初始組織特征對2E12鋁合金熱變形行為的影響

潘素平，陳宇強，宋文煒，劉文輝

(1 中南大學 高等研究中心，長沙 410083；2 湖南科技大學 難加工材料高效精密加工湖南省重點實驗室，湖南 湘潭 411201；3 湖南科技大學 高溫耐磨材料及制備技術湖南省國防技術重點實驗室，湖南 湘潭 411201)

?

初始組織特征對2E12鋁合金熱變形行為的影響

潘素平1，陳宇強2,3，宋文煒2，劉文輝2

(1 中南大學 高等研究中心，長沙 410083；2 湖南科技大學 難加工材料高效精密加工湖南省重點實驗室，湖南 湘潭 411201；3 湖南科技大學 高溫耐磨材料及制備技術湖南省國防技術重點實驗室，湖南 湘潭 411201)

制備了富含大量共晶組織、過飽和固溶體以及富含粗大析出相3種典型組織特征的2E12合金。結合熱模擬實驗和顯微組織觀察，針對3種合金鑄錠在變形溫度為340～490℃、應變速率為0.001～10s-1下的變形行為開展研究。結果表明：組織特征對合金的熱變形行為有顯著影響。在3種合金中，富含粗大析出相合金的峰值應力較高而富含大量共晶組織合金的峰值應力較低。3種合金的流變應力均可用雙曲正弦本構關系來描述。3種合金的變形激活能分別為178.6，222.1，154.9kJ/mol。利用加工圖確定熱變形的流變失穩區，富含粗大析出相合金具有較大的可加工范圍而富含大量共晶組織合金的可加工范圍最小。

2E12鋁合金；熱變形；顯微組織；加工圖

2E12鋁合金是與美國2524合金成分相近的一種新型國產航空鋁合金，其板材具有優良的斷裂韌性、卓越的抗疲勞損傷性能，是目前國產大飛機蒙皮的首選材料[1-3]。出于經濟性和安全性的考慮，大型飛機必須采用大尺寸結構件進行組裝以減少鉚接帶來的增重和焊接所造成的強度損失[1]。蒙皮材料是飛機上應用最為廣泛的結構材料，其用量占機重的50%以上。大尺寸蒙皮材料的生產一直是工程界的難點[4,5]，并嚴重制約著國產大飛機的發展[1,3]。因此，針對大型2E12鋁合金板材的生產加工問題開展研究就顯得尤為重要。

在2E12鋁合金板材的生產過程中，熱變形是一個關鍵步驟[6-8]。黃裕金等[9]針對2E12合金在熱變形過程中的流變應力開展研究，其結果顯示合金的流變應力隨著變形溫度的升高而降低，隨著應變速率的提高而增大。此外，李立等[10]研究了2524合金在0.01～10s-1應變速率下的熱壓縮行為，研究結果表明，合金在440～500℃，0.01～0.02s-1變形條件下具有較好的成形性能。Zhan等[11]研究了2524合金的蠕變成形問題并發現晶內彌散分布的第二相粒子會顯著影響合金的動態再結晶行為。

盡管研究人員對于2E12合金的熱變形行為開展了一定研究，但是這些研究僅局限于小型鑄錠。相比于小型鑄錠，大型2E12合金鑄錠中可能存在的問題往往完全不同。小型鑄錠可以在接近過燒的溫度下進行長時間均勻化處理消除合金中的共晶組織。但對于大型鑄錠而言，由于控溫難，為避免過燒，往往采用較低的均勻化溫度，這可能導致鑄錠在經過均勻化處理后仍保留一定的共晶組織[12]。此外，由于2E12合金的合金化程度較高，經過均勻化處理后，合金中的溶質元素處于高度的飽和狀態。在隨后的冷卻過程中，小型鑄錠由于冷卻速率快，溶質元素來不及脫溶，形成過飽和固溶體合金；而大型鑄錠由于冷卻速率非常緩慢，溶質元素以析出相的形式大量脫溶[13]，形成富含粗大析出相的合金鑄錠。綜上所述，共晶組織和粗大析出相這兩種組織都可能存在于2E12合金的大型鑄錠中，并對合金隨后的熱變形行為產生顯著影響。目前為止，針對這兩種組織特征對于合金熱變形行為的影響的研究還鮮見報道。

為此，本工作通過不同的熱處理制度獲得富含大量共晶組織、過飽和固溶體以及富含粗大析出相3種不同組織特征的2E12合金鑄錠，并利用Gleeble-1500熱模擬試驗機對3種合金的熱變形行為進行研究，分析對比合金初始組織特征對其熱變形行為的影響規律。

1 實驗材料與方法

實驗所用的2E12合金鑄錠由西南鋁業(集團)有限責任公司提供。鑄錠采用常規的模鑄方法獲得，鑄錠尺寸為400mm×1620mm×2500mm。合金的化學成分為：Al-4.21Cu-1.41Mg-0.58Mn-0.08Fe-0.06Si(質量分數/%)。

實驗在鑄錠中間部位選取15mm×15mm×10mm的長方體試樣。隨后將試樣置于馬弗爐中，通過如表1所示的熱處理方法獲得3種不同初始組織狀態特征的合金。試樣的加熱采用先將爐溫升至預定溫度而后放入試樣的方式，其中爐溫的控溫精度為±2℃。熱處理后的淬火轉移時間小于5s，隨爐冷卻速率約為3℃/h。

表1 3種不同組織特征2E12合金的制備方法

Table 1 Heat treatment methods for 2E12 alloy with different microstructures

AlloysampleHeattreatmentmethodAlloy1Annealingat440℃for4handthenwaterquenchingAlloy2Twostepshomogenization(485℃/24h+495℃/5h)andthenwaterquenchingAlloy3Twostepshomogenization(485℃/24h+495℃/5h)andthenfurnacecooling

利用Gleeble-1500對3種不同初始組織的合金分別進行熱壓縮變形實驗。實驗采取340，390，440，490℃四個變形溫度，采用0.001，0.01，0.1，1，10s-1五個變形速率，最大變形量均為60%。為了減小試樣與擠壓桿之間摩擦對應力狀態的影響，試樣兩端涂上75%石墨+20%機油+5%硝酸三甲苯脂做潤滑劑。當壓縮實驗完成后，將樣品迅速水冷到室溫以保留熱變形時的組織。采用FEI Sirion 200場發射掃描電鏡(SEM)對合金的第二相以及表面形貌進行觀察。

2 結果與分析

2.1 合金初始態的組織特征

圖1(a-1)，(b-1)，(c-1)分別顯示了合金經不同熱處理后的SEM形貌照片。從圖1(a-1)可以看出，1號合金沿晶界連續分布著眾多粗大的骨骼狀共晶組織。根據文獻可知[12,14]，合金的這種共晶組織為α(Al)+θ(Al2Cu)+S(Al2CuMg)三元共晶。2號合金沒有明顯的共晶組織，僅保留有很少量的難溶粗大第二相粒子(圖1(b-1))。這說明經雙級均勻化處理后，合金中的共晶組織已經充分溶入基體中，合金處于高度的過飽和狀態。不同于2號合金，3號合金中晶內分布有大量尺寸在10～40μm的針狀第二相粒子，并且晶界上也分布有許多粗大的第二相粒子(圖1(c-1))。這主要是因為在隨爐冷卻過程中，過飽和固溶體發生分解，析出大量粗大第二相粒子。

3種合金的金相組織照片如圖1(a-2)，(b-2)，(c-2)所示。由于未經過均勻化處理，1號合金呈現一定的枝晶特征(圖1(a-2))。此外，由于偏析嚴重，合金晶界和晶內的襯度差異非常明顯。受到均勻化過程中元素擴散的影響，2號合金晶界和晶內的襯度明顯降低(圖1(b-2))。與圖1(c-1)的觀察結果一致， 3號合金的晶界和晶內都可以看到明顯的粗大析出相(圖1(c-2))。整體上來說，3種合金的晶粒尺寸基本相當，均在100～120μm左右。這說明表1所示的不同熱處理制度并沒有對合金的晶粒尺寸產生明顯影響。

2.2 合金的流變應力

圖2分別給出了340，390，440，490℃四個變形溫度下1號合金在不同應變速率變形時的真應力-真應變曲線。由圖2可知，在實驗所施加的變形條件下，隨著應變量的增加，合金的流變應力都呈現先增加后降低的趨勢，并且存在明顯的峰值應力。這說明合金在該變形條件下都存在明顯的動態軟化特征。通過對比可以看出，隨著應變速率的增加，合金達到峰值應力所需的應變量逐漸增加。當應變速率為0.001s-1時，合金峰值應力對應的真實應變量出現在0.03～0.05的范圍內。而當應變速率增加到10s-1時，合金峰值應力對應的真實應變量則增加到0.25～0.35的范圍。此外，在相同應變速率下，合金的流變應力隨著變形溫度的增加而明顯降低，這說明在340～490℃的變形條件下，合金的變形行為對變形溫度較為敏感。值得注意的是，1號合金的流變應力在部分變形條件下(如490℃/0.001s-1)存在非常顯著的波動，這說明合金在該條件下存在明顯的變形失穩。

圖1 3種合金的顯微組織照片 (a)1號合金;(b)2號合金;(c)3號合金;(1)SEM形貌照片;(2) 金相組織照片

圖2 1號合金在不同應變速率下的真應力-真應變曲線 (a)0.001s-1;(b)0.01s-1;(c)0.1s-1;(d)1s-1;(e)10s-1

圖3分別給出了340，390，440℃和490℃四個變形溫度下2號合金在不同應變速率變形時的真應力-真應變曲線?？梢钥闯觯?40，390，440℃變形時，2號合金的流變應力曲線特征與1號合金相似，都呈現先增加后降低的趨勢。但是，在490℃變形時，合金流變應力顯示的動態軟化特征并不明顯。當應變速率小于0.1s-1時，合金的流變應力甚至呈現明顯的加工硬化特征。

圖4分別給出了340，390，440，490℃四個變形溫度下3號合金在不同應變速率變形時的真應力-真應變曲線。由圖4可見，3號合金在該變形條件下的流變應力特征與1號合金相似。合金在變形時都存在明顯的動態軟化特征。隨著應變量的增加，合金的流變應力先增加，達到峰值后逐漸降低。但是，不同于1號合金的是，3號合金的流變應力過渡要相對平滑得多。這在一定程度上反映了該合金變形較為平穩。

圖4 3號合金在不同應變速率下的真應力-真應變曲線 (a)0.001s-1;(b)0.01s-1;(c)0.1s-1;(d)1s-1;(e)10s-1

圖5 3種合金在不同變形條件下的峰值應力 (a)1號合金； (b)2號合金；(c)3號合金

2.3 合金的高溫變形本構方程

(1)

式中：A1，n1為與變形溫度無關的常數。

(2)

式中：A2，β也是與變形溫度無關的常數。

(3)

式中：A，α，n為與溫度無關的常數；R為氣體常數，T為絕對溫度。α，β，n之間滿足α=β/n。

一般認為，金屬和合金的熱加工變形和高溫蠕變一樣都存在熱激活過程[17-19]，其熱變形行為與變形激活能Q有關。從表2可以看出，3種合金的熱變形激活能存在明顯的差異。其中，2號合金的變形激活能最高，為222.1kJ/mol；3號合金的變形激活能最低，為154.9kJ/mol；對于同一種成分的合金，兩種不同組織特征合金的變形激活能相差了67.2kJ/mol。這說明，合金的初始組織狀態特征對其熱變形行為有著非常顯著的影響。

在3種合金中，2號合金具有較高的變形激活能。這是因為2號合金處于過飽和固溶體狀態。一方面受到Cu,Mg原子對Al基體的固溶強化影響，另一方面大量固溶原子在高溫下對位錯攀移具有強烈的釘扎作用[17]，因此2號合金的變形需要較高的變形激活能。相比于3號合金，1號合金具有較高的變形激活能。這主要是由于1號合金中存在大量的共晶組織。這些共晶組織中的θ(Al2Cu)和S(Al2CuMg)相屬于化合物，相對于合金基體硬度較高并且難以變形。由圖1可以看出，1號合金中的共晶組織沿晶界連續分布且比3號合金中的第二相要粗大得多，因此1號合金的變形需要更高的激活能。3號合金所需的變形激活能較小，這是由于合金中存在非常粗大的第二相粒子，處于明顯的過時效狀態，合金強度較低，啟動變形所需要的能量較小。

表2 3種合金高溫變形時的材料常數

Table 2 The material constants of three alloys under high temperature deformation

Samplen1βnAQ/(kJ·mol-1)Alloy19.9980.0796.6274.09×109178.6Alloy26.6670.0643.9499.01×109222.1Alloy38.0010.0585.6383.27×109154.9

根據Zener和Hollomon的理論[17]，合金在高溫下的塑性變形是一個熱激活的過程，這一熱激活過程可用Z參數來描述。

(4)

對式(4)兩邊同時取對數可得

lnZ=lnA+nln[sinh(ασ)]

(5)

分別將3種不同微結構特征合金不同變形條件下的Z值和σ代入式(5)，可得圖6所示結果。可以看出，圖中3種合金在各變形條件下的數據與上述線性關系均吻合較好，其平均相關系數達到0.98以上。

圖6 3種不同微結構特征合金高溫塑性變形峰值應力σ 與Z參數的關系 (a)1號合金;(b)2號合金;(c)3號合金

根據式(5)可以推導出，σ的值可以表示為與Z值相關的函數，即

(6)

根據表2給出的材料常數代入式(6)可以得出3種合金高溫變形的流變應力方程，即：

1號合金的流變應力方程為：

2號合金的流變應力方程為:

3號合金的流變應力方程為:

2.4 合金的加工圖

根據材料動態模型的觀點(DynamicMaterialsModel，DMM)，在一定的應變速率和變形溫度下，材料的熱變形應該滿足如下的動態本構方程[20]：

(7)

式中：K為與溫度有關的參數，m為應變速率敏感指數。

圖7 3種不同微結構特征合金在不同變形溫度下應變速率敏感指數 與應變速率之間的關系 (a)1號合金；(b)2號合金；(c)3號合金

按照DMM的觀點，金屬在熱變形過程中單位體積所吸收的功P主要包括兩部分，即

(8)

式中:G為材料變形過程中的耗散量；J為材料變形過程中的耗散協量；兩者為總功率P的兩個互補函數。

對于理想線性耗散變形的材料而言，J具有極大值，即Jmax=P/2。一般用耗散系數η來描述材料在熱變形過程中微結構特征變化所消耗的能量情況。當m值為常數時，可以推出

(9)

將不同變形溫度和應變速率條件下的m值代入式(9)即可得到耗散系數η，在將各變形條件下的η值在二維平面上繪制成等高線，就構成材料的功率耗散圖。

(10)

(11)

將式(9)帶入和式(10)和(11)并簡化可得材料流變的Prasad失穩判據，即

(12)

圖8為3種不同微結構特征合金在真應變為0.6時的加工圖。圖中的陰影部分區域為流變失穩區域，輪廓線上的數字代表功率耗散效率百分數。從圖可以看出，加工圖中的功率耗散效率及失穩區域隨著合金熱變形過程中的應變速率和變形溫度的改變而不斷變化。這說明在實驗所施加的變形條件范圍內，合金的變形行為對變形溫度和變形速率都非常敏感。

圖8(a)為1號合金真應變為0.6時的加工圖。從圖中可以看出，1號合金的耗散功率效率值較小，其耗散功率效率大多集中在5%～35%之間。此外，在溫度范圍(340～490℃)以及應變速率(0.001～10s-1)的整個加工范圍均表現為明顯的流變失穩。大量的實驗觀察也證實，1號合金試樣在變形后或多或少都會存在一定數量的微裂紋。

圖8(b)為2號合金真應變為0.6時的加工圖。可以明顯看出，該合金有兩個較大的失穩區域。其中一個失穩區域集中在應變速率為2～10s-1，溫度范圍為340～410℃的變形區間；另一個失穩區域位于應變速率為0.001～0.005s-1，溫度范圍在440～480℃的變形區間。此外，在溫度范圍為480～490℃，應變速率分別在0.01～0.001s-1與1～10s-1之間時，可以看到功率耗散效率值陡然增加，部分區域的耗散功率最大值超過了60%。通過對熱變形后的樣品進行觀察可以發現，在該區域的變形條件下，試樣表面都出現了明顯的裂紋，這說明耗散功率效率值的陡然增加是由于合金變形失穩所導致的。

圖8(c)為3號合金真應變為0.6時的加工圖。相對于2號合金而言，3號合金的可加工區域更大，且耗散功率效率值也更高一些。該合金的失穩區域集中在，應變速率在0.1～10s-1之間，溫度范圍在340～390℃的區間。此外，在溫度為490℃，應變速率為0.001s-1的試樣中，也同樣發現了開裂的現象。這可能與該變形區間內耗散功率值過高有關。

通過比較3種合金不難發現，3號合金擁有更大的可加工區域以及更理想的耗散功率效率，因此，該合金的熱加工性能要優于其他兩種微結構特征的合金。

2.5 合金的微觀組織分析

為了觀察合金在不同變形條件下的變形行為特征，在施加變形前對合金的表面進行拋光處理，然后觀察合金變形后的形貌特征。

圖9為3種合金在340℃/10s-1時變形后SEM表面形貌照片。從圖9(a)可以看出，1號合金在340℃/10s-1的變形條件下出現了明顯的沿晶斷裂，而晶粒內部仍然保持非常平整。這說明，在該變形條件下，合金晶內基本未發生變形，變形主要集中在晶界處。結合圖1(a-1)可知，1號合金的這種變形特征主要是因為晶界處富集著大量共晶組織。這些共晶組織非常脆，在快速沖擊下非常容易發生破碎，因此導致合金出現明顯的沿晶裂紋。相比于1號合金，2號合金在340℃/10s-1條件下變形更為均勻。從圖9(b)可以明顯看出，經過變形后的2號合金表面凹凸不平，這說明合金的變形不單局限于晶界處，晶粒內部也發生了明顯的變形。結合圖1(b-1)可知，這主要是因為2號合金的共晶組織已經充分溶解，合金的粗大第二相粒子較少。但是，整體上來看，2號合金晶界附近區域的變形更為明顯。相比于2號合金，3號合金表面更為粗糙不平，并且在晶粒內部出現了明顯的滑移帶(圖9(c))。這說明，3號合金在該條件下晶粒內部發現了顯著的變形。結合圖1(c-1)可知，產生這種現象的原因是由于3號合金晶內分布的大量粗大S相阻礙了位錯在某個局部區域的長程滑移，從而使得合金變形更為均勻。

圖10為3種合金在490℃/10s-1時變形后SEM表面形貌照片。如圖10(a)所示，在該變形條件下，1號合金的變形仍然主要集中在晶界處，其變形的失效形式仍然表現為共晶組織的破碎。2號合金(圖10(b))和3號合金(圖10(c))在490℃/10s-1時的變形特征也與1號合金較為相似，只不過晶界變形特征更為明顯。這說明合金在高溫下晶界發生明顯的弱化。

圖11為3種合金在490℃/0.001s-1時變形后SEM表面形貌照片。在該變形條件下，1號合金的晶界 已經完全弱化，晶界處的共晶組織呈現明顯的黏流態變形特征并且可以觀測到大量的沿晶裂紋(圖11(a))。相比于490℃/10s-1變形條件下，2號合金在490℃/0.001s-1時變形較為均勻，但在部分三叉晶界處觀察到了明顯的微裂紋(圖11(b))。這可能是由于合金在高溫低應變速率下容易發生晶界滑移。相比于1號和2號合金，3號合金在490℃/0.001s-1時變形更為均勻(圖11(c))。

圖8 3種不同微結構特征合金在應變為0.6時的熱加工圖 (a)1號合金；(b)2號合金；(c)3號合金

圖9 3種合金在340℃/10s-1時變形后SEM表面形貌照片 (a)1號合金；(b)2號合金；(c)3號合金

圖10 3種合金在490℃/10s-1時變形后SEM表面形貌照片 (a)1號合金；(b)2號合金；(c)3號合金

圖11 3種合金在490℃/0.001s-1時變形后SEM表面形貌照片 (a)1號合金；(b)2號合金；(c)3號合金

3 結論

(1)合金的組織特征對其流變行為有顯著影響，3種合金的流變應力方程分別為

富含共晶組織合金：

過飽和固溶體合金：

富含粗大析出相合金：

(2)在3種合金中，富含共晶組織合金的可加工范圍最小，在340～490℃/0.001～10s-1的整個加工范圍均表現為明顯的流變失穩。過飽和固溶體合金在340～410℃/2～10s-1和440～480℃/0.001～0.005s-1存在兩個明顯的變形失穩區間。富含粗大析出相合金在3種合金中具有最大的可加工范圍，其變形失穩區域集中在340～390℃/0.1～10s-1。

(3)富含共晶組織合金在10s-1應變速率下的失穩主要源于晶界處共晶組織的破碎，而在490℃/0.001s-1變形時的失穩源于共晶組織粘流變形而產生的沿晶裂紋。過飽和固溶體合金在490℃/0.001s-1變形時的失穩主要源于晶界滑移而導致的晶界開裂。富含粗大析出相合金在3種合金中變形最為均勻。

[1] 曹春曉. 一代材料技術，一代大型飛機[J]. 航空學報, 2008, 29(3):701-706.

CAO C X . One generation of material technology, one generation of large aircraft [J]. Acta Aeronautica et Astronautica Sinica, 2008, 29(3):701-706.

[2] CHEN Y Q, PAN S P, ZHOU M Z, et al. Effects of inclusions, grain boundaries and grain orientations on the fatigue crack initiation and propagation behavior of 2524-T3 Al alloy[J]. Materials Science and Engineering: A, 2013, 580: 150-158.

[3] 劉兵, 彭超群, 王日初, 等. 大飛機用鋁合金的研究現狀及展望[J].中國有色金屬學報，2010,20(9):1705-1715.

LIU B, PENG C Q, WANG R C, et al. Recent development and prospects for giant plane aluminum alloys[J]. Journal of Nonferrous Metals, 2010,20(9):1705-1715.

[4] WILLIAMS J C, STARKE E A J. Progress in structural materials for aerospace systems[J]. Acta Materialia, 2003, 51: 5775-5799.

[5] HEINZ A, HASZLER A, KEIDEL C, et al. Recent development in aluminium alloys for aerospace applications[J]. Materials Science and Engineering: A, 2000, 280:102-107.

[6] 謝俊峰, 朱有利, 黃元林, 等. 2A12與2A11鋁合金超聲波焊接工藝與組織研究[J].材料工程, 2015,43(3):54-59.

XIE J F, ZHU Y L, HUANG Y L, et al. Researches on process and microstructure of 2A12 and 2A11 aluminum ultrasonic welds[J]. Journal of Materials Engineering, 2015,43(3):54-59.

[7] LIN Y C, XIA Y C, CHEN X M, et al. Constitutive descriptions for hot compressed 2124-T851 aluminum alloy over a wide range of temperature and strain rate[J]. Computational Materials Science, 2010, 50: 227-233.

[8] 黃光杰, 張澤娟, 王運雷, 等. 國內LY12與國外2024鋁合金板材的組織與力學性能[J]. 材料熱處理學報, 2014, 35:160-165.

HUANG G J, ZHANG Z J, WANG Y L, et al. Microstructure and mechanical properties of domestic LY12 and foreign 2024 aluminum alloy [J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2014, 35:160-165.

[9] 黃裕金, 陳志國, 舒軍, 等. 2E12鋁合金的高溫塑性變形流變應力行為[J]. 中國有色金屬學報, 2010, 20(11): 2094-2100.

HUANG Y J, CHEN Z G, SHU J, et al. Flow stress behavior of 2E12 aluminum alloy during hot plastic deformation at high temperature[J]. Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(11): 2094-2100.

[10] 李立, 李慧中, 梁霄鵬, 等. 2524鋁合金的熱壓縮變形行為[J]. 湖南有色金屬, 2013, 29(2): 40-45.

LI L, LI H Z, LIANG X P, et al. Flow stress behavior of 2524 aluminum alloy during hot compression deformation[J]. Hunan Nonferrous Metals, 2013, 29(2): 40-45.

[11] ZHAN L, TAN S, YANG Y, et al. A research on the creep age forming of 2524 aluminum alloy: springback, mechanical properties, and microstructures[J]. Advances in Mechanical Engineering, 2014, 6: 707628.

[12] CHEN Y Q, YI D Q, JIANG Y, et al. Concurrent formation of two different type precipitation-free zones during the initial stage of homogenization [J]. Philosophical Magazine, 2013, 93(18): 2269-2278.

[13] CHEN Y Q, YI D Q, JIANG Y, et al. Twinning and orientation relationships of T-phase precipitates in an Al matrix [J]. Journal of Materials Science, 2013, 48: 3225-3231.

[14] WANG S B, CHEN J H, YIN M J, et al. Double-atomic-wall-based dynamic precipitates of the early-stage S-phase in AlCuMg alloys [J]. Acta Materialia, 2012, 60:6573-6580.

[15] LI H Z, LI Z, SONG M, et al. Hot deformation behavior and microstructural evolution of Ag-containing 2519 aluminum alloy[J]. Materials and Design, 2010, 31:2171-2176.

[16] LI H Z, WANG H J, LIANG X P, et al. Hot deformation and processing map of 2519A aluminum alloy[J]. Materials Science and Engineering: A, 2011, 528: 1548-1552.

[17] 陳宇強, 易丹青, 潘素平, 等. 溫度對2024鋁合金蠕變行為的影響[J].中國有色金屬學報, 2010, 20(4) :632-639.

CHEN Y Q, YI D Q, PAN S P, et al. Effect of temperature on creep behavior of 2024 aluminum alloy[J]. Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(4):632-639.

[18] 陳宇強, 潘素平, 劉文輝, 等. 析出相對Al-Cu-Mg合金蠕變行為的影響[J]. 中國有色金屬學報, 2015,25(4) :900-909.

CHEN Y Q, PAN S P, LIU W H, et al. Effect of precipitates on creep behaviors of Al-Cu-Mg alloy[J]. Journal of Nonferrous Metals, 2015,25(4) :900-909.

[19] 陳宇強, 易丹青, 潘素平, 等. 蠕變溫度對Al-Cu-Mg合金晶內S’相析出過程的影響[J]. 稀有金屬材料與工程, 2011, 40(1) :63-68.

CHEN Y Q, YI D Q, PAN S P, et al. Effects of creep temperatures on the precipitation of S’ phases in Al-Cu-Mg alloys[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2011, 40: 63-68.

[20] JIN N P, ZHANG H, HAN Y, et al. Hot deformation behavior of 7150 aluminum alloy during compression at elevated temperature[J]. Materials Characterization, 2009, 60:530-536.

[21] ZHAN M Y, CHEN Z H, ZHANG H, et al. Flow stress behavior of porous FVS0812 aluminum alloy during hot-compression[J]. Mechanics Research Communications, 2006, 33:508-514.

[22] LIU X Y, PAN Q L, HE Y B, et al. Flow behavior and microstructural evolution of Al-Cu-Mg-Ag alloy during hot compression deformation[J]. Materials Science and Engineering: A, 2009, 500: 150-154.

--------------------●

Effects of Initial Microstructure Characteristics on Hot Deformation Behaviors of 2E12 Aluminum Alloy

PAN Su-ping1, CHEN Yu-qiang2,3, SONG Wen-wei2, LIU Wen-hui2

(1 Advanced Research Center, Central South University, Changsha 410083, China;2 Hunan Provincial Key Laboratory of High Efficiency and Precision Machining of Difficult-to-cut Material, Hunan University of Science and Technology, Xiangtan 411201, Hunan，China; 3 Key Lab of High Temperature Wear Resistant Materials Preparation Technology of Hunan Province, Xiangtan 411201, Hunan, China)

Three alloys with different microstructure characteristics were prepared, which microstructures were characterized as enriched with eutectics, supersaturated solid solution and coarse precipitates. Combined isothermal hot compression test and microstructure observation, the hot deformation behaviors of three alloys were studied in the temperature range of 340-490℃ and strain rate range of 0.001-10s-1. The results show initial microstructure characteristics have significant influences on the hot deformation of alloys. Among three alloys, the alloy enriched with coarse precipitates has the largest peak stress value while the alloy enriched with eutectics has the smallest one. The flow behaviors of three alloys were described by the hyperbolic sine constitutive equations. The deformation activation energy for three alloys calculated to be 178.6, 222.1, 154.9kJ/mol, respectively. The processing maps were calculated and analyzed according to the dynamic materials model. Among three alloys, the alloy enriched with coarse precipitates has the widest processing range while the alloy enriched with eutectics has the narrowest one.

2E12 aluminum alloy；hot deformation；microstructure；processing map

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.11.004

TG146.2

A

1001-4381(2016)11-0022-11

國家自然科學基金(51405153,51475162)

2015-06-12；

2016-07-20

陳宇強(1984—)，男，講師，博士，主要從事高性能鋁合金材料研究,聯系地址：湖南省湘潭市湖南科技大學機電工程學院309(411201),E-mail：yqchen1984@163.com