任鈺鵬， 劉 平， 陳小紅， 周洪雷， 梁曉飛

(上海理工大學 材料與化學學院， 上海 200093)

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

變形熱處理工藝和合金化是提高鋁基導體力學性能和導電性的重要手段。為了滿足工業(yè)生產(chǎn)要求，需要對材料進行加工變形，如拉拔、鍛造、軋制等，并且為了使材料滿足某些特性，常常需要進行熱加工[3]。金屬在較高溫度下變形時，會同時存在加工硬化和動態(tài)軟化過程。動態(tài)軟化分為動態(tài)回復和動態(tài)再結(jié)晶，鋁是一種高層錯能的金屬，因為其在熱變形過程中容易形成多邊化的亞結(jié)構，所以其極易發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。材料的動態(tài)再結(jié)晶行為不僅對金屬熱變形的流變應力產(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導電合金在時效過程中會析出Al3(Er/Ce, Zr)與MgSi兩種強化相，但各自的析出溫度區(qū)間不一致。A1-Mg-Si系鋁合金常規(guī)的時效處理制度為單級時效處理，其峰時效處理溫度根據(jù)成分的不同在150～210 ℃之間，處理時間在1～16 h之間，此時效過程主要析出MgSi強化相。文獻[5-6]研究表明，A13(Sc/Er/Ce，Zr)為高溫時效相，其最佳時效溫度區(qū)間在300～400 ℃之間。本文通過Gleeble-3500測得新型Al-Mg-Si-RE合金在不同應變速率和變形溫度下的真應力-真應變曲線，建立其本構方程，分析了熱加工參數(shù)對該合金的流變應力、性能和微觀組織的影響，結(jié)合熱加工圖得到了合金動態(tài)再結(jié)晶的臨界條件，確定了最優(yōu)的熱加工工藝，為實際加工生產(chǎn)提供理論依據(jù)。

1 試驗材料及方法

試驗材料為4種設計成分的Al-Mg-Si-RE合金，其化學成分如表1所示。

表1 試驗合金的化學成分 (質(zhì)量分數(shù)，%)

將520 ℃×12 h均勻化退火后的4種Al-Mg-Si-RE-B-Zr合金進行350 ℃熱軋(50%變形量)，520 ℃×1 h 固溶水淬，300 ℃×0.5 h高溫時效，冷軋90%變形量和170 ℃時效處理后，對其進行導電性和抗拉強度測試，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熱模擬機進行熱壓縮試驗。變形溫度分別為 300、350、400、450 ℃，應變速率分別為 0.001、 0.01、0.1及1 s-1。設定試樣的壓縮變形量為50%，加熱速度為 5 ℃/s，試樣達到指定變形溫度后保溫2 min，保溫結(jié)束后進行熱壓縮試驗。壓縮完成后立即對試樣進行水冷，保留熱壓縮后的組織形貌，進行拋光處理，使用顯微硬度計對試樣進行10次不同位置的測試，取平均值，載荷砝碼為200 g，加載時間為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 試驗結(jié)果和分析

2.1 Mg/Si比對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，但都存在樹枝晶。組織主要由分布在晶界處的長條相、基體內(nèi)部的棒狀相和顆粒相以及在α-Al枝晶處的復雜共晶相構成。從圖1(a，b)可以看出，當Mg/Si為1.1和1.4時，該合金的鑄態(tài)顯微組織差異不大，晶粒較小。當Mg/Si比為1.1時，基體內(nèi)部有較多的顆粒相，這是添加的稀土元素Ce、Er和鋁合金中過剩的Si形成的顆粒第二相。從圖1(c，d)可以看出，當Mg/Si比為1.6和1.8時，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)過熱軋-固溶-高溫時效-冷軋-低溫時效后的性能測試結(jié)果。合金的導電率隨著時效時間的增加而增加，在10 h后進入一個平穩(wěn)期。固溶處理得到高濃度的過飽和固溶體，然后經(jīng)過水淬會形成大量過飽和空位[7]。合金時效可以使脫溶相形成以及空位湮滅。Al-Mg-Si系合金時效過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，所以當合金主要析出β″相時，合金具有良好的力學性能和導電性。當形成穩(wěn)態(tài)相β時，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Mg/Si比小于1.73時，合金中會存在更多的β″相。從圖2(a)可以看到，當Mg/Si比為1.4時，合金導電性最高，達到了61.1%IACS，同時其強度達到了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Mg/Si比為1.4時，該合金具有優(yōu)良的微觀結(jié)構和性能。因此后文僅以Mg/Si比為1.4的合金為研究對象。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性能。

圖2 熱軋-固溶-高溫時效-冷軋-低溫時效后Al-Mg-Si-RE合金的性能及析出相(a)導電率;(b)抗拉強度;(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 真應力-應變曲線

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變速率下的高溫壓縮真應力-真應變曲線。由圖3可知，在相同變形溫度下，合金的流變應力都是隨著應變速率的增大而增大。在變形初期，合金的應力都隨著應變的增加而快速增加，這是因為變形初期產(chǎn)生大量的位錯，此時處于加工硬化階段。隨后，隨著真應變的持續(xù)增加，流變應力緩慢增加或趨于平緩，此時合金處于穩(wěn)態(tài)變形階段。在這4種變形溫度下，當應變速率分別為1 s-1和0.1 s-1時，在穩(wěn)態(tài)變形階段，合金的流變應力隨著應變的增加而緩慢增加，說明此時加工硬化作用始終強于動態(tài)軟化的作用，這可能是因為單位時間引入位錯過多的原因。當應變速率分別為0.001 s-1和0.01 s-1時，4種溫度下的合金隨著真應變的增加，流變應力的數(shù)值幾乎不再變化，這是因為在穩(wěn)態(tài)變形階段，合金應變速率緩慢，晶體內(nèi)存有更多儲存能發(fā)生動態(tài)回復，動態(tài)回復過程縮短，此時加工硬化作用與動態(tài)軟化作用基本互相抵消。但在變形溫度為450 ℃，應變速率為0.01 s-1時，可以明顯從圖3(d)看到流變應力隨著應變的增加而快速達到一個極值，隨后隨著應變的增加而降低，最后趨于平緩，這是典型的動態(tài)再結(jié)晶曲線，說明合金在較高變形溫度和較低應變速率下發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶。

圖3 Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金的真應力-真應變曲線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 本構方程

鋁合金在高溫變形時，流變應力的大小主要與材料成分、熱加工工藝有關。根據(jù)前文研究選擇了最優(yōu)化學成分合金，探究實際生產(chǎn)過程中，熱加工工藝(應變速率，變形溫度)對最優(yōu)化學成分合金流變應力的影響。合金的流變應力表達式為[9]：

(1)

①當應力水平較低，ασ≤0.8時，滿足指數(shù)關系：

(2)

②當應力水平較高，ασ≥1.2時，滿足指數(shù)關系：

(3)

(4)

式中：A、α和n為與溫度無關的材料常數(shù)；A為材料的結(jié)構因子，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力的常用函數(shù)Zener-Hollomon模型對該鋁合金的流變應力進行研究[12]：

(5)

(6)

(7)

用Z參數(shù)表示該函數(shù)為[13]：

(8)

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

(9)

(10)

(11)

圖4 應變速率對Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金流變應力的影響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)對應的是低應力狀態(tài)，選取400、450 ℃兩條擬合直線斜率的平均值n1=8.423。公式(10)對應的是高應力狀態(tài)，選取峰值應力較高的狀態(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。將合金的流變應力和應變速率代入公式(11)，同樣對其進行一元線性回歸處理，得到圖5，計算斜率平均值，得到該合金的應力指數(shù)n=6.9913，且相關系數(shù)同樣大于0.95，說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，lnsinh(ασ)為縱坐標，將合金的流變應力與變形溫度代入公式(13)進行線性回歸，得到圖6。由圖6可知，試驗數(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。

對式(5)取對數(shù)得到：

lnZ=lnA+nln[sinh(ασ)]

(14)

將變形激活能Q、變形溫度和應變速率代入公式(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，以及對應的lnsinh(ασ)值利用Origin繪圖，并對其進行最小二乘法線性回歸，得到的關系如圖7所示。由圖7可知，lnZ和lnsinh(ασ)的相關系數(shù)r=0.971 76，表明這兩個參數(shù)的線性相關性很高。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進行后續(xù)計算，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)構因子A、應力指數(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合金用于所有應力狀態(tài)的流變應力本構方程：

(15)

或者用Z參數(shù)來表示，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)

將應變速率和變形溫度代入公式(17)，計算得到合金在不同變形條件下的真應力理論值，將理論值與試驗值進行繪圖比較，如圖8所示。實際測試真應力與計算得到的理論值的相對誤差在10%以內(nèi)，說明公式(17)可以比較準確地反映所研究合金的流變應力隨不同變形條件的變化情況，以便于在實際熱加工過程中，預測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和數(shù)據(jù)。

2.4 熱變形條件對組織性能的影響

圖9是Al-0.56Mg-0.4Si-0.2Er-0.2Ce-0.05B-0.05Zr合金在相同應變速率0.01 s-1下，變形溫度分別為300、350、400、450 ℃時的顯微組織，圖10是對應的硬度值曲線。由圖9可以看到，當變形溫度為300 ℃和350 ℃時，合金晶粒主要以拉長的結(jié)構為主。當變形溫度為400 ℃和450 ℃時，長條狀晶粒減少，合金動態(tài)再結(jié)晶效果明顯。硬度值隨著變形溫度的升高而減小，同樣說明了合金內(nèi)部發(fā)生了動態(tài)回復和動態(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，應變速率分別為0.001、0.01、0.1、1 s-1時的顯微組織，圖12是其對應硬度值曲線。由圖11可以看到，當變形溫度為450 ℃時，合金出現(xiàn)了較多的再結(jié)晶等軸晶粒，當應變速率為1 s-1時，合金還存在較多的細長晶粒；大多數(shù)再結(jié)晶晶粒還未長大，這可能是因為稀土元素和Zr的添加，抑制了再結(jié)晶晶粒的進一步長大。當應變速率越小時，合金發(fā)生的動態(tài)再結(jié)晶越充分，其硬度值也更低。

圖11 不同應變速率下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)，預測和優(yōu)化熱變形工藝參數(shù)。目前加工圖已經(jīng)廣泛應用于鋁合金、鎂合金、鈦合金等材料，并且通常是基于動態(tài)材料模型(DMM)來構建[14]。

動態(tài)材料模型認為熱加工材料是一個非線性功率耗散器，加工過程看成是能量耗散系統(tǒng)。材料在加工過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，并且整個耗散過程是不可逆的，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m=0時，J=0，說明此時熱加工過程中能量不發(fā)生耗散；當m=1時，J=P/2，此時耗散協(xié)量達到最大值。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，可以反映材料發(fā)生動態(tài)軟化等過程。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)

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

圖13是根據(jù)計算的功率耗散系數(shù)η和合金變形條件繪制出的合金耗散圖。合金在壓縮過程中出現(xiàn)了4個耗散峰值。當變形溫度在300～330 ℃，應變速率在0.001 s-1附近；當變形溫度在335～395 ℃，應變速率在0.01～0.1 s-1；當變形溫度在442～450 ℃，應變速率在0.001 s-1和1 s-1附近都出現(xiàn)了耗散峰值。當功率耗散系數(shù)η大于0.6時，材料一般處于超塑性區(qū)域或者開裂區(qū)域，當功率耗散系數(shù)η小于0.3時，材料一般在不安全區(qū)域，當功率耗散系數(shù)在0.30～0.55時，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 ℃，應變速率為0.001 s-1時，合金的功率耗散系數(shù)η穩(wěn)定在0.3以上，說明合金此時微觀組織轉(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Mg/Si比為1.4時，新型Al-Mg-Si-RE合金具有優(yōu)異的導電性和力學性能，其導電率最大可達到61.1%IACS，抗拉強度最高可達281.5 MPa。

2) 新型Al-Mg-Si-RE合金的真應力-真應變曲線表明，流變應力隨變形溫度的升高、應變速率的降低而降低；流變應力隨應變的增加而快速增加，達到峰值應力后，由加工硬化階段進入穩(wěn)態(tài)變形階段，此時發(fā)生動態(tài)回復和動態(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)對該鋁合金的流變應力進行研究，本構方程為：

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的應變速率下有明顯的動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象。由動態(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 ℃，應變速率為0.001～0.015 s-1；變形溫度為430～450 ℃時，應變速率為0.001或1 s-1附近。