構關系式來描述，平均激活能為158.92 kJ/mol，大于其自擴散激活能。根據加工圖確定了熱變形的流變失穩(wěn)區(qū)，并且獲得了熱變形過程的最佳工藝參數，其熱加工溫度為430～480 ℃，應變速率為 5～10 s?1，溫加工溫度為 320～400 ℃、應變速率為 0.01～0.001 s?1。

流變應力；加工圖；熱變形；鋁合金

Al-Mg系合金具有良好的成形性、耐蝕性和可焊接性, 在汽車、航天、航空等領域有著廣闊的應用前景。Al-Mg-Sc合金是在Al-Mg合金基礎上添加微量鈧而研發(fā)出來的新一代中強可焊耐蝕鋁合金[1?2]。由于鈧的添加，部分Sc元素能與鋁基體發(fā)生反應生成Al3Sc粒子，作為異質形核核心，強烈細化組織，該相還能釘扎位錯，具有強烈的析出強化作用[3?4]。另外，鈧元素的加入使其熱加工性能有所改善[5]，但Al-Mg系合金的熱加工工藝仍存在一系列缺點，如變形溫度區(qū)間窄、道次變形量較低、形變不均勻、容易出現局部應力集中導致熱加工開裂等。針對鋁鎂合金的上述特點，聶波等[5]通過高溫瞬時拉伸試驗研究 Al-Mg-Sc合金在高溫下的塑性變形時發(fā)現，隨試驗溫度升高，合金高溫瞬時拉伸強度下降，而塑性增加，在350～400 ℃時，合金的變形抗力相對較低，熱塑性較好；潘清林等[6]研究含鋯 Al-Mg-Sc合金熱變形時的流變應力行為時發(fā)現，含鋯 Al-Mg-Sc合金在低溫高應變速率時表現出動態(tài)回復特征，在低溫低應變速率或者高溫時表現出動態(tài)再結晶特征。但對 Al-Mg-Sc合金熱加工工藝的研究，尤其是針對不同溫度，不同應變速率下Al-Mg-Sc合金的高溫變形行為及熱加工圖的研究鮮見報道。熱壓縮試驗可獲得不同條件下流變應力的連續(xù)數據，不僅可用于流變行為研究，而且還可用于計算獲得材料的加工圖。加工圖是變形溫度與應變速率空間中的功率耗散圖與失穩(wěn)圖的疊印。根據加工圖可以判別材料變形過程中的流變失穩(wěn)區(qū)，還可根據非失穩(wěn)區(qū)內最大功率耗散系數區(qū)與顯微組織來制定材料的最佳加工工藝制度(變形溫度與應變速率)。本文作者通過熱壓縮試驗，獲得了Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc合金的流變應力，研究了流變應力模型及加工圖，分析了材料的最佳熱加工條件，為Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc鋁合金熱加工工藝的制定與優(yōu)化提供實驗數據及理論依據。

1 實驗方法

實驗用合金名義成分(質量分數，%)為 Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc，半連鑄技術制備 Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc合金鑄錠，鑄錠直徑為90 mm。經350 ℃/8 h均勻化退火處理后，機加工成10 mm×15 mm(直徑×長度)的圓柱形壓縮試樣，兩端開9 mm×0.2 mm(直徑×深度)的淺槽，加入含石墨的固體潤滑劑以減少壓縮時試樣兩端的摩擦力。熱壓縮模擬在GLEEBLE?1500熱/力模擬試驗機上進行，應變速率分別為0.001，0.01，0.1，1，10 s?1，聶波等[5]認為 Al-Mg-Sc合金在 350～420℃內塑性較好，溫度過高時軋制開裂的幾率變大，故本實驗選擇的變形溫度分別為300，350，400，450，500 ℃，變形程度為70%。壓縮前試樣升溫速度為2℃/s，保溫5 min，變形結束后立即水淬，以保留高溫下的變形組織進行后續(xù)的組織分析。變形結束后，利用試驗得到的應力、應變數據采用動態(tài)材料模型中的方法計算加工圖。變形后的試樣經鋸切、鑲嵌、研磨和拋光后，用2 mL氫氟酸、3 mL鹽酸和5 mL硝酸、250 mL水的混合液浸蝕其組織。使用Leica DM ILM HC金相顯微鏡觀察侵蝕后試樣的顯微組織。

2 實驗結果與分析

2.1 變形條件對 Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc合金流變應力影響

合金熱變形過程中的真應力?真應變曲線如圖 1所示。變形溫度為300 ℃，應變速率為0.01～10 s?1時，流變應力先隨應變的增加迅速升高，當真應變超過一定值后，真應力并不隨應變量的繼續(xù)增大而發(fā)生明顯的變化，即呈現穩(wěn)態(tài)流變特征，而且流變曲線為平滑直線，說明變形過程中動態(tài)回復是主要的軟化機制；而其他條件下(如圖1(b)所示)出現了明顯的峰值應力，流變曲線呈現出鋸齒形，具體表現在溫度較高的真應力?應變曲線中，為典型的動態(tài)再結晶特征。在相同的變形溫度下，當合金進入穩(wěn)態(tài)流變，隨著應變速率的增加，材料的真應力水平升高，該合金是一種正應變速率敏感材料。

圖1 Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc合金熱壓縮變形的真應力?真應變曲線Fig.1 True stress?true strain curves of Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc aluminium alloy during hot compression deformation

2.2 Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc合金高溫變形過程的動態(tài)回復及動態(tài)再結晶

金屬材料熱變形過程中會同時發(fā)生形變硬化和形變軟化2個過程。形變軟化取決于形變過程中的動態(tài)回復和動態(tài)再結晶。Al屬于層錯能較高的金屬，位錯易交滑移，一般認為動態(tài)回復是這類材料熱形變過程中形變軟化的原因。

Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc合金是一種高鎂含量的鋁合金，Mg元素的加入降低了層錯能，如向鋁中加入質量分數為 0.12%和 0.36% Mg，可使其層錯能由 200 J/m2分別降低到108.65 J/m2和50 J/m2，后者與銅的層錯能屬于同一個數量級[7]，這時位錯交滑移變得困難，高溫變形時較易發(fā)生動態(tài)再結晶。另外，Sc的加入能使合金基體中形成彌散共格的Al3Sc第二相粒子，這些質點可以降低位錯的可動性，使位錯亞結構并保持穩(wěn)定，阻礙亞晶界和晶界遷移，提高發(fā)生動態(tài)回復所需的臨界應變值，使材料中積蓄起足夠的儲能從而誘發(fā)動態(tài)再結晶[8]。含鋯Al-Mg-Sc合金中的Zr能使基體中形成Al3(Sc,Zr)第二相離子，同樣起到Al3Sc粒子所起到的作用，促進動態(tài)再結晶的發(fā)生[6]。

Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc合金在變形溫度為300 ℃，應變速率為0.01～10 s?1時，表現為動態(tài)回復特征。這是因為隨應變量的繼續(xù)增大，材料內部空位濃度也提高，位錯的攀移在過渡變形階段的中后期也開始產生作用，參與軟化過程。最后，由于位錯的交滑移、攀移以及位錯的脫釘等引起的軟化與應變硬化達到動態(tài)平衡時，變形進入穩(wěn)態(tài)流變階段。而在其他條件下，表現為連續(xù)動態(tài)再結晶特征。這是因為溫度越高，再結晶就越容易發(fā)生；而應變速率越慢，即變形時間越長，再結晶行為進行得越徹底。變形量的進一步增加使位錯密度進一步提高，超過一定的形變量后變形儲存能成為再結晶的驅動力，再結晶可以消除或改變原來的形變織構，發(fā)生動態(tài)再結晶軟化。由于其動態(tài)軟化大于加工硬化，從而使真應力?真應變曲線下降[6]。

2.3 Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc合金變形激活能及應力應變間本構關系的確定

通過對不同熱加工數據研究，Jonas等[9]提出了一種包含變形激活能Q和溫度T的雙曲正弦形式的本構方程，穩(wěn)態(tài)應力滿足雙曲正弦模型：

當應變速率為常數時，假定在很小的溫度范圍內變形激活能Q保持不變，對式(1)兩邊取自然對數可得如下線性關系：

如圖 2(c)和2(d)所示，ln[sinh(ασ)]分別與 T?1和ln成線性關系，通過回歸分析，其線性相關系數均在0.97以上，說明雙曲正弦模型能準確描述流變應力與應變速率的關系。由圖 2(c)和圖 2(d)中的直線的斜率可計算出合金的平均變形激活能 Q為 158.92 kJ/mol，與文獻報道Al-Mg-Sc合金變形激活能152.33 kJ/mol[6]與157.9 kJ/mol[10]相差不大，大于鋁合金自擴散激活能(142.8 kJ/mol[11])。

在金屬和合金的熱加工變形時，應變速率受到熱激活的控制，變形溫度和應變速率對變形的影響由Zener和Hollomon通過引入參數Z來表示[12]：

式中：Z為Zener-Hollomon參數，其物理意義為溫度補償的應變速率因子。將Z參數代入式(1)可得如下關系：

圖2 合金高溫塑性變形峰值應力與應變速率及溫度的關系Fig.2 Relationship between strain rate and temperature T as a function of peak stress σ of high temperature plastic deformation

根據雙曲正弦函數的定義，可以將流變應力表達為Zener-Hollomon參數的函數：

將Q的平均值代入式(4)可得熱加工參數Z的近似表達式：

高溫穩(wěn)態(tài)流變應力對應變不敏感，因此，忽略應變的影響，將 和n的平均值代入式(6)可得用Z參數表示的峰值應力 、應變速率和溫度T的本構關系式：

2.4 加工圖

式中：K 表示應變速率為1時的流變應力；m為應變速率敏感因子，可表達為[14]：

對于 Al-Mg-Sc鋁合金，當溫度不變時，ln 與ln的一元線性回歸系數大于97%,，說明ln 與 ln之間存在線性關系，m值可以通過上式計算得出。

加工圖是加工變量空間(應變速率，溫度)中功率耗散圖與失穩(wěn)圖的疊印圖。功率耗散圖代表材料顯微組織改變時功率的耗散，其變化率可用反映材料功率耗散特征的無量綱參數η來表示，其定義式如下：

當σ()＜0時，為非穩(wěn)態(tài)流變。含有溫度與應變速率的變量 ()構成了失穩(wěn)圖。將功率耗散圖與失穩(wěn)圖重疊就可獲得加工圖。應用熱加工圖來分析合金的加工性能不僅可以優(yōu)化加工工藝而且可以避免流變不穩(wěn)定區(qū)域。

圖3所示為Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc合金在真應變分別為0.3和0.5時的加工圖，其他應變的加工圖與此類似。由圖3可以看出，圖中失穩(wěn)區(qū)較少，說明該合金可加工性較好。

真應變?yōu)?.3與0.5的加工圖中出現2個類似峰區(qū)。峰區(qū)1的溫度范圍為430～480 ℃，應變速率為5～10 s?1，峰值效率大于40%，峰值對應的溫度和應變速率分別為 450 ℃與 10 s?1；峰區(qū) 2的溫度范圍為 320～400 ℃，應變速率為 0.01～0.001 s?1，峰值效率大于40%，峰值對應的溫度和應變速率分別為 350 ℃與0.001 s?1。

功率耗散圖是由功率耗散系數的等值線組成，加工圖中局部區(qū)域存在功率耗散效率最大值，它代表特殊的顯微組織或流變失穩(wěn)機制，常要結合變形后試樣的金相組織來進一步確認。不同熱變形條件下合金的金相組織見圖4。圖4(a)和圖4(b)為峰值點或接近峰值點所對應的金相組織。由圖4可以看出，峰區(qū)內的金相組織具有以下特點：峰區(qū)1的晶粒成等軸形，尺寸細小均勻，且有因壓縮變長變大的趨勢，峰區(qū)2的晶粒沿垂直壓縮方向明顯拉長，晶界比較明晰，沿晶界方向有析出的再結晶晶粒。

真應變?yōu)?0.3的加工圖呈現出個 2 個非穩(wěn)定區(qū)域：區(qū)域 1 的溫度為 380～430 ℃，應變速率為 1～10 s?1；區(qū)域 2 的溫度為 300～350 ℃，應變速率為 0.1～0.01 s?1。真應變?yōu)?.5的加工圖呈現出個2 個非穩(wěn)定區(qū)域：區(qū)域1的溫度為380～400 ℃，應變速率為1～10 s?1；區(qū)域 2 的溫度為 300～350 ℃，應變速率為 0.01～10 s?1。由圖3可以看到，在這些區(qū)域，功率耗散效率急劇減小，這有可能是變形應力集中造成的，從而出現加工失穩(wěn)，變形不均勻等現象(如圖4(c)和(d)所示)。因此，加工中應盡量避免這些區(qū)域。

圖3 Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc合金在應變約為0.3與0.5時的熱加工圖Fig.3 Processing maps of Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc alloys obtained at strain of 0.3 and 0.5

在中溫區(qū)，變形溫度為430～480 ℃、應變速率為5～10 s?1時，其功率耗散系數最大值達到0.48，其組織細小(圖4(a))，但有長大的趨勢，在這個溫區(qū)可進行熱鍛、熱擠壓等變形，是該合金的最佳熱加工區(qū)域；而在較低溫度區(qū)域，即變形溫度為320～400 ℃、應變速率約為0.01～0.001 s?1，是該合金的溫加工區(qū)域，獲得的鍛件組織更加細小(圖 4(b))，具有良好的韌性和強度。

圖4 在不同熱變形條件下合金的金相顯微組織Fig.4 Optical microstructures of specimens compressed under different conditions

3 結論

(1) Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc鋁合金熱變形時，在一定的變形溫度和應變速率下，真應力并不隨應變量的繼續(xù)增大而發(fā)生明顯的變化，即呈現穩(wěn)態(tài)流變特征，流變曲線為平滑直線，說明變形過程中動態(tài)回復是主要的軟化機制；而其他條件下出現了明顯的峰值應力，流變曲線呈現出鋸齒形，為典型的動態(tài)再結晶特征。在相同的變形溫度下，隨著應變速率的增加，材料的真應力水平升高，該合金是一種正應變速率敏感材料。

(2) Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc鋁合金的穩(wěn)態(tài)流變應力滿足雙曲正弦本構關系式，其材料參數為α=0.007 45 MPa?1，n=7.37，A=2.501 5×1011s?1，其平均激活能為158.92 kJ/mol。

(3) 采用Zener-Hollomon參數法構建的 Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc鋁合金高溫塑性變形峰值應力σ、應變速率和變形溫度T之間的本構關系為：

(4) 在中溫區(qū)，變形溫度為430～480 ℃、應變速率約為5～10 s?1時，其功率耗散系數最大值達到0.48，可進行熱鍛、熱擠壓等變形，是該合金的最佳熱加工區(qū)域。

(5) 而在較低溫度區(qū)域，即變形溫度為 320～400℃、應變速率約為0.01～0.001 s?1，其功率耗散系數最大值為0.52，是該合金的溫加工區(qū)域，獲得的鍛件具有良好的韌性和強度。

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(編輯 趙俊)

Hot deformation and processing maps of Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc aluminum alloy

WEN Zhi, YI Danqing, WANG Bin, ZHANG Yanke

(School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

The hot deformation behavior of Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc aluminum alloy was investigated by hot compressive tests on Gleeble?1500 thermal simulation test machine at 300?500 ℃ and strain rates of 0.001?10 s?1. The stress exponent and the deformation activation energy at elevated temperatures were calculated. The constitutive equation of the plastic deformation of Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc alloy at elevated temperatures was obtained by introducing Zener-Hollomon parameter. The processing maps were calculated and analyzed according to the dynamic materials mode. The results show that the flow behaviour is described by the hyperbolic sine constitutive equation, and an activation energy of 158.92 kJ/mol is greater than the activation energy for self-diffusion in Al. The process of hot deformation in the temperature range and different strain rate can be attained by the maps. The hot deformation temperature is 430?480 ℃, strain rate is around 5?10 s?1, warm deformation temperature is 320?400 ℃ and strain rate is 0.01?0.001 s?1. The instability zones of flow behaviour can also be recognized by the maps.

flow stress; processing maps; hot deformation; aluminum alloy

TG146.21

A

1672?7207(2013)03?0914?07

2012?04?02；

2012?07?20

國家自然科學基金資助項目(51071177)；國家重點基礎研究發(fā)展計劃(“973”計劃)項目(2012CB619506)

易丹青(1954?)，男，湖南湘鄉(xiāng)人，教授，博士生導師，從事高強高韌鋁合金及鎂合金研究；電話：0731-88830263；E-mail: yioffice@csu.edu.cn