B10銅鎳合金的室溫壓縮變形加工硬化行為

苑 偉,潘一帆,郁 炎,2,李 沖,韓 廣,周振亞

(1.中國船舶集團有限公司第七二五研究所,洛陽 471023;2.海洋腐蝕與防護國防科技重點實驗室,洛陽 471023)

0 引 言

B10銅鎳合金具有良好的耐海水腐蝕性能、耐海洋生物污損性能和加工性能,是艦船、海洋石油項目中海水管路系統用主要材料之一,多用于制作管路部件、熱交換器用換熱管等產品[1-2]。目前,國內外的研究主要集中于B10銅鎳合金的耐腐蝕性能[3-5]、焊接性能[6-7]、熱變形行為[8-10]、管件成型數值模擬[11]等方面,有關該合金的冷變形行為沒有系統的文獻報道。研究材料的冷變形,首先要考慮的就是加工硬化問題。加工硬化是指金屬材料在外力的作用下,隨著變形程度的增加,強度和硬度指標都有所提高,但塑性、韌性有所下降的現象[12-14]。材料的加工硬化機制有位錯強化、晶界強化、第二相粒子強化和形變強化等,通常加工時會受到多種機制的共同影響。加工硬化理論主要包括林位錯理論、割階理論、Hirsch理論和Seeger理論4種[15]。目前已有多個描述金屬材料變形行為的數學模型,常用的描述工程材料應力與應變關系的方程為Ludwik模型,該模型中應力與應變的雙對數關系為線性關系,然而塑性變形中應力與應變的雙對數關系是非線性的。因此,為了更好描述材料的應力-應變曲線,學者們提出了多個修正的數學模型。

選擇合適的本構模型是研究材料變形行為的重要方法,為此,作者利用萬能試驗機對B10銅鎳合金進行室溫壓縮試驗,分析了壓縮過程中的顯微組織演變和加工硬化行為,并利用不同模型描述其真應力-應變曲線,確定了較適合模型。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為自行生產的退火態B10銅鎳合金棒材,規格為φ60 mm,實測化學成分(質量分數/%)為10.39Ni,1.66Fe,0.742Mn,0.001 1Pb,0.002 4S,0.003 1C,0.003 1Zn,0.001 6P,余Cu;其縱向顯微組織如圖1所示,可見試驗合金由單相再結晶α組織、等軸晶組織和大量孿晶組成。

圖1 退火態B10銅鎳合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of annealed B10 copper-nickel alloy: (a) at low magnification and (b) at high magnification

制取尺寸為φ10 mm×15 mm的壓縮試樣,使用INSTRON5985型250 kN萬能試驗機進行室溫壓縮變形試驗,應變速率為0.01 s-1。將壓縮變形至變形量分別為10%,20%,30%,40%,50%時的試樣沿軸向剖開并進行打磨拋光,按照GB/T 4340.1—2009,采用Wilson VH3300型顯微硬度計對其剖面進行維氏硬度測試,載荷為4.9 N,測5個點取平均值。對其剖面進行腐蝕,腐蝕液為3 g FeCl3+2 mL HCl+ 96 mL C2H5OH,采用ZEISS Observer.Z1m型光學顯微鏡和JEM2100型透射電鏡(TEM)觀察顯微組織。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

由圖2可見:當壓縮變形量在10%～50%時,B10銅鎳合金縱截面組織均為單相α組織,但變形量為10%時銅鎳合金的晶粒為均勻的等軸晶,與變形前相比沒有發生明顯變化,變形量增加到30%及以上時晶粒沿垂直于應力的方向拉長,變形程度增加,晶粒內部變形帶變密,呈平行或相互交錯分布;變形量越大,晶粒變形程度越大,晶粒內部變形帶的密度也越大。

圖2 不同變形量下B10銅鎳合金的顯微組織Fig.2 Microstructures of B10 copper-nickel alloy under different deformation amounts: (a-c) at low magnification and (d-f) at high magnification

由圖3可見:當壓縮變形量為30%,50%時,B10銅鎳合金中均存在高密度位錯,位錯相互纏結形成位錯胞或位錯墻,并且壓縮變形量越大,孿晶的數量就越多。

圖3 不同變形量下B10銅鎳合金的TEM形貌Fig.3 TEM morphology of B10 copper-nickel alloy under different deformation amounts: (a, c) at low magnification and (b, d) at high magnification

2.2 壓縮變形行為

由圖4可以看出,B10銅鎳合金在室溫變形時會產生明顯的加工硬化。在初始變形階段,應力隨著應變的增加呈線性增大,斜率很大,此階段為彈性變形階段;隨應變繼續增加,合金進入塑性變形階段,其應力-應變曲線呈拋物線型。

圖4 B10銅鎳合金的真應力-真應變曲線與加工硬化率曲線Fig.4 True stress-true strain curve and work hardening rate curve of B10 copper-nickel alloy

對真應力-真應變曲線進行一階求導即可得到加工硬化率。加工硬化率代表材料加工硬化的能力,其值越高說明材料的應力隨應變變化的速率越快[16-18]。圖4中B10銅鎳合金的加工硬化曲線可分為3個階段:第一階段(真應變小于0.02),加工硬化率隨著真應變的增加迅速降低,此階段加工硬化率很高,在2 000 MPa以上;第二階段(真應變在0.02～0.3),加工硬化率隨著真應變的增加繼續降低,但是相較于第一階段,下降速率變緩;第三階段(真應變大于0.3),加工硬化率的下降速率進一步放緩并且趨于穩定,其值穩定在300 MPa以下。在整個壓縮變形過程中,B10銅鎳合金的加工硬化率一直是正值,即真應力一直呈增大趨勢,合金抵抗變形的能力逐漸增強。

硬度是表征材料加工硬化的重要指標[19]。由圖5可以看出:B10銅鎳合金的硬度隨變形量增加呈增大趨勢,當變形量為50%時合金的硬度是未變形合金的2倍,可見其加工硬化現象非常顯著;隨著變形量的增加,硬度的增加速率變緩,與加工硬化率的變化規律吻合。

圖5 B10銅鎳合金的硬度隨變形量的變化曲線Fig.5 Hardness vs deformation amount curve of B10 copper-nickel alloy

B10銅鎳合金是多晶體面心立方結構,當受到外力作用時,在初始階段多滑移系啟動后,由于相交滑移系上位錯的交互作用,產生大量位錯并形成位錯塞積或位錯胞,導致流變應力顯著提高,加工硬化率很高;當流變應力增大到一定程度后,滑移面上的位錯通過交滑移繞過障礙,同時異號螺型位錯通過交滑移彼此抵消,加工硬化作用降低,加工硬化率降低;隨著變形量繼續增大(30%～50%),位錯不斷增殖并在晶界處塞積,塞積的位錯群引起應力集中,當應力足夠大時,合金就以孿晶的形式進行塑性變形,這在一定程度上緩和了加工硬化作用,加工硬化率繼續下降[20-21]。在塑性變形過程中,B10銅鎳合金由位錯強化機制逐漸轉化為位錯強化和變形孿晶的綜合強化機制。

2.3 本構模型

Ludwik模型[22]的表達式為

σ=Kεn

(1)

式中:σ為真應力;ε為真應變;K為強度因子;n為加工硬化指數。

對式(1)取對數并進行求導,可得

(2)

當材料發生變形時,加工硬化指數不是一個常數,而是與應變相關的參數。為此,TIAN等[23]提出了適用于面心立方金屬的修正模型,如下:

σ=K1εn1+exp(K2+n2ε)

(3)

式中:K1,n1,K2,n2為材料常數。

宋仁伯等[24]提出了適用于奧氏體鋼的另一修正模型,如下:

σ=Kεm+nln ε

(4)

式中:m為材料常數。

利用1stOpt數據處理軟件中的Levenberg-Marquardt算法,分別采用式(1)、式(3)和式(4)對B10銅鎳合金的真應力-真應變數據進行擬合,擬合曲線見圖6,擬合參數及擬合曲線與實測曲線的相關系數見表1。由圖6和表1可以看出,式(4)的擬合相關系數最高,達到0.98,更適用于分析B10銅鎳合金的變形行為。

表1 不同公式擬合參數和相關系數

圖6 不同模型擬合得到B10銅鎳合金的真應力-真應變曲線與實測曲線的對比Fig.6 Comparison of different model simulated and measured true stress-true strain curves of B10 copper-nickel alloy: (a) equation 1; (b) equation 3 and (c) equation 4

3 結 論

(1) 未變形和壓縮至變形量為50%時B10銅鎳合金的組織均為單相α組織,同時存在孿晶結構;當變形量增加到30%及以上時,晶粒沿垂直于應力的方向拉長,晶粒內部出現變形條帶和高密度位錯,位錯相互纏結形成位錯胞或位錯墻;變形量越大,晶粒內部變形帶密度越大,孿晶數量越多。隨著變形量增加,B10銅鎳合金的塑性變形機制由位錯強化機制逐漸轉變為位錯強化和變形孿晶的綜合強化機制。

(2) 在室溫壓縮過程中,B10銅鎳合金的真應力隨應變增加而增大,說明試驗合金發生了加工硬化;合金的加工硬化率隨著變形量增加而降低,降低速率逐漸變緩,最終穩定在300 MPa以下;合金的硬度隨變形量增加而增大,但增大速率逐漸變緩。

(3) 采用σ=Kεm+nln ε模型可以準確預測B10銅鎳合金的真應力-應變曲線,與實測曲線的相關系數達0.98。