重卡傳動(dòng)軸用高強(qiáng)7075鋁合金熱流變行為及徑向鍛造微觀組織演變

摘要："為研究重型卡車(chē)輕量化傳動(dòng)軸用高強(qiáng)7075鋁合金在徑向鍛造時(shí)的熱變形行為，將大直徑7075鋁合金擠壓棒料預(yù)熱退火后，取樣進(jìn)行了不同變形條件下的等溫壓縮試驗(yàn)。分別考慮溫度與應(yīng)變速率對(duì)應(yīng)變強(qiáng)化及軟化的影響，構(gòu)建了適用于中大型7075鋁合金傳動(dòng)軸熱加工的改進(jìn)"Hansel-Spittel本構(gòu)模型。根據(jù)動(dòng)態(tài)材料模型理論獲得了7075鋁合金的熱加工圖，并據(jù)此分析了7075鋁合金棒料在典型徑向鍛造工藝中的組織變化。研究結(jié)果表明：改進(jìn)Hansel-Spittel模型能更準(zhǔn)確地模擬預(yù)熱退火態(tài)7075鋁合金的峰值和穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力，預(yù)測(cè)值與試驗(yàn)值的平均相對(duì)誤差僅為"2.71%；7075鋁合金在溫度為350～450℃、應(yīng)變速率為0.01～10s"－1范圍內(nèi)具有較高的熱加工穩(wěn)定性，高溫及低應(yīng)變速率的變形條件有利于材料的微觀組織演化；預(yù)熱退火態(tài)7075鋁合金棒料在經(jīng)過(guò)截面收縮率為55.6%的徑向鍛造工藝和T6熱處理后，原始板條晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)化大轉(zhuǎn)角晶粒組織，抗拉強(qiáng)度提高至651MPa，延伸率提高至12.5%，綜合性能得到顯著改善。

關(guān)鍵詞："重型卡車(chē)輕量化；7075鋁合金；本構(gòu)模型；熱加工圖；徑向鍛造；微觀組織演化

中圖分類(lèi)號(hào)："TG319"文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A

DOI："10·7652/xjtuxb202408013"文章編號(hào)：0253-987X（2024）08-0124-12

Hot Deformation Behavior of High-Strength 7075 Aluminum Alloy for Drive

Shaft of Heavy Truck and Its Microstructure Evolution in Radial Forging

ZHANG Chao"1，2， ZHAO Shengdun"1，2， XING Ke"1，2， ZHENG Wenhao"1，2，

LI Kun"1，2， WANG Yongfei"1，2

（1. School of Mechanical Engineering， Xi’an Jiaotong University， Xi’an 710049， China; 2. National Key Laboratory

of Metal Forming Technology and Heavy Equipment， Xi’an Jiaotong University， Xi’an 710049， China）

Abstract："The hot deformation behavior of high-strength 7075 aluminum alloy， adopted for lightweight drive shafts of heavy trucks， during the radial forging process is investigated through isothermal compression tests at different deformation conditions. The test samples are collected from an extrusion shaft billet with a large diameter that is fully preheated. A modified Hansel-Spittel constitutive model of 7075 aluminum alloy， which takes into account the effects of temperature and strain rate on strain hardening and strain softening， is proposed to predict the hot forming process of drive shafts with a large diameter. The processing maps of 7075 aluminum alloy are established based on the dynamic material model， and microstructure evolution of the shaft billet of 7075 aluminum alloy during a typical radial forging process is analyzed with the processing maps. The research results indicate that the modified Hansel-Spittel model can accurately predict the peak flow stress and steady flow stress of preheated 7075 aluminum alloy， with an average absolute relative error of 2.71% between the experimental data and the predicted data. The processing maps show that 7075 aluminum alloy has high thermal stability in the temperature range of 350 to 450℃ and strain rate range of 0.01 to 10s"－1， and high temperature and low strain rate will benefit the microstructure evolution of 7075 aluminum alloy during the hot forming process. After a typical radial forging process that perform a cross-section contraction of 55.6% and a heat treatment of T6， the original elongated grains of the shaft billet recrystallize and transform into fine grains with large angle boundary， which respectively increase the tensile strength and the elongation rate of 7075 aluminum alloy to 651MPa and 12.5%. The drive shaft manufactured from the operated shaft billet can have excellent comprehensive properties.

Keywords："heavy truck lightweight; 7075 aluminum alloy; constitutive model; processing maps; radial forging; microstructure evolution

若燃油汽車(chē)重量減少10%，油耗可降低6%～8%"［1］。為了實(shí)現(xiàn)我國(guó)“雙碳”目標(biāo)，重型卡車(chē)輕量化顯得尤為重要。實(shí)現(xiàn)輕量化有3種途徑：輕質(zhì)材料、先進(jìn)工藝、結(jié)構(gòu)優(yōu)化設(shè)計(jì)"［2］。其中，使用鎂鋁輕合金、復(fù)合材料等輕質(zhì)材料是實(shí)現(xiàn)輕量化的最有效途徑"［3］。

在汽車(chē)輕量化設(shè)計(jì)中，鋁合金因低密度、良好的耐蝕性和較低的造價(jià)，已成為應(yīng)用最廣泛的非鐵合金"［4］。目前，鋁合金主要應(yīng)用于乘用車(chē)的發(fā)動(dòng)機(jī)、輪轂、散熱器、底盤(pán)、懸架中，2010—2020年間，乘用車(chē)的鋁合金使用量已經(jīng)從154kg/臺(tái)逐步增長(zhǎng)至208kg/臺(tái)，預(yù)計(jì)在2026年將增長(zhǎng)至233kg/臺(tái)"［5］。此外，鋁合金還應(yīng)用在輕卡和牽引車(chē)的傳動(dòng)軸領(lǐng)域。東風(fēng)猛士牽引車(chē)的傳動(dòng)軸使用了鋁合金整軸，金奧鈴輕卡將傳統(tǒng)的雙級(jí)鋼制傳動(dòng)軸更換為單級(jí)鋼鋁混合傳動(dòng)軸，使得重量減輕了30%。與乘用車(chē)和輕型卡車(chē)相比，鋁合金在重型卡車(chē)中的應(yīng)用仍顯不足，已成為行業(yè)的研究熱點(diǎn)。陜汽集團(tuán)作為國(guó)內(nèi)外重型卡車(chē)的主要生產(chǎn)商，正與西安交通大學(xué)共同開(kāi)展以7075鋁合金為代表的高強(qiáng)鋁合金傳動(dòng)軸研制。

7075鋁合金屬于Al-Zn-Mg-Cu合金，采用塑性變形和固溶時(shí)效熱處理方式得到的產(chǎn)品強(qiáng)度位于現(xiàn)階段鋁合金之首，被稱(chēng)為超高強(qiáng)鋁合金"［6］，已廣泛應(yīng)用于航空產(chǎn)業(yè)"［7］。7075鋁合金的抗拉強(qiáng)度通常高于540MPa"［8］，經(jīng)過(guò)特殊處理的7075鋁合金，抗拉強(qiáng)度可超過(guò)720MPa，與常用中碳鋼的強(qiáng)度相當(dāng)"［9-10］。因此，7075鋁合金在重型卡車(chē)傳動(dòng)系統(tǒng)，特別是大扭矩傳動(dòng)軸領(lǐng)域，具有巨大的應(yīng)用前景。

重卡用高強(qiáng)7075鋁合金傳動(dòng)軸，常采用T651態(tài)（即固溶淬火后，對(duì)棒料輕微冷拉伸校直，再進(jìn)行T6時(shí)效熱處理）中大直徑擠壓棒材經(jīng)機(jī)加工制造"［11］。擠壓變形和校直產(chǎn)生的板條狀晶粒組織，在交變載荷下易產(chǎn)生應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂，引起安全隱患。徑向鍛造是一種通過(guò)多個(gè)（通常為4個(gè)）錘頭沿坯料徑向快速同步鍛打，使間歇進(jìn)給的軸、管坯料發(fā)生塑性變形的成形工藝，具有材料利用率高、精度高、材料性能提升明顯等優(yōu)點(diǎn)"［12］。采用多道次的徑向鍛造塑性成形工藝，將預(yù)熱退火的中大直徑棒料近凈成形加工出傳動(dòng)軸粗坯，再進(jìn)行T6熱處理和少量精加工制造成品，不僅可大量節(jié)材，還可獲得均勻細(xì)密的鍛造組織，提高傳動(dòng)軸的整體性能"［13］。

為了準(zhǔn)確模擬變形過(guò)程以獲得更好的材料性能，眾多學(xué)者對(duì)7075鋁合金的變形行為及熱處理方式進(jìn)行了研究。王煜等研究了擠壓態(tài)、鑄造態(tài)7075鋁合金的高溫變形行為，采用反向傳播（BP）神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)建立了擠壓態(tài)7075鋁合金的熱變形本構(gòu)模型"［14］。郭睿等對(duì)不同組織狀態(tài)的7075鋁合金T型材進(jìn)行了拉伸彎曲性能試驗(yàn)"［15］。陳丹丹研究了7075鋁合金在大變形后的退火組織演化規(guī)律"［16］。趙青對(duì)比了不同熱處理工藝對(duì)鋁合金組織和力學(xué)性能的影響"［17］。

以上研究表明，初始組織不同的7075鋁合金，其變形行為和熱處理后的性能存在顯著差異，而重卡傳動(dòng)軸生產(chǎn)所采用的中大直徑擠壓棒料徑向鍛造工藝，其預(yù)熱退火態(tài)7075鋁合金組織的熱變形行為研究仍有所欠缺。為此，本文對(duì)重型卡車(chē)輕量化傳動(dòng)軸用大直徑7075鋁合金擠壓棒料進(jìn)行預(yù)熱，取樣后進(jìn)行了不同變形溫度及應(yīng)變速率下的等溫壓縮試驗(yàn)，分析了材料的熱流變行為，構(gòu)建了適用于中大型7075擠壓棒料熱鍛造的改進(jìn)Hansel-Spittel本構(gòu)模型，獲得了7075鋁合金的熱加工圖，并進(jìn)一步分析了7075鋁合金擠壓棒料在典型徑向鍛造工藝中的組織變化。

1"高強(qiáng)7075鋁合金加熱工藝及力學(xué)性能

1.1"材料化學(xué)成分

試驗(yàn)選取的母材為某商用7075-T651鋁合金擠壓棒料，直徑為120mm，其生產(chǎn)過(guò)程為：鑄錠→均質(zhì)化退火→鋸切→粗加工→熱擠壓→固溶→淬火→預(yù)拉伸校直→人工時(shí)效。經(jīng)X射線熒光分析儀測(cè)得的材料組分如表1所示。

1.2"高強(qiáng)7075鋁合金棒料加熱工藝

中大直徑7075鋁合金傳動(dòng)軸的典型徑向鍛造熱加工工藝如圖1所示。

首先，將中大直徑擠壓棒料隨爐升溫至固溶溫度（約480℃）以下30～50℃（即430～450℃），根據(jù)棒料直徑保溫0.5～1.5h，使其芯部熱透以消除棒料的各向異性，并獲得均質(zhì)化的退火組織"［18］。接著，控制降溫速率，使棒料緩慢降溫至始鍛溫度380～420℃，這是因?yàn)樵摐囟认虏牧暇哂辛己玫臒峒庸ば裕揖ЯｉL(zhǎng)大速度較慢"［19］。然后，在始鍛溫度保溫約1 h使棒料內(nèi)部溫度均勻后，出爐進(jìn)行多道次徑向鍛造熱加工。最后，將鍛造后的傳動(dòng)軸粗坯靜置空冷，按生產(chǎn)要求進(jìn)行探傷檢測(cè)，通過(guò)后進(jìn)行T6熱處理和精加工，得到傳動(dòng)軸成品零件。

1.3"室溫拉伸試驗(yàn)及結(jié)果分析

通過(guò)室溫拉伸試驗(yàn)，測(cè)試了7075鋁合金在不同熱處理狀態(tài)下的拉伸性能，取樣方式如圖2所示。測(cè)試設(shè)備為Instron萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)，采用高精度引伸計(jì)準(zhǔn)確測(cè)量試樣的彈性和塑性變形，如圖3（a）所示。根據(jù)“GB/T 228.1—2021金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)”相關(guān)要求"［20］，控制試驗(yàn)彈性階段的應(yīng)力速率小于10MPa/s，塑性階段的應(yīng)變速率為0.002s"－1，得到的工程應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖3（b）所示。

由圖3（b）可見(jiàn)，原始試樣由未經(jīng)加熱處理的7075鋁合金母材直接加工，其屈服強(qiáng)度σ"0.2為"568MPa，抗拉強(qiáng)度σb為621MPa，延伸率為9.9%。退火試樣按照1.2節(jié)所述加熱工藝，從預(yù)熱退火后的母材中取出，其屈服強(qiáng)度σ"0.2為126MPa，抗拉強(qiáng)度σb為256MPa，延伸率為16.9%。拉伸試驗(yàn)結(jié)果表明：7075鋁合金母材的原始組織為時(shí)效強(qiáng)化組織，在強(qiáng)度明顯提升的同時(shí)塑性顯著降低，其變形需嚴(yán)格控制在較小變形量或較低變形速率條件下"［21］，不適合采用徑向鍛造等具有明顯沖擊的劇烈塑性加工工藝；而7075鋁合金退火試樣的屈服強(qiáng)度大幅降低，延伸率顯著提高，屈強(qiáng)比（屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度之比）為"0.49，表明材料組織具備良好的塑性加工性能"［22］。

對(duì)于重卡用傳動(dòng)軸，其徑向鍛造過(guò)程需積累足夠應(yīng)變使整軸鍛透。因此鍛造前將擠壓棒料母材進(jìn)行預(yù)熱，能夠形成均質(zhì)化退火組織，有利于降低母材在擠壓過(guò)程和預(yù)拉伸中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力，消除母材的T6時(shí)效熱處理對(duì)組織均勻性、塑性的影響，預(yù)防鍛坯的開(kāi)裂、彎曲，提高鍛造精度和鍛后組織性能。

1.4"熱壓縮試驗(yàn)及變形行為分析

參照?qǐng)D2（a）取樣方式，從圖3（b）所示退火試樣的同一母材中，加工得到直徑為8mm、高度為"12mm的壓縮試樣。采用Gleeble3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行了不同溫度、不同應(yīng)變速率下的等溫壓縮試驗(yàn)。試驗(yàn)溫度T分別為300、350、400、450℃，位于7075鋁合金再結(jié)晶溫度以上、固溶溫度以下的熱鍛區(qū)間。試驗(yàn)應(yīng)變速率分別為0.01、0.10、1.00、10.00s"－1，位于徑向鍛造工藝常用的應(yīng)變速率區(qū)間。圖4給出了預(yù)熱退火態(tài)7075鋁合金的真應(yīng)力應(yīng)變曲線。

由圖4可見(jiàn)，在壓縮變形初始階段，預(yù)熱退火態(tài)7075鋁合金的真應(yīng)力隨應(yīng)變?cè)黾佣杆僭黾樱粦?yīng)變大于0.02后，真應(yīng)力增速降低并在某一應(yīng)變處達(dá)到峰值；之后真應(yīng)力隨著應(yīng)變?cè)黾佣徛档停⒆罱K趨于穩(wěn)態(tài)。峰值應(yīng)力和穩(wěn)態(tài)應(yīng)力隨著溫度的升高而降低，這是由于較高的溫度增加了組織內(nèi)部能量，可參與滑移的位錯(cuò)數(shù)量大幅增多，隨之帶來(lái)的軟化效果可以較快地補(bǔ)償變形新增位錯(cuò)帶來(lái)的硬化效果。在同一溫度下，峰值應(yīng)力和穩(wěn)態(tài)應(yīng)力隨著應(yīng)變速率提升而增高，這是由于變形時(shí)間縮短，動(dòng)態(tài)軟化過(guò)程來(lái)不及充分進(jìn)行，導(dǎo)致組織內(nèi)存儲(chǔ)的位錯(cuò)增大，硬化效果提升。此外，隨著溫度和應(yīng)變速率的提高，材料的峰值流變應(yīng)力與穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力之間的差值呈增長(zhǎng)趨勢(shì)；而隨著溫度升高，峰值應(yīng)力所在應(yīng)變呈減小趨勢(shì)，表明不同溫度及應(yīng)變速率所產(chǎn)生的材料應(yīng)變強(qiáng)化和應(yīng)變軟化效果不同，二者平衡從而達(dá)到穩(wěn)態(tài)流變的過(guò)程不同。從圖4中還可以觀察到：材料的真實(shí)應(yīng)力應(yīng)變曲線存在小幅波動(dòng)，呈現(xiàn)出動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的特性。與擠壓態(tài)7075鋁合金的真應(yīng)力應(yīng)變曲線相對(duì)比"［14］，在相同的熱壓縮條件下，預(yù)熱退火態(tài)7075鋁合金的峰值應(yīng)力和穩(wěn)態(tài)應(yīng)力均有小幅降低。

2"高強(qiáng)7075鋁合金熱態(tài)形變本構(gòu)模型構(gòu)建

2.1"高強(qiáng)7075鋁合金的原始H-S本構(gòu)模型

Hansel-Spittel粘塑性本構(gòu)模型（簡(jiǎn)稱(chēng)H-S模型）是一種常用的金屬材料本構(gòu)模型，其特點(diǎn)是對(duì)不同溫度、不同應(yīng)變速率、不同真應(yīng)變下的流變應(yīng)力進(jìn)行全局考慮，采用獨(dú)立參數(shù)對(duì)不同因素引起的應(yīng)變強(qiáng)化和應(yīng)變軟化進(jìn)行表征。該模型參數(shù)涵蓋較為全面，模型形式簡(jiǎn)潔，因此廣泛應(yīng)用于金屬材料復(fù)雜熱變形過(guò)程的數(shù)值模擬。H-S模型的表達(dá)式為

式中：σ為應(yīng)力；ε為應(yīng)變；ε[DD（-1.3mm][HT4.][KG0.6mm]·[DD）]為應(yīng)變速率；T為溫度；"A為材料常數(shù)；m1為溫度相關(guān)系數(shù)；m9為溫度指數(shù)；m2為應(yīng)變強(qiáng)化指數(shù)；m4為應(yīng)變軟化系數(shù)；m5為溫度相關(guān)應(yīng)變強(qiáng)化系數(shù)；m7為應(yīng)變相關(guān)系數(shù)；m3為應(yīng)變速率強(qiáng)化指數(shù)；m8為溫度相關(guān)應(yīng)變速率強(qiáng)化指數(shù)。

對(duì)式（1）取自然對(duì)數(shù)后，可得

可通過(guò)分別固定溫度、應(yīng)變速率、應(yīng)變等方式，對(duì)式（2）的各個(gè)參數(shù)進(jìn)行擬合計(jì)算。綜合考慮擬合精度和計(jì)算效率，對(duì)圖4所示的應(yīng)力應(yīng)變曲線進(jìn)行數(shù)據(jù)采樣，應(yīng)變采樣區(qū)間為0.02～0.86，采樣間隔為0.02，每條曲線采集43個(gè)應(yīng)力數(shù)據(jù)，16條曲線共計(jì)688個(gè)。

計(jì)算出預(yù)熱退火態(tài)7075鋁合金熱態(tài)形變的原始H-S模型參數(shù)，如表2所示。由于同一應(yīng)變速率和應(yīng)變下，lnσ與T之間呈現(xiàn)較為顯著的線性關(guān)系，因此參數(shù)m9的擬合過(guò)程受到材料動(dòng)態(tài)再結(jié)晶引起的應(yīng)力波動(dòng)影響，所得數(shù)值較小且缺乏規(guī)律，為避免其對(duì)模型計(jì)算產(chǎn)生影響，取m9=0。參數(shù)m5隨著應(yīng)變?chǔ)诺脑龃罂焖贉p小，當(dāng)ln（1+ε）gt;0.3時(shí)，m5趨近于0。由于徑向鍛造工藝需積累足夠大的應(yīng)變使棒料整體鍛透，為保證模型在大塑性變形中的預(yù)測(cè)精度，取m5=0。

綜上，預(yù)熱退火態(tài)7075鋁合金的原始H-S本構(gòu)模型可表示為

2.2"高強(qiáng)7075鋁合金的改進(jìn)H-S本構(gòu)模型

在不同的應(yīng)變速率和溫度下，材料晶粒內(nèi)部能量不同，因此可以?xún)?chǔ)存的位錯(cuò)數(shù)量和能參與滑移的位錯(cuò)數(shù)量均有較大差異，使得材料的應(yīng)變強(qiáng)化及軟化參數(shù)產(chǎn)生較大波動(dòng)。對(duì)于重卡傳動(dòng)軸的徑向鍛造熱加工，由于原始坯料直徑較大，需采用多個(gè)道次逐步鍛透，成形過(guò)程復(fù)雜，材料的溫度、應(yīng)力和應(yīng)變呈非線性分布，若直接采用原始H-S本構(gòu)模型進(jìn)行數(shù)值模擬，則容易產(chǎn)生較大誤差，因此有必要對(duì)原始H-S模型進(jìn)行優(yōu)化改進(jìn)。

H-S模型的優(yōu)化改進(jìn)有多種方式。Niu等引入組織中α相的比例函數(shù)對(duì)鈦合金H-S模型進(jìn)行優(yōu)化"［23］。Liang等引入部分參數(shù)與應(yīng)變速率的多項(xiàng)式關(guān)系，從而提高了鋁硅合金H-S模型的預(yù)測(cè)精度"［24］。本文對(duì)原始H-S本構(gòu)模型中的應(yīng)變強(qiáng)化指數(shù)m2、應(yīng)變軟化系數(shù)m4、應(yīng)變相關(guān)系數(shù)m7及材料常數(shù)A進(jìn)行優(yōu)化，將這些參數(shù)與溫度、應(yīng)變速率的關(guān)系加入模型，使其由固定值轉(zhuǎn)變?yōu)槎瘮?shù)形式。

在多種本構(gòu)模型的構(gòu)建過(guò)程中"［25］，應(yīng)變速率通常直接用于計(jì)算，溫度通常以e的指數(shù)形式參與計(jì)算。令R=lnε[DD（-1.3mm][HT4.][KG0.3mm]·[DD）]，參照式（2）的自然對(duì)數(shù)形式，構(gòu)建上述4個(gè)目標(biāo)參數(shù)關(guān)于R、T的優(yōu)化函數(shù)，寫(xiě)為

m2=f1（R，T）；"m4=f2（R，T）

m7=f3（R，T）；"lnA=f4（R，T）（4）

2.2.1"二元一次多項(xiàng)式參數(shù)擬合

首先，構(gòu)建二元一次方程形式的函數(shù)

f（R，T）=a0+b1R+b2T（5）

式中：a0為常數(shù)；b1、b2分別為R、T的一階系數(shù)。

根據(jù)式（5），對(duì)2.1節(jié)得到的16組m2、m4、m7、A數(shù)據(jù)分別進(jìn)行三維平面擬合。m2的三維散點(diǎn)圖與擬合平面如圖5所示，可見(jiàn)擬合平面與數(shù)據(jù)點(diǎn)之間的誤差較大，難以準(zhǔn)確描述m2的空間分布。與此同時(shí)，其他參數(shù)的擬合也呈現(xiàn)出類(lèi)似結(jié)果，m2、m4、m7和A的數(shù)據(jù)分布與對(duì)應(yīng)擬合面的相關(guān)度分別為"0.457、"0.269、0.451、0.316，表明采用二元一次函數(shù)難以準(zhǔn)確模擬各參數(shù)隨應(yīng)變速率和溫度的變化規(guī)律。

[TP13張超5.tif;S+1mm;X+1mm;Z2;Y2，BP#]

圖5"參數(shù)m2關(guān)于R（R=lnε[DD（-1.3mm][HT4.]·[DD）][HT5\"]）和T的二元一次平面擬合

Fig·5Plane fitting between R（R=lnε[DD（-1.3mm][HT4.]·[DD）][HT5\"]）， T and m2

2.2.2"二元二次多項(xiàng)式參數(shù)擬合

在2.2.1節(jié)基礎(chǔ)上，采用二元二次方程形式重新構(gòu)建了擬合函數(shù)，其關(guān)系式為

f（R，T）=a0+b1R+b2T+c1R2+c2RT+c3T2 （6）

式中：c1、c2、c3分別為R、RT、T的二階系數(shù)。

采用式（6）進(jìn)行三維曲面擬合，m7的三維散點(diǎn)圖與二元二次擬合曲面如圖6所示。由圖可見(jiàn)，二元二次曲面形式能較為準(zhǔn)確地描述參數(shù)m7隨應(yīng)變速率、溫度的變化規(guī)律，其他參數(shù)的曲面擬合效果亦較好，m2、m4、m7和A的數(shù)據(jù)分布與對(duì)應(yīng)擬合面的相關(guān)度分別提高至0.822、0.789、0.855、0.776。

若采用二元三次方程或更高階二元方程構(gòu)造擬合函數(shù)，由于參數(shù)過(guò)多，不僅會(huì)導(dǎo)致計(jì)算結(jié)果難以收斂，還會(huì)大幅度降低計(jì)算效率，故不再進(jìn)一步繼續(xù)擬合。

綜上，采用R（R=lnε[DD（-1.3mm][HT4.][KG0.3mm]·[DD）]）和T的二元二次多項(xiàng)式對(duì)參數(shù)m2、m4、m7、A進(jìn)行優(yōu)化，可得到預(yù)熱退火態(tài)7075鋁合金改進(jìn)H-S模型參數(shù)多項(xiàng)式（式（6））的系數(shù)，如表3所示。

圖7給出了不同溫度和應(yīng)變速率下，原始及改進(jìn)H-S模型得到的流變應(yīng)力預(yù)測(cè)值與試驗(yàn)值的對(duì)比。由圖可見(jiàn)，當(dāng)εgt;0.4時(shí)，原始及改進(jìn)H-S模型對(duì)于材料穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力的擬合度均較高；當(dāng)0lt;ε≤0.4時(shí)，原始H-S本構(gòu)模型對(duì)材料峰值流變應(yīng)力和峰值應(yīng)力對(duì)應(yīng)的應(yīng)變擬合誤差較大，而改進(jìn)H-S本構(gòu)模型對(duì)材料峰值流變應(yīng)力的擬合誤差較小，其預(yù)測(cè)值更貼近試驗(yàn)所得真應(yīng)力應(yīng)變曲線，且能較好地區(qū)分出不同溫度和應(yīng)變速率下真應(yīng)力應(yīng)變曲線的形狀和走勢(shì)。

2.3"本構(gòu)模型精度分析

為了準(zhǔn)確評(píng)估兩種本構(gòu)模型的預(yù)測(cè)精度，引入統(tǒng)計(jì)參數(shù)指標(biāo)平均相對(duì)誤差W"AARE對(duì)模型進(jìn)行分析，表達(dá)式可寫(xiě)為

W"AARE=1N∑[DD（]N"i=1[DD）][JB（|]Ei－PiEi[JB）|]×100%（7）

式中：Ei為應(yīng)力試驗(yàn)值；Pi為應(yīng)力預(yù)測(cè)值；N為樣本總數(shù)。

分別將試驗(yàn)數(shù)據(jù)與兩種本構(gòu)模型的預(yù)測(cè)值繪制在線性回歸圖中，對(duì)試驗(yàn)值及預(yù)測(cè)值進(jìn)行相對(duì)誤差計(jì)算，得到的結(jié)果如圖8所示。通過(guò)計(jì)算可得，原始H-S模型的W"AARE為4.32%，而改進(jìn)H-S模型的預(yù)測(cè)數(shù)據(jù)更貼近最佳回歸線，W"AARE降低至2.71%。

3"高強(qiáng)7075鋁合金熱加工圖及徑向鍛造后微觀組織演化

3.1"熱加工圖的建立

材料熱加工圖基于動(dòng)態(tài)材料模型理論（DMM），將材料熱加工過(guò)程看作一個(gè)封閉能量耗散系統(tǒng)，認(rèn)為由外力輸入到變形區(qū)間的總功率P可分為兩部分，包括用于材料塑性變形的功率G（大部分轉(zhuǎn)化為熱能，小部分轉(zhuǎn)化為晶體畸變能）和用于材料微觀組織變化的功率J（晶粒回復(fù)，再結(jié)晶，相變，微裂紋演變等所需能量）。

定義用于微觀組織演變的功率J與材料處于理想線性耗散時(shí)功率J"max的比值為功率耗散因子η，將相同應(yīng)變下的η以等值線形式繪制在變形溫度與應(yīng)變速率所構(gòu)成的二維平面中，可得到功率耗散圖，從而直觀表征變形參數(shù)對(duì)金屬材料熱變形行為的影響。功率耗散因子η越大，表明熱變形過(guò)程中用于微觀組織演變的功率越多。此外，在選擇最佳加工工藝時(shí)，還應(yīng)結(jié)合材料的流變失穩(wěn)判據(jù)。目前，使用較為廣泛的塑性失穩(wěn)判據(jù)為失穩(wěn)參數(shù)ξ（ε[DD（-1.3mm][HT4.][KG0.3mm]·[DD）]），將ξ（ε[DD（-1.3mm][HT4.][KG0.3mm]·[DD）]）lt;0的區(qū)域與功率耗散圖相疊加，即可獲得材料的熱加工圖"［6］。

根據(jù)圖4中預(yù)熱退火態(tài)7075鋁合金的真應(yīng)力應(yīng)變數(shù)據(jù)，分別繪制出應(yīng)變?yōu)?.2、0.5、0.8時(shí)的熱加工圖，如圖9所示，其中等高線數(shù)值為功率耗散因子η，陰影部分為失穩(wěn)區(qū)。由圖可知，預(yù)熱退火態(tài)7075鋁合金在溫度為350～450℃、應(yīng)變速率為0.01～10s"－1的區(qū)間內(nèi)具有較好的變形穩(wěn)定性，不易出現(xiàn)材料失穩(wěn)；而功率耗散因子η的分布在不同應(yīng)變下存在較大差異，表明材料的熱變形對(duì)溫度和應(yīng)變速率具有較強(qiáng)的敏感性。

如圖9（a）所示，當(dāng)應(yīng)變較小時(shí)，η整體偏低，等值線分布較為均勻，表明此時(shí)材料變形抗力較高，應(yīng)變強(qiáng)化明顯，晶粒內(nèi)部可儲(chǔ)存較高畸變能，晶粒沿垂直載荷方向拉長(zhǎng)，但發(fā)生的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶較少。

圖9（b）中，應(yīng)變?cè)龃笾?.5，此時(shí)功率耗散因子η呈整體增大趨勢(shì)，表明材料的動(dòng)態(tài)軟化效果逐步加強(qiáng)。在溫度為400～450℃、應(yīng)變速率為0.01～"0.5s"－1 范圍內(nèi)，η等值線分布密集，表明材料在該變形條件下可發(fā)生較為連續(xù)的動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，微觀組織演化速度較快。與此同時(shí)，在300℃附近出現(xiàn)了小范圍失穩(wěn)區(qū)域（陰影部分），表明過(guò)低的鍛造溫度會(huì)影響材料塑性。

由圖9（c）可見(jiàn)，材料應(yīng)變?cè)龃笾?.8，此時(shí)η相較于圖9（b）變化較小，但η等值線的分布更為均勻，材料呈現(xiàn)穩(wěn)態(tài)變形特性。在350～450℃溫度范圍內(nèi)，材料均可進(jìn)行熱加工，在較高溫度加工時(shí)可采用較大應(yīng)變速率提高生產(chǎn)效率，在較低溫度加工時(shí)宜采用較低應(yīng)變速率保證加工質(zhì)量。材料失穩(wěn)區(qū)出現(xiàn)在溫度約為300℃、應(yīng)變速率大于0.36s"－1處，表明低溫高應(yīng)變速率下材料內(nèi)部能量較低，在應(yīng)變累積產(chǎn)生的大量位錯(cuò)阻礙下，微觀粒子的滑移和攀移難以快速完成，易產(chǎn)生空洞、微裂紋，因此實(shí)際熱加工應(yīng)避免在該溫度和應(yīng)變速率處開(kāi)展。

3.2"高強(qiáng)7075鋁合金徑向鍛造微觀組織演化

3.1節(jié)所述的熱加工圖表明：當(dāng)應(yīng)變?chǔ)舋t;0.5時(shí)，預(yù)熱退火態(tài)7075鋁合金逐漸進(jìn)入穩(wěn)態(tài)變形狀態(tài)，在溫度為400℃左右時(shí)，可獲得ηgt;0.26的穩(wěn)定成形區(qū)間。在390～450℃溫度區(qū)間，7075鋁合金變形過(guò)程中產(chǎn)生的再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大趨勢(shì)逐步增加"［19］。因此，為了獲得細(xì)密的變形組織，提高7075鋁合金傳動(dòng)軸的整體性能，中大直徑7075擠壓棒料的始鍛溫度可設(shè)置為400℃；成形過(guò)程中應(yīng)使坯料各部分的應(yīng)變均大于0.5；成形時(shí)間不宜過(guò)長(zhǎng)，防止材料局部冷卻至300℃以下產(chǎn)生微裂紋。

參照?qǐng)D1的加熱工藝及圖9的熱加工圖，將"1.1節(jié)所述7075鋁合金母材，即直徑為120mm的擠壓棒料，在預(yù)熱后進(jìn)行徑向鍛造，如圖10所示。預(yù)熱工藝為：隨爐升溫→430℃保溫1h→－30℃/h隨爐降溫→400℃保溫1h。徑向鍛造工藝參數(shù)為：始鍛溫度400℃，終鍛溫度高于350℃；分4個(gè)道次鍛造，每道次截面收縮率為10%～15%，截面總收縮率為55.6%。徑向鍛造后，將鍛件靜置空冷至"200℃以下再進(jìn)行水冷，防止鍛件開(kāi)裂。最終獲得的鍛造棒料直徑為（80±0.5）mm，如圖10（c）所示。由于7075鋁合金為時(shí)效強(qiáng)化型鋁合金，成形后需通過(guò)熱處理方式提高組織強(qiáng)度，因此將鍛造棒料切割為兩部分，一部分保留鍛造組織作為參照，另一部分進(jìn)行了T6固溶時(shí)效熱處理，具體參數(shù)為：475℃保溫3h固溶→120℃保溫24h人工時(shí)效。

采用電子背散射衍射儀（EBSD）觀測(cè)了不同狀態(tài)下的7075鋁合金組織形貌，如圖11所示。圖11（a）為擠壓棒料的原始組織，可見(jiàn)晶粒呈板條狀沿軸向分布，晶界規(guī)則明顯，具有顯著的擠壓組織特征。"圖11（b）為徑向鍛造后組織，可見(jiàn)板條狀晶粒的分層不再明顯，一部分粗大晶粒破碎，形成細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，另一部分則在內(nèi)部出現(xiàn)小轉(zhuǎn)角晶界或亞晶晶界。總體而言，晶粒的分布不均勻、邊緣不規(guī)則、尺寸相差較大，表明多道次的徑向鍛造對(duì)材料施加了大量非定向的變形，使得組織內(nèi)部積累了大量畸變能，形成了不穩(wěn)定的微觀組織。圖11（c）為徑向鍛造棒料進(jìn)行T6熱處理后的組織，其再結(jié)晶晶粒的外形更加規(guī)則，晶粒之間形成了清晰的大角度晶界，部分粗大晶粒沿著小轉(zhuǎn)角晶界和亞晶晶界破碎，進(jìn)而轉(zhuǎn)化為多個(gè)細(xì)小晶粒，組織內(nèi)部畸變能獲得釋放，組織均勻性進(jìn)一步得到改善。

為評(píng)估徑向鍛造對(duì)7075鋁合金性能的改善效果，按照?qǐng)D2（a）尺寸從鍛造棒料、T6熱處理棒料中分別加工出拉伸試樣，采用圖3（a）所示方式進(jìn)行了室溫拉伸試驗(yàn)，得到的抗拉強(qiáng)度與延伸率列于表4。

由表4可知，相較于徑向鍛造前的預(yù)熱退火組織，徑向鍛造后7075鋁合金棒料的抗拉強(qiáng)度、延伸率分別提高至321MPa、18.7%，與熱加工圖所表明的材料在累積足夠應(yīng)變后進(jìn)入穩(wěn)態(tài)變形的結(jié)論相一致。相較于采用T6熱處理的擠壓棒料母材，在進(jìn)行T6時(shí)效強(qiáng)化熱處理后，徑向鍛造棒料的抗拉強(qiáng)度、延伸率分別提升至651MPa、12.5%，與Hall-Petch公式的結(jié)論相吻合"［26］，即材料的強(qiáng)度隨著晶粒尺寸的減小而增大。

綜上所述，采用預(yù)熱退火→徑向鍛造→T6熱處理的熱加工方式，可有效消除擠壓態(tài)7075鋁合金的不均勻板條組織，得到微觀組織顯著改善、宏觀性能顯著提升的高強(qiáng)7075鋁合金鍛造軸，為進(jìn)一步精加工獲得重卡所需大扭矩傳動(dòng)軸成品奠定基礎(chǔ)。

4"結(jié)"論

由于重型卡車(chē)輕量化用高強(qiáng)7075鋁合金傳動(dòng)軸的研制中，傳統(tǒng)擠壓棒料的微觀組織和宏觀性能難以滿足實(shí)際需求，因此本文從冷態(tài)拉伸、熱態(tài)壓縮、熱加工范圍、組織演化等方面，對(duì)直徑為120mm的7075鋁合金擠壓棒料在預(yù)熱退火后的徑向鍛造熱變形行為進(jìn)行研究，所得結(jié)論如下。

（1）采用430℃保溫1h預(yù)熱→－30℃/h隨爐降溫→400℃保溫1h的方式，將直徑為120mm的7075鋁合金擠壓棒料充分預(yù)熱，可顯著改善其組織均勻性，提高材料塑性，室溫延伸率由9.9%提高至16.9%，有利于徑向鍛造工藝的開(kāi)展。

（2）采用應(yīng)變速率自然對(duì)數(shù)R（R=lnε[DD（-1.3mm][HT4.][KG0.3mm]·[DD）]）和溫度T的二元二次方程，取代原始H-S本構(gòu)模型中的應(yīng)變強(qiáng)化指數(shù)m2、應(yīng)變軟化系數(shù)m4、應(yīng)變相關(guān)系數(shù)m7及材料常數(shù)A，得到7075鋁合金的改進(jìn)H-S本構(gòu)模型，提高了材料熱變形過(guò)程中的峰值流變應(yīng)力和穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力擬合度。將改進(jìn)H-S本構(gòu)模型的預(yù)測(cè)值與試驗(yàn)值對(duì)比后發(fā)現(xiàn)，平均相對(duì)誤差由改進(jìn)前的4.31%降低至2.71%。

（3）7075鋁合金的熱加工圖表明：在溫度為"350～450℃、應(yīng)變速率為0.01～10s"－1范圍內(nèi)，7075鋁合金的熱變形均具有較高的穩(wěn)定性，較高的加工溫度和較低的應(yīng)變速率有利于材料的微觀組織演化。應(yīng)變大于0.5后，7075鋁合金進(jìn)入穩(wěn)態(tài)變形狀態(tài)，可獲得再結(jié)晶鍛造組織。

（4）相較于采用T6熱處理的擠壓棒料母材，采用預(yù)熱退火→徑向鍛造（截面總收縮率為55.6%）→T6熱處理的熱加工方式獲得的7075鋁合金鍛造棒料，其微觀組織由粗大板條晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆蚣?xì)密大轉(zhuǎn)角晶粒，抗拉強(qiáng)度從621MPa提高至651MPa，延伸率從9.9%提高至12.5%，實(shí)現(xiàn)了微觀組織的改善及宏觀性能的提升。

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（編輯"李慧敏"劉楊）