萬 帆，運(yùn)新兵，畢 勝，裴久楊

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鋁鍶合金高溫塑性變形行為及本構(gòu)方程

萬 帆，運(yùn)新兵，畢 勝，裴久楊

(大連交通大學(xué) 連續(xù)擠壓工程研究中心，大連 116028)

采用Gleeble?1500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行高溫壓縮實(shí)驗(yàn)，結(jié)合連續(xù)擠壓工藝制定熱壓縮實(shí)驗(yàn)方案，研究鋁鍶合金高溫塑性變形行為，分析變形溫度、應(yīng)變速率對鋁鍶合金熱變形過程中流變應(yīng)力和Al4Sr相形態(tài)的影響，并采用線性回歸的方法建立鋁鍶合金高溫下的本構(gòu)方程。結(jié)果表明：鋁鍶合金的熱塑性變形軟化機(jī)制以動態(tài)回復(fù)為主；在熱變形過程中流變應(yīng)力隨變形溫度的升高而減小，隨應(yīng)變速率的增大而增大；變形溫度為400 ℃時(shí)Al4Sr相破裂嚴(yán)重，而當(dāng)溫度為500 ℃時(shí)Al4Sr相具有韌性而易于彎曲；可用包含Zener-Hollomon參數(shù)的Arrhenius雙曲正弦模型描述其熱變形行為。

鋁鍶合金；高溫塑性變形；流變應(yīng)力；顯微組織；本構(gòu)方程

Al-Sr合金是變質(zhì)型細(xì)化劑[1]，主要用于亞共晶和共晶鑄造鋁硅合金的變質(zhì)處理，被廣泛用于汽車和摩托車鋁合金輪轂的生產(chǎn)中。英國、日本、美國等國從20世紀(jì)80年代初就提出Sr細(xì)化合金，認(rèn)為Sr是最理想的鋁合金細(xì)化劑[2?3]。Sr細(xì)化一般以Al-Sr中間合金的形式加入，且Sr的含量在5%~10%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))范圍內(nèi)，常見的有Al5Sr和Al10Sr。Al-Sr合金在變質(zhì)處理時(shí)具有有效變質(zhì)時(shí)間長、重熔性好、無過變質(zhì)現(xiàn)象、添加時(shí)無煙霧、不腐蝕設(shè)備、易于控制和無污染等優(yōu)點(diǎn)[4?6]。隨著鋁系合金的應(yīng)用領(lǐng)域不斷擴(kuò)大，人們對其后續(xù)的深加工和最終產(chǎn)品的質(zhì)量要求不斷提高，為改善鋁系合金的組織與性能，這就需要對其進(jìn)行細(xì)化處理。在工業(yè)生產(chǎn)中，變質(zhì)劑往往以線材的形式加入到熔體中，以提高細(xì)化效果和降低成本，Al-Sr合金的細(xì)化性能取決于Al4Sr相的相貌和尺寸[7]。目前，大量研究主要集中在添加鋁鍶中間合金變質(zhì)后鑄造鋁硅合金力學(xué)性能的改變，而對鋁鍶中間合金基礎(chǔ)性研究幾乎沒有。

Al-Sr合金的加工方式主要有半連續(xù)鑄造?擠壓法，而采用連鑄連擠方法生產(chǎn)鋁鍶線材相對較少。連續(xù)擠壓法具有工藝簡單、材料利用率高、生產(chǎn)效率高、節(jié)能環(huán)保等優(yōu)點(diǎn)[8?9]，使其在鋁鍶合金線材的生產(chǎn)中具有明顯的優(yōu)勢和巨大的潛力。然而鋁鍶合金變形溫度高、鑄態(tài)鋁鍶合金孔隙度大，因此，鋁鍶合金連續(xù)擠壓在塑性變形機(jī)理和工藝參數(shù)等方面還有待進(jìn)一步 研究。

金屬材料的熱變形行為是材料重要特性之一，是制定材料熱加工工藝的重要依據(jù)，它同時(shí)受變形溫度、應(yīng)變速率、變形程度以及變形體內(nèi)顯微組織的綜合影響。材料本構(gòu)方程模型是有限元塑性成形數(shù)值模擬的理論基礎(chǔ)，其計(jì)算精度是有限元理論計(jì)算的關(guān)鍵，并且直接影響計(jì)算結(jié)果準(zhǔn)確性和計(jì)算速度[10?12]，對于分析評價(jià)金屬材料成形性能特征和成形工藝有著指導(dǎo)意義[13?14]?？芰宙碌萚15]研究了7150鋁合金高溫?zé)釅嚎s變形流變應(yīng)力行為及其顯微組織演化規(guī)律，結(jié)果表明，在變形溫度低于450 ℃時(shí)合金主要軟化機(jī)制是動態(tài)回復(fù)，在變形溫度較高且應(yīng)變速率較低時(shí)合金主要軟化機(jī)制為動態(tài)再結(jié)晶。陳修梵等[16]研究了7050鋁合金熱壓縮變形的流變行為及顯微組織演變，發(fā)現(xiàn)高變形溫度和低應(yīng)變速率下，晶內(nèi)位錯(cuò)密度下降，晶界變得平直而清晰，流變應(yīng)力減小。賈樂等[17]研究了7085鋁合金的高溫壓縮流變應(yīng)力及軟化行為，建立應(yīng)變量與本構(gòu)方程參數(shù)之間的關(guān)系，發(fā)現(xiàn)合金流變行為差異及動態(tài)回復(fù)再結(jié)晶與第二相粒子相關(guān)。本文作者以熱壓縮實(shí)驗(yàn)為基礎(chǔ)，研究了鋁鍶合金在不同變形條件下的熱變形行為和顯微組織演化，并建立描述鋁鍶合金流變特性的本構(gòu)方程，為制定合理的鋁鍶合金成形工藝提供理論依據(jù)，以改善產(chǎn)品的顯微組織和性能。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為輪帶式鑄造生產(chǎn)的鑄態(tài)Al10Sr合金，實(shí)驗(yàn)在Gleeble?1500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。將鑄態(tài)坯料加工成直徑8 mm×15 mm圓柱形試樣，在圓柱試樣兩端淺槽內(nèi)添加潤滑劑。實(shí)驗(yàn)溫度分別為200、300、400和500 ℃，應(yīng)變速率選取0.01、0.1和1 s?1，總壓縮變形量為60%。實(shí)驗(yàn)前在熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)上以 5 ℃/s的速率將試樣加熱到變形溫度，保溫3 min后進(jìn)行壓縮實(shí)驗(yàn)。壓縮變形后，將試樣迅速冷卻至室溫以保留高溫變形組織。試樣均選取中心橫截面處組織，之后用OLYMPUS-BX41M型金相顯微鏡和VEGA-TSCAN型掃描電鏡觀察組織。實(shí)驗(yàn)中計(jì)算機(jī)處理系統(tǒng)自動控制實(shí)驗(yàn)參數(shù)并采集實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)。

2 結(jié)果與討論

2.1 熱壓縮流變應(yīng)力曲線分析

2.1.1 變形溫度對流變應(yīng)力的影響

圖1所示為不同應(yīng)變速率下鋁鍶合金的真實(shí)應(yīng)力?應(yīng)變曲線。由圖1可以看出，Al-Sr合金高溫塑性變形時(shí)流變應(yīng)力呈明顯的階段性。在起始階段，流變應(yīng)力隨著應(yīng)變的增加迅速升高，曲線斜率很大。在第二階段，隨著變形量的進(jìn)一步增加，曲線斜率逐漸減小，流變應(yīng)力到達(dá)峰值。在最終階段，達(dá)到峰值后出現(xiàn)了兩種情況：當(dāng)變形溫度為200和300 ℃時(shí)，流變應(yīng)力不隨變形程度的增加而改變，即進(jìn)入了穩(wěn)態(tài)變形階 段[18]；當(dāng)變形溫度為400和500 ℃時(shí)，流變應(yīng)力先下降減小而后趨于穩(wěn)定不變。這是因?yàn)樽冃纹鹗茧A段，晶粒內(nèi)部位錯(cuò)密度急劇增加，相互纏結(jié)交割，材料產(chǎn)生加工硬化作用，應(yīng)力急劇增大；隨著變形的進(jìn)行，位錯(cuò)繼續(xù)增加，加工硬化持續(xù)增強(qiáng)，但是由于螺位錯(cuò)的交滑移和刃型位錯(cuò)的攀移所引起的軟化作用也增強(qiáng)，流變應(yīng)力逐漸達(dá)到最大值[19?20]。當(dāng)變形溫度較低時(shí)(200和300 ℃)，合金熱變形達(dá)到一定程度時(shí)，合金中的加工硬化作用和位錯(cuò)相互銷毀的動態(tài)軟化達(dá)到平衡，流變應(yīng)力到達(dá)峰值后就直接趨于穩(wěn)定；當(dāng)變形溫度較高時(shí)(400和500 ℃)，熱激活作用增加，各種缺陷運(yùn)動勢能壘下降[21]，合金顯微組織動態(tài)演化產(chǎn)生的軟化作用大于加工硬化作用，這就使得位錯(cuò)密度降低，材料流變應(yīng)力下降，最終材料的硬化作用和軟化作用達(dá)到動態(tài)平衡，流變應(yīng)力趨于穩(wěn)定。

圖1 不同應(yīng)變速率下鋁鍶合金的真實(shí)應(yīng)力?應(yīng)變曲線

表1所列為不同條件下鋁鍶合金熱壓縮峰值應(yīng)力。從圖1和表1可以看出，在同一應(yīng)變速率下，流變應(yīng)力隨變形溫度的增加而減小。這是因?yàn)樽冃螠囟壬邥r(shí)，原子熱振動增強(qiáng)，原子擴(kuò)散能力增加，原子熱激活能增強(qiáng)，位錯(cuò)的交滑移和攀移所引起的軟化作用也增強(qiáng)，異號位錯(cuò)相互抵消，位錯(cuò)密度降低，金屬內(nèi)部畸變能降低，從而提高了合金塑性，降低了金屬強(qiáng)度，流變應(yīng)力相應(yīng)降低。

表1 不同變形條件下合金的峰值應(yīng)力

2.1.2 應(yīng)變速率對流變應(yīng)力的影響

圖2所示為變形溫度400 ℃時(shí)鋁鍶合金的真實(shí)應(yīng)力?應(yīng)變曲線，在同一變形溫度條件下，流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率的增加而增加。隨著應(yīng)變速率的增加，一方面單位應(yīng)變的變形時(shí)間縮短，位錯(cuò)增殖數(shù)目增加，位錯(cuò)運(yùn)動速度加快，位錯(cuò)運(yùn)動受阻，位錯(cuò)相互交割的幾率增大，促使臨界剪切應(yīng)力大幅提高，流變應(yīng)力增加。另一方面應(yīng)變速率的增加，很多區(qū)域的位錯(cuò)來不及相互抵消，軟化程度降低，導(dǎo)致流變應(yīng)力峰值和穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力值都增加。

圖2 變形溫度400 ℃時(shí)鋁鍶合金的真實(shí)應(yīng)力?應(yīng)變曲線

2.2 高溫塑性變形過程中顯微組織演變

2.2.1 變形溫度對顯微組織的影響

圖3所示為鑄態(tài)Al10Sr坯料的顯微組織。從背散射電子圖像可以看出，鋁鍶合金是由鋁基體和第二相Al4Sr(強(qiáng)化顆粒)組成?；w中呈長針狀分布的粒子即為Al4Sr相，初生Al4Sr相粒子相互交叉，分布不均勻，Al4Sr相粒子的平均長度為500~600 μm。鑄態(tài)鋁鍶合金基體中存在大量宏觀孔洞(見圖3(a))，長針狀A(yù)l4Sr相是由許多不規(guī)則顆粒沿著特定方向排列組成，幾乎所有析出的Al4Sr粒子上具有不規(guī)則形狀的微孔或微裂紋(見圖3(b))。由此可以知道，輪帶式鑄造生產(chǎn)的鋁鍶合金缺陷很多。

圖4所示為應(yīng)變速率為0.01 s?1時(shí)不同變形溫度下合金的金相顯微組織。在高溫塑性變形過程中，變形溫度對于第二相Al4Sr顆粒的細(xì)化效率起著重要作用，在熱壓縮后，Al4Sr相破裂(破裂包括原有序排列的Al4Sr顆粒變得無序排列以及Al4Sr顆粒的破碎)并造成強(qiáng)化粒子分布的不均勻。

當(dāng)變形溫度200 ℃時(shí)，Al4Sr相破碎甚少，部分發(fā)生斷裂，呈粗大長針狀并錯(cuò)亂不均勻分布，變形主要發(fā)生在基體上；當(dāng)變形溫度為300 ℃時(shí)，部分Al4Sr相發(fā)生破裂，尺寸減小，原來長針狀的Al4Sr相變成具有一定的曲線流線形；當(dāng)變形溫度為400 ℃時(shí)，Al4Sr相破碎嚴(yán)重并呈板塊狀，尺寸細(xì)小，部分Al4Sr相堆積在一起；當(dāng)變形溫度500 ℃時(shí)，Al4Sr相板塊狀，但尺寸要比400 ℃時(shí)要大的多，部分形貌以彎曲線的形式分布在基體中。在較低溫度下(200 ℃和300 ℃)，由于壓縮過程中產(chǎn)生位錯(cuò)飽和，超過粒子的抗拉強(qiáng)度導(dǎo)致在顯微組織中形成了微裂紋，在張力作用下，材料發(fā)生塑性變形，通過空隙聚集產(chǎn)生的微裂紋阻礙了裂紋的生長[22]；在400 ℃時(shí)，高溫下合金塑性變形軟化作用增強(qiáng)，加工硬化作用減弱，材料易于變形，第二相顆粒形貌尺寸變化較大；在較高溫度下(500 ℃)，Al4Sr相粒子易于彎曲，變得有韌性而不易破碎，這是因?yàn)榇藭r(shí)溫度超過了其脆韌轉(zhuǎn)變溫度(BDTT)，顆粒變得具有延展性[23]。

圖3 鑄態(tài)Al10Sr坯料的顯微組織

圖4 不同變形溫度下鋁鍶合金的金相組織

2.2.2 應(yīng)變速率對鋁鍶合金顯微組織的影響

圖5所示為變形溫度400 ℃時(shí)不同應(yīng)變速率下鋁鍶合金的顯微組織。從金相圖可以看出，當(dāng)應(yīng)變速率為0.01 s?1和0.1 s?1時(shí)Al4Sr相破裂嚴(yán)重并呈板塊狀，尺寸較小，Al4Sr相在基體相中的分布不均勻，部分堆積在一起。當(dāng)應(yīng)變速率為1 s?1時(shí)，Al4Sr相發(fā)生斷裂，但是宏觀來看仍然呈長桿狀。這是因?yàn)樵谳^低變形速率下，合金塑性變形時(shí)變形抗力小，材料軟化作用增強(qiáng)，材料易于成形，Al4Sr相易于破碎呈塊狀；在較高變形速率下，材料變形時(shí)間短，加工硬化作用強(qiáng)，塑性變形抗力大，變形主要以基體的變形為主，Al4Sr相變化不大。

由上述分析可知，鋁鍶合金熱變形主要以鋁基體變形為主，伴隨的是粗大的第二相Al4Sr相發(fā)生破裂。鋁合金屬于高層錯(cuò)能金屬，其熱變形主要恢復(fù)機(jī)制為動態(tài)回復(fù)[24]；鋁合金熱變形的實(shí)質(zhì)是位錯(cuò)的運(yùn)動、增殖和銷毀[21]。鋁基體在熱變形過程中，原子擴(kuò)散、位錯(cuò)運(yùn)動及相互銷毀的難易程度都決定了其軟化機(jī)制作用的大小，但與此同時(shí)晶界遷移也會影響合金的顯微結(jié)構(gòu)的演變。GOURDET等[25]研究發(fā)現(xiàn)對于高層錯(cuò)能金屬，在熱壓縮過程中有晶界遷移現(xiàn)象。晶界遷移數(shù)量越多、遷移速率越快越容易影響合金顯微結(jié)構(gòu)演變。李俊杰等[26]采用相場法，研究了不同體積及不同尺寸的第二相顆粒對晶粒組織演化及其生長動力學(xué)的影響，研究認(rèn)為第二相顆粒體積分?jǐn)?shù)越大，單個(gè)第二相顆粒尺寸越大，對晶界釘扎作用越強(qiáng)，而當(dāng)體積分?jǐn)?shù)一定時(shí)，第二相顆粒尺寸越小，總的釘扎效果越強(qiáng)，最終系統(tǒng)的晶粒尺寸越小。當(dāng)變形溫度較低(200和300 ℃)和應(yīng)變速率較高(1 s?1)時(shí)，第二相顆粒Al4Sr相發(fā)生斷裂，破碎程度小，對基體晶粒晶界的釘扎作用強(qiáng)，在熱變形過程中，位錯(cuò)釘扎、晶界遷移都會受到制約，恢復(fù)軟化機(jī)制減弱，塑性變形抗力大；當(dāng)變形溫度較高(400和500 ℃)和應(yīng)變速率較低(0.1和0.01 s?1)時(shí)，Al4Sr相破裂嚴(yán)重，鋁基體原子擴(kuò)散、位錯(cuò)運(yùn)動和晶界遷移都有一定程度的增強(qiáng)，恢復(fù)軟化機(jī)制能力增大，流變應(yīng)力變小；變形溫度為500 ℃時(shí)，第二相顆粒尺寸雖比400 ℃時(shí)大，但溫度對合金恢復(fù)軟化機(jī)制的影響遠(yuǎn)大于第二相顆粒的作用，從彎曲狀的Al4Sr相可以看出，故流變應(yīng)力小。

圖5 不同應(yīng)變速率下鋁鍶合金的金相組織

綜上所述，鋁鍶合金熱塑性變形工藝參數(shù)和顯微組織演變之間的關(guān)系錯(cuò)綜復(fù)雜，在應(yīng)變速率和變形溫度的雙重影響下，合金的應(yīng)力、應(yīng)變會發(fā)生變化，其顯微組織也會發(fā)生變化。顯微組織演變不僅受變形溫度、應(yīng)變速率等外在因素的影響，而且還取決于合金基體中第二相顆粒尺寸大小。

3 本構(gòu)方程的建立

本構(gòu)方程是表征金屬塑性變形時(shí)流變應(yīng)力和應(yīng)變之間的關(guān)系[27?28]。Al-Sr合金在熱變形過程中對變形溫度和應(yīng)變速率都很敏感。材料的本構(gòu)模型有很多種，不存在普遍使用的構(gòu)造方法，而大多數(shù)模型屬于經(jīng)驗(yàn)或半經(jīng)驗(yàn)?zāi)Ｐ?，本文作者依?jù)Arrhenius方程中雙曲正弦模型進(jìn)行建立[29?31]：

式中：=1，先對式(1)、(2)和(3)取自然對數(shù)，分別得到：

圖6 不同溫度下鋁鍶合金峰值應(yīng)力與應(yīng)變速率之間的關(guān)系

鋁鍶合金連續(xù)擠壓過程中沒有發(fā)生相變，假定在一定范圍內(nèi)熱變形激活能與變形溫度無關(guān)[33]，對式(4)求偏微分可得到如下方程：

式中：值和值可以通過圖7和圖8中直線的斜率平均值求得，則變形激活能=179165 J/mol。

金屬材料高溫塑性變形行為是材料內(nèi)部微觀變形機(jī)理和顯微組織演化的綜合表現(xiàn)。Zener和Hollomon研究[34]指出，材料熱變形行為受變形激活能影響，所以應(yīng)力應(yīng)變之間的關(guān)系又可以由參數(shù)來表示：

圖7 關(guān)系圖

圖8 關(guān)系圖

將參數(shù)方程代入式(1)中，兩邊取自然對數(shù)得：

圖9 關(guān)系曲線

將求得的、、及代入式(1)，得到Al-Sr合金Arrhenius流變應(yīng)力本構(gòu)方程，該方程可用來模擬Al10Sr合金一般加載條件下(變形溫度300~500 ℃時(shí))的熱成形過程，其表達(dá)式為

4 結(jié)論

1) 鋁鍶合金熱變形流變應(yīng)力隨著變形溫度的降低和應(yīng)變速率的升高而增加，說明變形溫度和應(yīng)變速率是影響其變形工藝的主要因素。在整個(gè)變形過程，材料經(jīng)歷了從加工硬化階段逐漸過渡到穩(wěn)態(tài)變形 階段。

2) 當(dāng)變形溫度較低(200和300 ℃)和應(yīng)變速率較高(1 s?1)時(shí)，合金中Al4Sr相主要呈長針狀，其形貌和尺寸沒有明顯變化；變形溫度較高時(shí)(400和500 ℃)和變形速率較低(0.01和0.1 s?1)時(shí)，Al4Sr相破碎嚴(yán)重，呈板塊狀；變形溫度為500 ℃時(shí)，溫度超過了第二相顆粒脆韌轉(zhuǎn)變溫度(BDTT)，Al4Sr相具有延展性而易發(fā)生彎曲變形。

3) 鋁鍶合金恢復(fù)軟化機(jī)制主要是動態(tài)回復(fù)，原子擴(kuò)散、位錯(cuò)釘扎、晶界遷移以及第二相顆粒尺寸對硬化和軟化行為有顯著的影響。

4) 依據(jù)熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)結(jié)果，采用Arrhenius方程中雙曲正弦模型來描述鋁鍶合金應(yīng)力與應(yīng)變之間的關(guān)系，利用Origin軟件進(jìn)行線性回歸，建立其本構(gòu) 方程。

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Pyroplastic deformation behavior andconstitutive equation of Al-Sr alloy

WAN Fan, YUN Xin-bing, BI Sheng, PEI Jiu-yang

(Engineering Research Center of Continuous Extrusion, Dalian Jiaotong University, Dalian 116028, China)

The pyroplastic deformation experiment of Al-Sr alloy was studied on the Gleeble-1500 thermal-mechanical simulator, which was based on the continuous extrusion process. The pyroplastic deformation behavior of Al-Sr alloy was systematically studied the effects of deformation temperature and strain rate on the flow stress and Al4Sr phase of Al-Sr alloy during hot deformation were analyzed, and the constitutive equation of Al-Sr alloy by linear regression analysis was established. The results show that the main softening mechanism of the Al-Sr alloy under the pyroplastic deformation is dynamic recovery; and the rheological stress decreases with increasing the temperature, and increases with increasing the strain rate. When the deformation temperature was 400 ℃, the Al4Sr phase break seriously; once the deformation temperature was 500 ℃, the particles become ductile and flexible. The thermal deformation behavior can be described by the Arrhenius hyperbolic sine equation with Zener-Hollomon parameters.

Al-Sr alloy; pyroplastic deformation; rheological stress; microstructure; constitutive equation

Project(LR2015011) supported by Universities Excellent Talent Support Plan of Liaoning Province, China

2017-05-10;

2017-07-28

YUN Xin-bing; Tel: +86-411-84109416; E-mail: yunxb@djtu.edu.cn

遼寧省高等學(xué)校優(yōu)秀人才支持計(jì)劃資助項(xiàng)目(LR2015011)

2017-05-10；

2017-07-28

運(yùn)新兵，教授，博士；電話：0411-84109416；E-mail：yunxb@djtu.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.05.04

1004-0609(2018)-05-0888-09

TG301；TG146.2

A

(編輯 龍懷中)