Al-Mg-Si-Cu合金雙道次熱變形流變軟化行為

沈元元，肖 罡，干 甜，劉長萬，曾建民

(1.九江職業技術學院機械工程學院，九江 332007；2.江西應用科技學院，工程技術協同創新中心，南昌 330100；3.湖南大學，汽車車身先進設計制造國家重點實驗室，長沙 410082；4.廣西大學，廣西有色金屬及特色材料加工重點實驗室，南寧 530004)

0 引 言

Al-Mg-Si-Cu系鋁合金具有較高的比強度和比剛度，以及較好的成形性能和耐腐蝕性能，是車身輕量化結構件與覆蓋件的優選材料[1]，因而備受關注。多道次大應變高溫軋制成形是合金鑄態坯件加工成高品質構件的重要工藝環節。合理的熱軋工藝規劃與控制，是提升最終成形產品服役性能的關鍵。金屬在熱塑性成形過程中的流變行為是揭示其塑性變形機理、指導成形工藝規劃的重要途徑與依據[2]。其中，高溫變形過程的流變軟化行為是探究其流變行為特征的關鍵[3-4]，具有重要的研究意義和價值。目前金屬高溫塑性變形流變軟化行為的相關研究多以鋼鐵[5-6]或強度較高的Al-Cu系[7]和Al-Zn系鋁合金[8]為主要研究對象，并且鮮見將動態與靜態軟化行為關聯分析的研究報道。作者以Al-Mg-Si-Cu合金為研究對象，采用平面應變熱壓縮試驗模擬熱軋成形過程，通過動態軟化率、靜態軟化率與加工硬化率定量分析合金的動態與靜態軟化行為，探究合金在不同變形階段的流變軟化行為機理，為熱軋工藝的設計與優化提供理論依據。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為Al-Mg-Si-Cu合金，其主要成分(質量分數/%)為0.95Mg，0.9Cu，0.75Si，0.35Mn，余Al，采用電阻爐熔煉制備而成，澆鑄溫度為1 003 K。采用電火花線切割方法將鑄錠加工成尺寸為20 mm×15 mm×10 mm的平面應變熱壓縮試樣，將熱壓縮試樣用石英砂包裹后，隨爐加熱至813 K，保溫15 h以完成均勻化處理，隨后水淬以完成固溶處理。采用Gleeble-3500熱模擬試驗機進行等溫雙道次平面應變熱壓縮試驗，具體壓縮方式如圖1所示，工藝流程如圖2所示，變形溫度為653，693，733 K，應變速率為0.01，0.1 s-1，變形道次間停留時間為30，60，120，240 s，第一道次與第二道次壓縮變形的真應變分別為0.45,0.35。

圖1 平面應變熱壓縮方式示意Fig.1 Schematic of plane strain hot compression test

圖2 雙道次熱壓縮試驗的工藝流程Fig.2 Process flow of two-pass hot compression test

熱壓縮試驗結束后，在熱壓縮試樣變形區域中部與壓縮方向平行的縱截面截取金相試樣，將除待測面的其他面用環氧樹脂密封，待測面經水磨砂紙預磨和機械拋光后進行陽極覆膜，電解液組成(體積分數)為5%氟硼酸+95%蒸餾水，然后在POLYVER-MET型光學顯微鏡上觀察顯微組織。

2 試驗結果與討論

2.1 動態軟化率

動態軟化率Rs是用于量化材料動態流變軟化程度的有效參量[9-10]，其求解方程為

(1)

式中：σp為流變應力峰值；σp+k為在流變應力峰值對應的應變εp的基礎上真應變增加k時的應力，通常k取0.25[9]。

由式(1)可計算得到Al-Mg-Si-Cu合金在不同變形條件時的Rs。由圖3可知：第一道次變形時合金的Rs隨著應變速率的增大和變形溫度的升高而減小，但均不小于10%；第二道次變形時合金的Rs較低，Rs隨著應變速率減小和道次間停留時間的縮短而增大，但均不大于5%。

2.2 靜態軟化率

靜態軟化率Fs是用于量化道次間停留階段流變軟化程度的有效參量[11]，其求解方程為

(2)

式中：σm為第一道次變形結束時的應力；σ2為第二道次變形時的屈服應力；σ1第一道次變形時的屈服應力。

由式(2)計算得到在不同變形條件下Al-Mg-Si-Cu合金的Fs。由圖4可知：在不同熱壓縮變形條件下Al-Mg-Si-Cu合金的Fs均不低于10%，當變形溫度、應變速率和道次間停留時間分別為733 K，0.1 s-1，240 s時，Fs最大，可達97.82%；Fs受變形條件的影響顯著，隨著應變速率的增大、變形溫度的升高和道次間停留時間的延長而增大，且Fs的增大速率隨道次間停留時間的持續增加而減緩。

圖3 雙道次熱壓縮變形時Al-Mg-Si-Cu合金的動態軟化率Fig.3 Dynamic softening rates of Al-Mg-Si-Cu alloy during two-pass hot compression deformation: (a) the first pass deformation and (b) the second pass deformation

圖4 不同應變速率下雙道次熱壓縮變形時Al-Mg-Si-Cu合金的靜態軟化率Fig.4 Static softening rates of Al-Mg-Si-Cu alloy during two-pass hot compression deformation at different strain rates

2.3 加工硬化率

加工硬化率θ的演變行為是揭示材料在塑性變形過程中組織演變規律的重要依據，是表征材料動態軟化行為的重要手段[12-13]，其求解方程為

(3)

由式(3)計算得到不同變形條件下Al-Mg-Si-Cu合金在第一道次和第二道次熱壓縮變形時的θ-σ曲線。由圖5可知，第一道次熱壓縮變形時合金的θ-σ曲線具有較為明顯的4個演化階段。在階段 Ⅰ，變形開啟瞬間，合金的θ較大，然后呈快速下降趨勢；在階段Ⅱ，θ隨σ降低的速率略有減緩；在階段Ⅲ，θ持續降低且降低速率增大，當降至0時流變應力達到峰值；在階段Ⅳ，θ下降后緩慢回升，當θ再次到達0時，由合金組織演變形成的軟化作用與加工硬化作用趨于平衡，此時流變應力為穩態應力σs，標志合金進入穩態變形階段[6]。θ受變形條件的影響顯著，隨著變形溫度的降低和應變速率的升高而增大。

由圖6可知，第二道次熱壓縮變形時，合金的θ-σ曲線的演化過程與第一道次時的不同，僅表現出較明顯的2個演化階段。在階段Ⅰ，θ隨σ的增加而急劇降至0，該階段的持續時間非常短，表現出類線性的演變關系；在階段Ⅱ，θ基本保持穩定，表現為在0處上下浮動的演變規律。由圖7可知，θ-ε曲線的演變規律與θ-σ曲線的演化規律相似。通過對比可以發現，第一道次熱壓縮變形初期合金的θ比第二道次熱壓縮變形初期的大，在第二道次熱壓縮變形時的流變應力峰值更小。在第二道次熱壓縮變形時，變形條件對θ達到穩態所需時間的影響較小，但對θ達到穩態后其值的上下波動幅度的影響較大，在變形溫度較高且應變速率較低時θ的波動幅度較大。

圖6 第二道次熱壓縮變形時Al-Mg-Si-Cu合金的θ-σ曲線Fig.6 θ-σ curves of Al-Mg-Si-Cu alloy during the second pass hot compression deformation: (a) deformation temperature of 653 K and strain rate of 0.1 s-1 and (b) deformation temperature of 733 K and strain rate of 0.01 s-1

圖7 第二道次熱壓縮變形時Al-Mg-Si-Cu合金的θ-ε曲線Fig.7 θ-ε curves of Al-Mg-Si-Cu alloy during the second pass hot compression deformation: (a) deformation temperature of 653 K and strain rate of 0.1 s-1; (b) deformation temperature of 653 K and strain rate of 0.01 s-1 and (c) deformation temperature of 733 K and strain rate of 0.01 s-1

2.4 流變軟化行為機理

當0

Fs=0，表明道次間停留階段材料沒有發生軟化；Fs=100%，表明道次間停留階段材料發生了完全軟化；0

合金在第二道次熱壓縮變形時的動態軟化率較第一道次熱壓縮變形時的低，流變應力峰值也較低，且達到流變應力峰值以及進入流變穩態所需的時間均較短。形成該現象的主要原因是：合金的再結晶行為在第一道次變形時已開啟，并在道次間停留階段持續進行;第二道次變形時合金的流變軟化機制并非由動態回復行為主導，應為再結晶與回復行為相結合。在再結晶行為的持續作用之下，顯著的軟化效果將快速消除加工硬化作用，并迅速達到硬化與軟化作用的動態平衡。

合金在第二道次熱壓縮變形初期的θ明顯高于第一道次變形時的，這是因為：在第二道次熱壓縮變形前合金所經歷的流變軟化過程并未完全消除加工硬化作用，其位錯密度相對較大；同時，在第二道次熱壓縮變形前發生再結晶而形成的組織具有一定程度的細晶強化效果。在第二道次熱壓縮變形進入穩態后，合金的θ表現出周期性波動現象，且波動幅度受變形條件的影響，其中應變速率的影響較大，變形溫度的影響較小，道次間停留時間的影響不明顯；在應變速率較低且變形溫度較高時該波動幅度較大。該現象充分說明合金的穩態變形階段是加工硬化與流變軟化作用交替進行的動態平衡狀態，該交替作用程度隨應變速率的降低和變形溫度的升高而加劇，這主要是由于在應變速率較低且變形溫度較高時，動態回復與再結晶等軟化行為的反應時間更充分且反應程度更劇烈，使得相同應變條件下的流變軟化程度較高，同時流變軟化平衡加工硬化作用的節奏較緩導致的。

圖8中RD表示軋制方向，ND表示法線方向，TD表示軋件橫向。由圖8可以看出：在試樣熱壓縮方向的中心線附近，變形帶清晰可見，說明平面應變熱壓縮試驗可使合金獲得與熱軋過程吻合度較高的變形組織；變形帶內的晶粒較細小，呈纖維狀，說明變形程度較高；變形帶外的晶粒尺寸較大，且呈近似等軸狀，說明變形程度較低。變形帶及附近區域可見細小晶粒，說明合金在不同變形條件下均有再結晶行為發生。由晶粒尺寸以及拉長程度的差異性判斷可知，部分再結晶晶粒在第一道次變形中已經形成，在變形道次間停留階段逐漸長大，在第二道次變形階段被再次壓扁和拉長，這與上述分析結果完全吻合。

圖8 不同條件下雙道次熱壓縮變形后Al-Mg-Si-Cu合金的顯微組織Fig.8 Microstructures of Al-Mg-Si-Cu alloy after two-pass hot compression deformation under different conditions: (a) deformation temperature of 653 K, strain rate of 0.01 s-1, holding time of 240 s; (b) deformation temperature of 693 K, strain rate of 0.1 s-1, holding time of 240 s and (c) deformation temperature of 733 K, strain rate of 0.01 s-1, holding time of 30 s

3 結 論

(1) 在變形溫度653～733 K以及應變速率0.01～0.1 s-1條件下，Al-Mg-Si-Cu合金在第一道次熱壓縮變形時已發生再結晶，流變軟化率均不低于10%；該階段的流變軟化程度隨著應變速率的增大和變形溫度的升高而減小，軟化機制為動態回復與再結晶相結合。

(2) 合金在變形道次間的停留階段，靜態軟化程度隨變形溫度的升高、應變速率的增大和道次間停留時間的延長而增大，同時靜態軟化速率隨著道次間停留時間的延長而逐漸減緩，最大軟化率可達97.82%；該階段的軟化行為由靜態回復與再結晶共同主導，主次關系取決于變形條件。

(3) 合金在第二道次熱壓縮變形階段，動態回復與再結晶持續進行而形成的軟化作用與加工硬化作用迅速達到動態平衡狀態，使得流變軟化率(不高于5%)及流變應力峰值均低于第一道次變形時的，同時該變形階段的動態平衡交替作用程度隨應變速率的降低和變形溫度的升高而加劇。