5052鋁合金單雙道次壓縮動態與靜態軟化行為探討

黎 勇

（西南鋁業（集團）有限責任公司，重慶 九龍坡 401326）

5052鋁合金單雙道次壓縮動態與靜態軟化行為探討

黎 勇

（西南鋁業（集團）有限責任公司，重慶 九龍坡 401326）

實驗采用Gleeble-1500D熱模擬試驗機對5052鋁合金進行等溫熱壓縮，研究了該合金動態軟化特征和靜態軟化特征,變形溫度330～480℃，應變速0.005～0.05/s。結果表明，5052鋁合金在熱壓縮過程中發生了動態軟化和靜態軟化，首道次壓下量顯著地影響了道次間的靜態軟化率。結合流變應力曲線和顯微組織分析，揭示了動態軟化機制主要為動態回復，而靜態軟化主要是靜態再結晶的結果。

5052鋁合金；動靜態軟化；軟化率；回復與再結晶

0 前 言

5052鋁合金屬于Al-Mg系熱處理不可強化型防銹鋁合金，具有良好的成形性、可焊性及抗蝕性，并且與1系和3系相比，該合金具有較高的強度。因此，它在交通運輸、航空航天、電子通訊和輕工建材等領域已經得到了廣泛的應用[1～3]。

為了使金屬軋制過程中具有合適的流動應力和延性，大多數工業上的熱成形選用多道次變形軋制工藝。然而鋁合金在多道次熱軋過程實際生產中，不可避免地存在變形道次間的停歇。在此停歇過程中，合金內部組織和性能都將發生變化，從而影響后續變形并表現出不同的力學行為，這種力學行為通常表現為流變應力下降，即道次間靜態軟化[4]。道次間靜態軟化的主要機制包括靜態回復（SRV）、靜態再晶界（SRX）以及亞動態再晶界（MDRX）[6、10]。動靜態軟化過程與熱軋產品的組織性能有直接聯系，在實際生產中必須考慮該因素。

因此，針對變形過程中動靜態軟化行為，對5052鋁合金分別進行了單道次和雙道次間隙式等溫熱壓縮模擬試驗。結合不同溫度、應變速率和首道次應變量等壓縮變形條件下的流變應力曲線和相應顯微組織，探討了5052鋁合金在熱軋模擬過程中動態和靜態軟化機制，為實際生產提供理論依據。

1 實驗材料及方法

實驗材料采用西南鋁業提供的經熔鑄工藝生產的5052鋁合金半連續鑄錠，其名義成分見表1。熱模擬實驗前，鑄錠在SX2-512箱式電阻爐中進行470℃×2h、空冷均勻化處理。合金錠均勻化退火處理后，采用車削加工最終獲得φ10mm×12mm的小圓柱體熱模擬壓縮試樣。

表1 5052鋁合金的名義化學成分（質量分數/%）

等溫熱壓縮實驗設備為Gleeble-1500D熱模擬試驗機。為減少外摩擦的影響，試樣端面采用石墨潤滑劑保持良好的潤滑條件。壓縮變形溫度330～480℃（加熱速度5℃/s，壓縮前保溫30s），應變速率0.005～0.05/s。單道次和雙道次壓縮變形總應變量都為1.10，為了考察首道次應變量對道次間靜態軟化的影響，雙道次壓縮變形時首次應變量ε1分別采用0.18和0.41；道次間停留時間Δt為30s和60s。變形結束后2s內立即將試樣淬火，以盡可能地將熱變形組織保存下來。

2 實驗結果

2.1 單道次壓縮動態軟化特征

5052鋁合金等溫壓縮時的真應力-真應變曲線如圖1所示。可以看出，5052鋁合金試驗條件表現出典型熱變形流變特征，即在等溫壓縮變形過程中流變應力先隨應變量的增加而迅速上升，達到峰值后流變應力不再隨應變量的增加而產生顯著的變化，呈現出穩態流變軟化。

同時，隨著變形溫度的升高，合金的穩態流變應力降低；隨著應變速率的增加，合金的穩態流變應力提高。由此可見，5052鋁合金屬于正應變速率敏感材料。此外，隨著變形溫度降低和應變速率的增加，達到穩態流變所需的應變量增大。這是由于在較低變形溫度和較高應變速率條件下，螺位錯的交滑移與刃位錯的攀移難以充分進行，交滑移和攀移所提供的軟化程度較小，故出現穩態應力相對滯后，也就是所需的應變量增加。

根據Verlinden和Wouters[7]等人提出的“相對軟化系數RS”概念分別為峰值應力和峰值應力后發生Δε=0.25真應變所對應的應力值。相對軟化系數RS＞0對應著合金組織的動態再結晶(DRX)軟化行為；RS＜0表明加工硬化速率大于動態軟化速率；而RS=0則視為動態回復(DRV)軟化行為。因此，可以看到，無論變形溫度和應變速率如何變化，5052鋁合金流變應力曲線相對軟化系數均趨近于零值，即該合金主要以動態回復為動態軟化機制。

圖1 5052鋁合金單道次壓縮變形下的真應力-真應變曲線

2.2 雙道次壓縮靜態軟化特征

圖2為5052鋁合金雙道次間隙式等溫壓縮變形流變應力曲線。5052鋁合金在雙道次等溫壓縮變形道次間隙時間內均發生了不同程度的軟化，即靜態軟化。各道次中的動態軟化過程與單道次等溫壓縮變形基本相似。林啟權[4]等和蔣福林[5]等分別研究了2519、3014鋁合金熱壓縮過程中靜態軟化過程，結果一致表明，隨著變形溫度的升高、應變速率的增加、以及道次間停留時間的延長，導致道次間軟化程度增加。

對比圖2c和圖2d可知，5052鋁合金在相同變形溫度、應變速率和道次間隙時間下，增加應變量有助于道次間的靜態軟化；并且，在相同應變速率變形時，首道次應變量對靜態軟化的效果更為顯著，即便是在道次間隙時間較短且變形溫度較低的情況下（如圖2a和圖2b）。因此，首道次應變量對5052鋁合金的靜態軟化起著極其重要的作用，稱之為形變誘導軟化。

為進一步量化靜態軟化程度，Raohe和Prasad[9]等人提出了軟化率（即部分軟化）。本文采用應力偏移法來評價靜態軟化特征，即：FS=(σm-σ2)/ (σm-σ1)，σ1、σ2分別為第一道次與第二道次等溫壓縮變形時的屈服應力值(ε=0.002)；σm為第一道次卸載前的流變應力值。表2列出了不同應變條件和不同道次間隙時間下5052鋁合金軟化率的計算值。與圖2得出結論一致，靜態軟化率隨變形溫度升高而增加，并且首道次應變量顯著地影響5052鋁合金的靜態軟化率：溫度同為300℃時，ε1=0.41（FS=0.54）的軟化率明顯高于ε1=0.18（FS=0.33）；即使變形溫度較低，間隙時間較短，形變誘導作用能夠使靜態軟化達到高溫較長間隙時間的效果（對比表2中480℃和430℃情形）。

圖2 5052鋁合金雙道次壓縮變形下的真應力-真應變曲線

表2 影響5052鋁合金道次間靜態軟化程度的因素

3 分析及討論

當單道次壓縮變形應變速率一定時，隨著變形溫度的升高，材料的熱激活作用增強，從而材料內位錯和空位的活性提高，導致螺位錯的交滑移、刃位錯的攀移、空位的擴散和位錯脫釘等動態回復能力增強使得動態軟化；變形溫度一定時，應變速率加快，材料變形時間短來不及產生動態回復或者再結晶軟化，從而動態軟化能力降低[6]。

眾所周知，鋁及其多數合金屬于典型的高層錯能(SFE)材料[8]。在熱加工過程中，其不全位錯容易束集為全位錯(或者說全位錯不易擴展成不全位錯和層錯)，故螺位錯的交滑移與刃位錯的攀移阻力較小，導致異號位錯對消以及位錯重排而成為具有較低能量的位錯組態，即產生動態回復而形成多邊形化的亞結構且消耗大部分變形儲能，從而降低了合金動態再結晶所需的驅動力而使其較難發生。因此，即使是在T=480℃, ?=0.005s-1高溫、低應變速率條件下，合金微觀組織呈現典型的纖維狀組織特征，且伴隨著少量動態再結晶組織產生（圖3a所示）。這與圖1中5052鋁合金發生的動態軟化過程相符，動態回復在動態軟化過程中占主導地位，流變應力達到峰值后趨于穩態，沒有明顯的動態再結晶軟化特征。

需要說明的是合金在熱模擬過程中，溫度始終保持不變（包括道次間隙時間內）。由于首道次變形動態回復殘留了較大的位錯密度及畸變能，提供了道次間隔時間靜態軟化驅動力。在道次間隙時間內，位錯出現交滑移出現低位錯密度的亞晶，通過亞晶的移動推動再結晶的形核與張大，從而促進靜態軟化。由于道次間靜態再結晶提高了合金單位體積內晶界的面積，從而在第二道次壓縮變形中可以存儲更多的形變儲能（主要以位錯的形式），進而為動態再結晶提供大量形核的核心和驅動力，增大了第二道次變形再結晶程度，故可從第二道次壓縮變形后的顯微組織反推道次間靜態再結晶程度。對比圖3a、b可以得出，相同的應變總量、應變速率和變形溫度下，采用雙道次壓縮變形后的再結晶程度更為顯著，這正是道次間靜態再結晶導致的。而從圖3b、c中可以看到，即使在相對較低溫度和較短間隙時間條件下，僅僅首道次應變量不同而引起再結晶程度接近，正說明了形變誘導靜態再結晶的重要性。

圖3 不同壓縮變形條件下5052鋁合金微觀組織(?=0.005s-1)

4 結 論

（1）5052鋁合金在Gleeble-1500D熱模擬實驗中，單道次和雙道次等溫壓縮變形過程均存在穩態流變特征；并且隨著變形溫度的降低，應變速率的升高，合金的穩態流變應力水平提高，5052鋁合金屬于正應變速率敏感材料。

（2）5052鋁合金在雙道次壓縮時，道次間隙時間內存在靜態再結晶軟化過程，首道次應變量和變形溫度對靜態再結晶起主導作用，隨著變形溫度增加，首道次應變量增加，靜態軟化率顯著提高。

（3）結合5052鋁合金流變應力曲線和顯微組織對照分析得出：單道次動態軟化和雙道次靜態軟化主導機制分別為動態回復和靜態再結晶。

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（編輯：楊毅）

On Dynamic and Static Softening Behaviors of 5052 Aluminum Alloy

LI Yong
(Southwest Aluminum (Group) Co.,Ltd., Chongqing 401326, China)

The dynamic and static softening behaviors of 5052 aluminum alloy were studied by isothermal compression tests at the strain rate of 0.005/s～0.05/s and the deformation temperature of 330℃～480℃on a Gleeble-1500D simulator. The results shows that the dynamic and static softening exits in the hot compression deformation,and the initial compression reduction can influence significantly static softening fraction (FS). Combining the flow stress curve and microstructure analysis, it revealed that the mechanism of dynamic and static softening mechanism were dynamic recovery and static recrystallization respectively.

5052 aluminum alloys; dynamic and static softening; softening fraction; recovery and recrystallization.

TG146.21，TG339

A

1005-4898(2014)03-0009-05

10.3969/j.issn.1005-4898.2014.03.02

黎勇（1968-），男，重慶南川人，金屬材料及熱處理專業，工程師。

2014-01-06