趙 飛，周文龍，孫中剛，陳國(guó)清，黃 遐，曾元松

(1. 大連理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，大連 116085；2. 北京航空制造工程研究所，北京 100024)

不同預(yù)彎半徑下2A12鋁合金時(shí)效成形

趙 飛1，周文龍1，孫中剛1，陳國(guó)清1，黃 遐2，曾元松2

(1. 大連理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，大連 116085；2. 北京航空制造工程研究所，北京 100024)

研究2A12鋁合金在不同預(yù)彎半徑下的時(shí)效成形，并考察時(shí)效成形與人工時(shí)效后合金的微觀組織和力學(xué)性能的差異。結(jié)果表明：與人工時(shí)效相比，時(shí)效成形過(guò)程中，由于應(yīng)力的存在，使得合金在時(shí)效成形后晶粒被進(jìn)一步壓扁拉長(zhǎng)，晶內(nèi)沉淀相由點(diǎn)狀變?yōu)殚L(zhǎng)條狀且呈現(xiàn)出一定的方向性，同時(shí)，其位錯(cuò)形態(tài)由位錯(cuò)圈或蜷線位錯(cuò)向長(zhǎng)直態(tài)位錯(cuò)轉(zhuǎn)變。時(shí)效成形后，合金的拉伸性能和斷裂韌性均比人工時(shí)效時(shí)的略有降低，回彈率隨預(yù)彎半徑的增大而增大。預(yù)彎半徑的變化對(duì)沉淀相的尺寸和數(shù)量以及時(shí)效成形后合金的力學(xué)性能均無(wú)明顯影響。

2A12鋁合金；時(shí)效成形；回彈；應(yīng)力位向效應(yīng)；力學(xué)性能

時(shí)效成形技術(shù)是將成形與人工時(shí)效相結(jié)合的一種先進(jìn)成形方法。它的典型特點(diǎn)之一就是卸載后零件將產(chǎn)生回彈，導(dǎo)致零件的最終形狀及尺寸與模具的不一致，從而影響了零件的成形精度。因此，如何預(yù)測(cè)或減小時(shí)效成形后零件的回彈量以確保其成形精度成為眾多研究者關(guān)注的熱點(diǎn)，如LIN等[1]提出了一種將析出硬化與回彈相結(jié)合的統(tǒng)一模型用于預(yù)測(cè)回彈；HO等[2?3]先從實(shí)驗(yàn)出發(fā)得到鋁合金時(shí)效成形統(tǒng)一本構(gòu)方程，再通過(guò) ABAQUS有限元分析軟件準(zhǔn)確模擬了鋁合金厚板時(shí)效成形過(guò)程中的回彈；LEVERS[4]在時(shí)效效成形靜載荷的基礎(chǔ)上疊加周期性小載荷，促進(jìn)了構(gòu)件的永久變形。上述研究均有助于預(yù)測(cè)或減小時(shí)效成形后零件的回彈，為提高時(shí)效成形零件的精度提供了方法。時(shí)效成形技術(shù)的另一個(gè)典型特點(diǎn)就是零件在成形時(shí)發(fā)生應(yīng)力時(shí)效，容易造成“應(yīng)力位向效應(yīng)”。ZHU等[5?7]在研究Al-xCu合金的應(yīng)力時(shí)效時(shí)發(fā)現(xiàn)，板片狀θ′相由無(wú)應(yīng)力時(shí)效時(shí)的垂直排列變?yōu)槎ㄏ蚺帕?，?dǎo)致材料的屈服強(qiáng)度降低；BAVAKOS等[8]研究發(fā)現(xiàn)，應(yīng)力造成2XU鋁合金中板片狀θ′相成定向排布，但應(yīng)力對(duì)6056和7475鋁合金時(shí)效成形的微觀組織幾乎沒(méi)有影響；李劍等[9]和陳大欽等[10]在研究 Al-3.87Cu-0.56Mg-0.56Ag及Al-3.88Cu的應(yīng)力時(shí)效時(shí)也發(fā)現(xiàn)了θ′及?相的擇優(yōu)取向析出，并分析其產(chǎn)生的原因。盡管上述關(guān)于時(shí)效成形的研究已經(jīng)取得了大量的研究結(jié)果，但有關(guān)2A12鋁合金時(shí)效成形的研究尚不多見(jiàn)，而2A12鋁合金是制造航空器結(jié)構(gòu)件，如蒙皮、隔框、翼肋和翼梁的重要材料。因此，本文作者針對(duì) 2A12鋁合金進(jìn)行了不同預(yù)彎半徑下時(shí)效成形的實(shí)驗(yàn)，著重研究時(shí)效成形對(duì) 2A12鋁合金微觀組織及力學(xué)性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料為退火態(tài) 2A12鋁合金板，化學(xué)成分如表 1所列。將 2A12鋁合金板加工成 400 mm×100 mm×20 mm的試件，其長(zhǎng)度方向與軋制方向平行。試件經(jīng)495 ℃，1 h鹽浴固溶處理后，立即進(jìn)行時(shí)效成形實(shí)驗(yàn)。

表1 2A12鋁合金化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of 2A12 aluminum alloy(mass fraction, %)

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

為了確保試件在時(shí)效成形過(guò)程中始終維持初始變形，本實(shí)驗(yàn)采用單曲率圓柱面模具，其曲率半徑分別為400、650和1 000 mm。時(shí)效成形過(guò)程如圖1所示。首先，施加彈性載荷使試件貼模；然后，保持試件外形不變，將模具和試件加熱到某一溫度，保溫，此過(guò)程中試件將產(chǎn)生應(yīng)力松弛現(xiàn)象，將一部分彈性變形轉(zhuǎn)變?yōu)樗苄宰冃危瑫r(shí)由于人工時(shí)效的作用試件的微觀組織和力學(xué)性能也將發(fā)生變化；最后，待保溫結(jié)束后卸除載荷，試件發(fā)生一定量回彈。

圖1 時(shí)效成形過(guò)程示意圖Fig.1 Schematic diagram of age forming: (a) Loading; (b)Aging; (c) Unloading

實(shí)驗(yàn)分別在160 ℃保溫3 h和190 ℃保溫6 h進(jìn)行了不同預(yù)彎半徑下的時(shí)效成形。同時(shí)，還對(duì)比進(jìn)行了2A12鋁合金160 ℃保溫3 h和190 ℃保溫6 h的人工時(shí)效處理。時(shí)效成形和人工時(shí)效后在試件中性層部位：沿板材軋制方向用線切割截取拉伸試樣進(jìn)行室溫拉伸，拉伸速率為1 mm/min；沿T-L和L-T兩個(gè)方向(T-L表示裂紋面的法線方向，L-T表示預(yù)期的裂紋擴(kuò)展方向；L為板材軋制方向，T為寬度方向)按GB4161制備標(biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸試樣進(jìn)行斷裂韌性和疲勞裂紋擴(kuò)展速率測(cè)試。室溫拉伸、斷裂韌性及疲勞裂紋擴(kuò)展速率測(cè)試均在電液伺服萬(wàn)能實(shí)驗(yàn)機(jī) MTS?810上進(jìn)行。金相試樣通過(guò)機(jī)械拋光后用 1%HF+1.5%HCl+2.5%HNO3+95%H2O(體積分?jǐn)?shù))混合酸溶液腐蝕。透射試樣經(jīng)機(jī)械研磨后用電解雙噴減薄法制成，雙噴液為體積比為1?3的硝酸和酒精混合溶液，溫度控制在?25 ℃，電壓為12~15 V，電流為70~80 mA。在TecnaiG220?Twin透射電鏡上觀察微觀組織形貌，加速電壓為200 kV。

2 分析與討論

2.1 預(yù)彎半徑對(duì)回彈率的影響

在時(shí)效成形過(guò)程中，2A12鋁合金試件總應(yīng)變保持不變。即任一時(shí)刻t，2A12鋁合金試件中產(chǎn)生的塑性應(yīng)變?chǔ)舙t與剩余彈性應(yīng)變?chǔ)舉t之和等于初始彈性應(yīng)變?chǔ)?。

式中：p=η/E(其中 為粘性系數(shù))。

故t時(shí)刻產(chǎn)生的塑性應(yīng)變?yōu)?/p>

由式(6)可知，2A12鋁合金試件在有限的時(shí)效成形時(shí)間內(nèi)初始彈性應(yīng)變不可能完全轉(zhuǎn)變?yōu)樗苄詰?yīng)變，所以，卸載后2A12鋁合金試件將發(fā)生回彈。同時(shí)，POVOLO和REGGIARDO[12]研究發(fā)現(xiàn)，應(yīng)力松弛過(guò)程中塑性應(yīng)變速率&可用Norton方程來(lái)描述：

式中：A為常數(shù)；n為指數(shù)。

當(dāng)材料厚度及施加載荷一定時(shí)，預(yù)彎半徑越大，2A12鋁合金試件貼模時(shí)產(chǎn)生的初始應(yīng)力0越小，由式(5)可知，在任一時(shí)刻t，其對(duì)應(yīng)的剩余應(yīng)力t也越小。再由式(7)可知，其對(duì)應(yīng)的塑性應(yīng)變速率也越小，使得材料在相同時(shí)間內(nèi)產(chǎn)生的塑性應(yīng)變?cè)缴?，卸載后回彈也就越大。因此，在成形溫度和保溫時(shí)間一定的情況下，2A12鋁合金時(shí)效成形后的回彈率隨著預(yù)彎半徑的增大而增大。甘忠等[13]在研究 2124鋁合金時(shí)效成形時(shí)也發(fā)現(xiàn)了回彈率的類似規(guī)律，并指出試件厚度一定時(shí)，彎曲半徑越小，其橫截面上的應(yīng)力水平就越高，使得在小彎曲半徑模具上成形的零件會(huì)先進(jìn)入塑性狀態(tài)，有助于提高成形率，減小回彈。

另外，時(shí)效成形過(guò)程也是一個(gè)應(yīng)力松弛過(guò)程。應(yīng)力松弛過(guò)程的本質(zhì)原因是熱激活導(dǎo)致位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)[14]。而應(yīng)力松弛速度及剩余應(yīng)力水平主要由初始應(yīng)力、溫度和時(shí)間等因素決定。其中，溫度對(duì)應(yīng)力松弛速度的影響可用下式來(lái)描述：

式中：&為塑性應(yīng)變速率；A為常數(shù)； 為應(yīng)力；n為指數(shù)；Q為激活能；R為氣體常數(shù)；T為熱力學(xué)溫度。

在一定變形機(jī)制下，可認(rèn)為Q值是一定的。當(dāng)預(yù)彎半徑一定時(shí)，應(yīng)力水平也一定。由式(8)可知，溫度越高則塑性應(yīng)變速率越快，在相同時(shí)間內(nèi)，彈性應(yīng)變轉(zhuǎn)化為塑性應(yīng)變的量也就越多，從而使得剩余的彈性應(yīng)變?cè)缴佟Ｖ劣诒貢r(shí)間的延長(zhǎng)對(duì)回彈率的影響可用式(6)來(lái)解釋。由式(6)可知，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，產(chǎn)生的塑性應(yīng)變?cè)酱螅瑢?dǎo)致剩余的彈性應(yīng)變也就越小。而時(shí)效成形后試件的回彈量是由剩余的彈性應(yīng)變所決定的，剩余的彈性應(yīng)變?cè)缴?，則回彈量也越小。因此，在相同預(yù)彎半徑下，提高成形溫度和延長(zhǎng)保溫時(shí)間可使2A12鋁合金試件的回彈率減小。

2.2 時(shí)效成形對(duì)2A12鋁合金微觀組織的影響

2A12鋁合金中主要強(qiáng)化相為S相(Al2CuMg)，其脫溶順序?yàn)椋害?Al)過(guò)飽和固溶體→G.P.區(qū)→α+S″→α+S′→ α+S。一般來(lái)說(shuō)，2A12 鋁合金人工時(shí)效后析出的主要強(qiáng)化相為過(guò)渡相S′，其成分為正交結(jié)構(gòu)的Al2CuMg[15?17]。圖3所示為2A12鋁合金于(160 ℃，3 h)和(190 ℃，6 h)時(shí)效成形及人工時(shí)效后的XRD譜。從圖3可知，2A12鋁合金無(wú)論是經(jīng)時(shí)效成形還是經(jīng)人工時(shí)效后，均會(huì)析出S′相。相對(duì)直接人工時(shí)效，2A12鋁合金在同一溫度、時(shí)間時(shí)效成形后，有S′相存在的晶面數(shù)量相對(duì)集中，且S′相總的衍射強(qiáng)度也有所減弱，其減弱的趨勢(shì)隨預(yù)彎半徑的減小而增大，但減弱的幅度并不顯著。

圖3 2A12鋁合金經(jīng)人工時(shí)效和時(shí)效成形后的XRD譜Fig.3 XRD patterns of 2A12 aluminum alloy after artificial aging and age forming: (a) 160 ℃, 3 h; (b) 190 ℃, 6 h

圖4 所示為2A12鋁合金經(jīng)人工時(shí)效及時(shí)效成形后的金相組織對(duì)比。由于本實(shí)驗(yàn)中使用的 2A12鋁合金板材是經(jīng)過(guò)軋制所得，因此，圖4中的晶粒均沿軋制方向被壓扁拉長(zhǎng)。從圖4還可以發(fā)現(xiàn)，2A12鋁合金經(jīng)人工時(shí)效和時(shí)效成形后，均在α(Al)基體上析出了可溶的褐色S′相質(zhì)點(diǎn)，并沿軋制方向分布著不可溶的大塊黑色雜質(zhì)相(FeMn)Al6。但由于時(shí)效成形過(guò)程中應(yīng)力的存在，導(dǎo)致時(shí)效成形后合金的晶粒與人工時(shí)效后的相比被進(jìn)一步壓扁拉長(zhǎng)。

圖4 2A12鋁合金經(jīng)人工時(shí)效和時(shí)效成形后的顯微組織Fig.4 Microstructures of 2A12 aluminum alloy after artificial aging(a) and age forming(b) at 160 ℃ for 3 h

圖5 所示為2A12鋁合金人工時(shí)效和時(shí)效成形后晶內(nèi)沉淀相的TEM像。由圖5可看出，2A12鋁合金經(jīng)人工時(shí)效后析出的S′相為點(diǎn)狀，呈隨機(jī)取向，分布比較均勻；而時(shí)效成形后析出的S′相為長(zhǎng)條狀且呈現(xiàn)出一定的方向性(見(jiàn)圖 5(b)中箭頭)。這主要是由于時(shí)效成形過(guò)程中施加彈性載荷引起的。應(yīng)力與變形體相互作用引起系統(tǒng)彈性能的變化，而這種影響主要表現(xiàn)在沉淀相的形核階段[10]，使得沉淀相產(chǎn)生了擇優(yōu)取向，即“應(yīng)力位向效應(yīng)”[18]，但從 XRD分析和金相觀察來(lái)看，時(shí)效成形后沉淀相的數(shù)量與人工時(shí)效相比無(wú)明顯變化。

圖6和7所示為2A12鋁合金經(jīng)人工時(shí)效和時(shí)效成形后晶界沉淀相和晶界無(wú)析出區(qū)的TEM像。由圖6可看出，2A12鋁合金人工時(shí)效后，晶界沉淀相S呈點(diǎn)狀分布，而時(shí)效成形后晶界沉淀相S呈鏈狀連續(xù)分布。從圖7還可看出，2A12鋁合金無(wú)論是經(jīng)人工時(shí)效還是經(jīng)時(shí)效成形后，都存在晶界無(wú)析出區(qū)(PFZ)。晶界無(wú)析出區(qū)的產(chǎn)生主要是由于強(qiáng)化相在晶界析出時(shí)，吸收了附近的溶質(zhì)原子和空位，在晶界兩側(cè)造成了溶質(zhì)原子和空位濃度梯度的貧乏所致。

圖5 2A12鋁合金經(jīng)人工時(shí)效和時(shí)效成形后晶內(nèi)沉淀相的TEM像Fig.5 TEM images of precipitates in 2A12 aluminum alloy after artificial aging(a) and age forming(b) at 160 ℃ for 3 h

圖6 2A12鋁合金經(jīng)人工時(shí)效和時(shí)效成形后晶界沉淀相的TEM像Fig.6 TEM images of grain boundary precipitates in 2A12 aluminum alloy after artificial aging(a) and age forming(b) at 160 ℃for 3 h

圖7 2A12鋁合金經(jīng)人工時(shí)效和時(shí)效成形后晶界無(wú)析出區(qū)的TEM像Fig.7 TEM images of grain boundary precipitate free zone in 2A12 aluminum alloy after artificial aging(a) and age forming(b) at 160 ℃ for 3 h

圖8 所示為2A12鋁合金經(jīng)人工時(shí)效和時(shí)效成形后的位錯(cuò)形貌。由圖8可看出，2A12鋁合金經(jīng)人工時(shí)效后，出現(xiàn)了大量的位錯(cuò)圈(見(jiàn)圖 8(a))和蜷線位錯(cuò)(見(jiàn)圖8(b))；而經(jīng)時(shí)效成形后，基本沒(méi)有出現(xiàn)蜷線位錯(cuò)，只有大量的長(zhǎng)直態(tài)位錯(cuò)(見(jiàn)圖8(c)和(d))。2A12鋁合金經(jīng)固溶處理后含有大量聚集的空位，此后這些空位片的坍塌就形成了位錯(cuò)圈，而位錯(cuò)圈是不穩(wěn)定的，能快速長(zhǎng)大，位錯(cuò)圈的長(zhǎng)大也就形成蜷線位錯(cuò)[19]。人工時(shí)效時(shí)存在大量的蜷線位錯(cuò)，而時(shí)效成形時(shí)基本沒(méi)有蜷線位錯(cuò)，只有大量的長(zhǎng)直態(tài)位錯(cuò)，這可能是由于外加載荷引起的。位錯(cuò)線本身是一種晶體缺陷，其能量與長(zhǎng)度成正比。當(dāng)位錯(cuò)彎曲時(shí)，長(zhǎng)度相應(yīng)增加，能量也就升高。因此，彎曲的蜷線位錯(cuò)是不穩(wěn)定的，有變直的傾向。時(shí)效成形時(shí)，由于外加載荷的作用，使得蜷線位錯(cuò)容易發(fā)生演變逐漸接近長(zhǎng)直狀態(tài)，故在時(shí)效成形后基本觀察不到蜷線位錯(cuò)，只有大量的長(zhǎng)直態(tài)位錯(cuò)。

圖8 2A12鋁合金人工時(shí)效和時(shí)效成形后的位錯(cuò)形貌Fig.8 Dislocation morphologies of 2A12 aluminum alloy after artificial aging((a), (b)) and age forming((c), (d)) at 160 ℃ for 3 h:(a) Ring dislocation; (b) Helical dislocation; (c), (d) Long straight dislocation

2.3 時(shí)效成形對(duì)2A12鋁合金力學(xué)性能的影響

圖9所示為2A12鋁合金于(160 ℃，3 h)和(190 ℃，6 h)時(shí)效成形及人工時(shí)效后的拉伸性能。從圖9可以看出，在相同溫度和時(shí)間下，時(shí)效成形后的拉伸性能較人工時(shí)效的略有降低但變化不大，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率的下降均在 6%之內(nèi)；在相同溫度和時(shí)間、不同預(yù)彎半徑下，時(shí)效成形后的拉伸性能隨著預(yù)彎半徑的減小而降低，但下降的幅度不大；在同一預(yù)彎半徑下，經(jīng)190 ℃保溫6 h后的強(qiáng)度高于經(jīng)160 ℃保溫3 h的強(qiáng)度。2A12鋁合金經(jīng)時(shí)效成形和人工時(shí)效后，都會(huì)析出沉淀相粒子，產(chǎn)生時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)，而沉淀相粒子的尺寸、數(shù)量和分布影響2A12鋁合金的拉伸性能。由微觀組織分析可知，2A12鋁合金時(shí)效成形后與人工時(shí)效時(shí)相比，沉淀相粒子數(shù)量基本不變，但尺寸有所增大，同時(shí)呈現(xiàn)出一定的方向性。而時(shí)效成形后，沉淀相粒子的定向析出也就造成了合金中沉淀相分布不均勻性，從而使得材料拉伸性能略有下降。

圖10所示為2A12鋁合金于(160 ℃，3 h)和(190℃，6 h)時(shí)效成形及人工時(shí)效后的斷裂韌性對(duì)比。由圖10可以看出，在相同溫度和時(shí)間下，時(shí)效成形后的斷裂韌性無(wú)論是L-T方向還是T-L方向均比人工時(shí)效時(shí)的低。由于時(shí)效成形后沉淀相的分布具有方向性，對(duì)延緩裂紋擴(kuò)展不利，且材料的伸長(zhǎng)率也較低，造成時(shí)效成形后合金的斷裂韌性下降；在相同溫度和時(shí)間、不同預(yù)彎半徑下，時(shí)效成形后沿同一取向的斷裂韌性基本相同；同一狀態(tài)下，材料L-T方向的斷裂韌性均大于T-L方向的斷裂韌性。主要是由于鋁合金軋制后，晶粒沿軋制方向伸長(zhǎng)，晶內(nèi)難溶相、未溶相和夾雜等也均沿軋制方向排列。在斷裂過(guò)程中，形成裂紋擴(kuò)展的通道，降低了合金抵抗斷裂能力。在L-T方向(裂紋垂直軋制方向擴(kuò)展)斷裂裂紋擴(kuò)展過(guò)程需經(jīng)過(guò)多次偏轉(zhuǎn)，從而斷裂韌性較高。

圖9 2A12鋁合金經(jīng)人工時(shí)效和時(shí)效成形后的拉伸性能Fig.9 Tensile properties of 2A12 aluminum alloy after artificial aging and age forming: (a) Yield strength and tensile strength; (b) Elongation

圖10 2A12鋁合金經(jīng)人工時(shí)效和時(shí)效成形后斷裂韌性的對(duì)比Fig.10 Fracture toughness comparison of 2A12 aluminum alloy after artificial aging and age forming

3 結(jié)論

1) 當(dāng)成形溫度和保溫時(shí)間一定時(shí)，2A12鋁合金試件的回彈率隨預(yù)彎半徑的增大而增大；而在相同預(yù)彎半徑下，提高成形溫度和延長(zhǎng)保溫時(shí)間可使 2A12鋁合金試件的回彈率減小。

2) 2A12鋁合金經(jīng)時(shí)效成形后的晶粒較經(jīng)人工時(shí)效時(shí)的被進(jìn)一步壓扁拉長(zhǎng)。時(shí)效成形過(guò)程中，由于彈性載荷的施加，使得合金在時(shí)效成形后析出的沉淀相為長(zhǎng)條狀，并呈現(xiàn)一定的方向性，而人工時(shí)效時(shí)析出的沉淀相為點(diǎn)狀且分布比較均勻。合金時(shí)效成形后的位錯(cuò)形態(tài)與人工時(shí)效時(shí)相比也不一樣：時(shí)效成形后為長(zhǎng)直態(tài)位錯(cuò)，而人工時(shí)效時(shí)為位錯(cuò)圈或蜷線位錯(cuò)。

3) 在相同溫度和時(shí)間下，2A12鋁合金時(shí)效成形后的拉伸性能較人工時(shí)效時(shí)的略有降低，但降幅均在6%以內(nèi)，可認(rèn)為時(shí)效成形能獲得與人工時(shí)效過(guò)程相近的拉伸性能。

4) 在相同溫度和時(shí)間下，2A12鋁合金時(shí)效成形后的斷裂韌性比人工時(shí)效時(shí)的略低。

5) 時(shí)效成形過(guò)程中，預(yù)彎半徑的變化對(duì)2A12鋁合金的微觀組織和力學(xué)性能幾乎沒(méi)有影響。

REFERENCES

[1] LIN J, HO K C, DEAN T A. An integrated process for modeling of precipitation hardening and springback in creep ageforming[J]. International Journal of Machine Tools &Manufacture, 2006, 46: 1266?1270.

[2] HO K C, LIN J, DEAN T A. Constitutive modelling of primary creep for age forming an aluminium alloy[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2004, 153/154: 122?127.

[3] HO K C, LIN J, DEAN T A. Modelling of springback in creep forming thick aluminum sheets[J]. International Journal of Plasticity, 2004, 20(4/5): 733?751.

[4] LEVERS A. Creep forming a metallic component. US 2004154369[P]. 2003?01?23.

[5] ZHU A W, STARKE E A JR. Materials aspects of age-forming of Al-xCu alloys[J]. Journal of Materials Processing Technology,2000, 117(3): 354?358.

[6] ZHU A W, CHEN J, STARKE E A JR. Precipitation strengthening of stress-aged Al-xCu alloys[J]. Acta Mater, 2000,48: 2239?2246.

[7] ZHU A W, STARKE E A JR. Stress aging of Al-xCu alloys:Experiment[J]. Acta Mater, 2001, 49: 2285?2295.

[8] BAKAVOS D, PRANGNELL P B, DIF R. A comparison of the effects of age forming on the precipitation behavior in 2xxx,6xxx and 7xxx aero space alloys[J]. Materials Science Forum,2004, 28: 124?131.

[9] 李 劍, 鄭子樵, 陳大欽, 殷順高, 劉祖耀. Al-Cu合金應(yīng)力時(shí)效的動(dòng)力學(xué)研究[J]. 稀有金屬, 2005, 29(4): 539?544.LI Jian, ZHENG Zi-qiao, CHEN Da-qin, YIN Shun-gao, LIU Zu-yao. Kinetics study on stress aging of Al-Cu alloy[J].Chinese Journal of Rare Metals, 2005, 29(4): 539?544.

[10] 陳大欽, 鄭子樵, 李世晨, 陳志國(guó), 劉祖耀. 外加應(yīng)力對(duì)Al-Cu, Al-Cu-Mg-Ag合金析出相生長(zhǎng)的影響[J]. 金屬學(xué)報(bào),2004, 40(8): 799?804.CHEN Da-qin, ZHENG Zi-qiao, LI Shi-chen, CHEN Zhi-guo,LIU Zu-yao. Effect of external stress on the growth of precipitates in Al-Cu and Al-Cu-Mg-Ag alloys[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2004, 40(8): 799?804.

[11] CONWAY J B, STENTZ R H, BERLING J T. Fatigue, tensile,and relaxation behavior of stainless steels[R]. Cincinnati:Technical Information Center, 1975: 228?232.

[12] POVOLO F, REGGIARDO J F. Stress-relaxation in bending of Inconel 718 at 773 and 823 K[J]. Journal of Materials Science,1988, 23: 241?247.

[13] 甘 忠, 熊 威, 張志國(guó). 2124鋁合金時(shí)效成形回彈預(yù)測(cè)[J].塑性工程學(xué)報(bào), 2009, 16(3): 140?144.GAN Zhong, XIONG Wei, ZHANG Zhi-guo. Springback prediction of age-forming for 2124 aluminum alloy[J]. Journal of Plasticity Engineering, 2009, 16(3): 140?144.

[14] 譚 軍, 李 聰, 孫 超, 應(yīng)詩(shī)浩, 連姍姍, 闞細(xì)武, 馮可芹.Zr-4合金應(yīng)力松弛過(guò)程中的熱激活變形與動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效[J].金屬學(xué)報(bào), 2009, 45(2): 173?177.TAN Jun, LI Cong, SUN Chao, YING Shi-hao, LIAN Shan-shan,KAN Xi-wu, FENG Ke-qin. Thermally activated deformation and dynamic strain aging of Zr-4 alloy during stress relaxation[J].Acta Metallurgica Sinica, 2009, 45(2): 173?177.

[15] WILSON R N, PARTRIDGE P G. The nucleation and growth of S′ precipitates in an aluminium-2.5%copper-1.2% magnesium alloy[J]. Acta Metall, 1965, 13(12): 1321?1327.

[16] JENA A K, GUPTA A K, CHATURVEDI M C. A differential scanning calorimetric investigation of precipitation kinetics in the Al-1.53wt%Cu-0.79wt%Mg alloy[J]. Acta Metall, 1989,37(3): 85?90.

[17] FENG Zong-qiang, YANG Yan-qing, HUANG Bin, HAN Ming,LUO Xian, RU Ji-gang. Precipitation process along dislocations in Al-Cu-Mg alloy during artificial aging[J]. Materials Science and Engineering A, 2010, 528(2): 706?714.

[18] 李勁風(fēng), 鄭子樵, 李世晨, 任文達(dá), 陳文敬. 鋁合金時(shí)效成形及時(shí)效成形鋁合金[J]. 材料導(dǎo)報(bào), 2006, 20(5): 101?103.LI Jin-feng, ZHENG Zi-qiao, LI Shi-chen, REN Wen-da, CHEN Wen-jing. Age forming of Al alloys and ageformable Al alloys[J].Materials Review, 2006, 20(5): 101?103.

[19] WILSON R N, MOORE D M, FORSYTH P J E. Effects of 0.25% silicon on precipitation processes in an aluminium-0.25%copper-1.2% magnesium alloy[J]. J Inst Metal, 1967, 95(6):177?182.

Age forming of 2A12 aluminum alloy with different prebending radii

ZHAO Fei1, ZHOU Wen-long1, SUN Zhong-gang1, CHEN Guo-qing1, HUANG Xia2, ZENG Yuan-song2
(1. School of Materials Science and Engineering, Dalian University of Technology, Dalian 116085, China;2. Beijing Aeronautical Manufacturing Technology Research Institute, Beijing 100024, China)

The age forming of 2A12 aluminum alloy subjected to different prebending radii was investigated. The differences of microstructures and mechanical properties after aging forming and artificial aging were also studied. The results show that, during artificial aging, the grains are further squashed and elongated due to the applied stress during age forming and the precipitated phase changes from circle shape to long strip shape with uniform orientation. Further,the dislocation configuration in samples subjected to age forming changes from ring dislocation or helical dislocation to long and straight dislocation. However, the age forming decreases slightly tensile properties and the fracture toughness of the alloy and increases its springback with prebending radii increasing. There is no significant influence of the variation of prebending radius on the size and number of the precipitated phase, as well as the mechanical properties of the alloy after age forming.

2A12 aluminum alloy; age forming; springback; stress orientation effect; mechanical properties

TG306

A

1004-0609(2011)02-0303-08

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(50975267)；遼寧省自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(20102024)

2010-03-03；

2010-06-20

陳國(guó)清，副教授，博士；電話：0411-84707970；E-mail: gqchen@dlut.edu.cn

(編輯 李艷紅)