具有超塑性的铝合金Word下载.docx

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〔1〕微细晶粒伴随动态再结晶机制。

此种机制认为超塑性材料在高应变速率超塑性加工时，会发生动态再结晶，从而形成微细晶粒促进高应变速率超塑性变形。

如Al-Mg系合金在Mg元素改变其基体的滑移体系的前提下，超塑变形时发生动态再结晶形成细小的亚晶粒，之后，亚晶粒进一步长大由小角度向大角度转化形成微细的晶粒，促进了超塑变形进展[4]。

〔2〕液相调节晶界滑移机制。

普遍认为晶界滑移〔GBS〕是超塑变形的主要机制，并且应变速率敏感系数m值越高，意味着晶界滑移对总变形的奉献也越大.在材料超塑性流变的晶界滑动过程中，常常在增强物周围产生应力集中，在没有微量液相的固态界面上的应力集中很可能不能被调节机制〔扩散流〕充分释放，导致在界面上形成过多空洞和小的延伸率；

而在一个含有适量液相的液/固态中，适量的液相和扩散流一起充分释放应力集中的同时又不过多地形成空洞，从而提高了应变速率与延伸率；

但是，当液相过多时，由于晶界、界面间失去了结合力，晶粒间便会形成空洞从而降低延伸率。

〔3〕包含以上两种的机制。

此种机制是一种折中的结果，其理论认为以上两种机制其实不能独立成立.在高应变速率超塑变形时，动态再结晶现象与适量的液一样时存在，两者相辅相成共同促进了超塑变形的进展［5］。

在高的退火温度〔大于0.5T固相线〕和低应变速率〔通常是10-5-10-3s-1〕的情况下，材料的晶粒尺寸小于10μm，就会产生精细构造的超塑性[6-7]。

要使铝合金产生塑性变形和再结晶，最常用的方法是使合金的晶粒细化。

在这种情况下，由于〔1〕质点会促进形核[8-9]；

〔2〕当加热到超塑性变形温度和SPD工艺处理时，晶界迁移处会有钉扎作用，多相合金会形成细晶构造[10-12]。

细晶构造形成的原因是合金中同时存在粗大的和细小的微粒。

在室温下，大多数超塑性铝合金不具备高的力学性能。

高强度铝合金，例如AA7475（或AA7075），具有高的强度-密度比和优异的力学性能，广泛应用于航空航天领域[13]。

这种合金在超塑性成形的应用是很有前景的，但是通过传统的高温锻造，合金的产量是十分有限的。

而且合金A7475超塑性时的应变率很低〔小于1*10-3s-1〕[14]。

由于PSN工艺,通过Rockwell技术处理[6]可以使该合金的晶粒尺寸到达10μm，在500℃时给合金加以非常低的应变速率〔2*10-4s-1〕，合金的伸长率可以到达1000%。

较低的应变速率限制了超塑性的商业应用，其主要是用于航天工业和建筑设计。

高应变速率的超塑性，典型的是在10-2s-1以内，用于制造大型工件，可用于汽车行业和消费品行业。

每一个部件的形成时间可能会从20min减少到60s甚至低于60s，例如塑料的快速成形、剧烈塑变、粉体技术和其他工艺可用于细化高强度铝基合金晶粒构造、增强它的超塑性。

然而，这些工艺生产超塑性板材时，本钱相对较高，生产时间长。

在上述所举的例子中，传统的操作工艺中利用热加工和滚扎，可用于生产高强度超塑性合金的板材。

当温度到达超塑变变形温度时，添加锆可以在晶界处产生钉扎作用[8]，此类型的合金例如合金SUPRALAl-Cu-Zr[15]，此类型合金的板材由热滚扎、热处理生产时，组织中会有细丝状ZrAl3连贯相。

在热轧时温度会导致纤维状ZrAl3明显地恢复原状，而且不会发生连续的再结晶。

超塑性变形开场前，合金中存在带状亚晶构造。

当进展超塑性变形时，亚晶粒和最终生成的微细晶体之间的取向差被高角度晶界隔开[16]。

Mikhaylovskaya等人[17]研究合金材料通过锆元素的生成细微颗粒钉扎在晶界处，并且镍合金形成粗质的共晶体，这种颗粒促进了非均匀形核。

Al3Ni微粒的存在不会减少析出硬化效应与T’相〔AlMgZnCu〕沉积的关系，并且会使T’相均匀分布，同时会减少应力腐蚀开裂的问题。

2.实验局部

目前，在此领域国内外实现高应变速率超塑性的方法有多种，总结起来具有高应变速率

超塑性的铝合金可以分为四类：

（1）快速凝固粉末冶金铝合金；

（2）纤维增强铝基复合材料或弥散颗粒增强铝基复合材料；

（3）机械合金化铝合金；

（4）用铸造方法获得的铝合金[18]。

Mikhaylovskaya采用铸造法制备铝合金，实验中用到纯度为99%的铝、95%的镁、99.96%的锌以及铝镍〔Ni-10%〕、铝锆〔锆-3.5%〕、铝铜〔铜-53%〕合金为原料。

浇铸温度为810℃〔根据热力学计算，合金的液相线温度在790-799℃之间。

为了防止浇铸前根本相Al3Zr出现晶粒粗化的现象，浇铸温度高于液相线10-20℃，不能过高〕。

铸造的合金尺寸都是100*40*20mm3，放入水冷铜模具中，降温速率可达15K/s。

通过将合金装入石墨坩埚并放入S3型箱式电阻率中，实现融化。

所有的铸体都经过450℃、3h和500℃、3h的调质处理，用直径为230mm的轧板机进展热轧〔80%〕和冷轧〔60%〕。

热轧的温度为420±

10℃。

最终的板材厚度为1mm。

基合金的化学成分是：

Al–（3.5–4.5）Zn–（3.5–4.5）Mg–（0.6–1.0）Cu–（2.0–3.0）Ni–（0.25–0.30）Zr（wt.%）[41]。

实验中用到了四种合金，如表1所示。

合金0、1、2、3号的镍含量各不一样。

利用“SetaramLabsysDSC1600〞型热量计进展差示扫描量热〔DSC〕，在20-700℃可以实现5℃/min的加热速率。

利用卡尔蔡司光学显微镜〔LM〕的白色光或偏振光来观察合金的微观构造。

采用扫描电镜和X射线能谱仪表征合金微观构造和化学成分。

用AZTEC软件进展EBSD分析，EBSD采用20kv电压—步长为0.4μm/step的HKLNordlysMax型探测器。

样品在显微观察期经过机械研磨和抛光：

抛光是在氯-乙醇电解液〔电压为15-20v〕、1%氢氟酸水溶液或者是阳极10%〔HF在H3BO4〕水溶液中进展的，用来控制晶粒构造。

样品的截面平行于轧制平面。

实验采用超过200次随机切割法，由此测定平均晶粒尺寸和粒径大小。

试样在EBSD分析前应经过机械研磨和在A2电解液、15-20v电压下抛光。

扫描的尺寸为80*80mm2,扫描间距为0.4μm

试样在表征前做了机械研磨及抛光处理:

抛光是在15-20V氯气-乙醇电解液中和1%HF酸水溶液中或者是在10%的HF在硼酸水溶液中进展阳极氧化,用来控制晶粒构造。

样品加工成平行于轧制平面的薄片状。

超过200次的随机割线法用来测定样品的平均晶粒尺寸和晶粒度。

将样品放机械研磨、在15-20VA2电解液抛光：

用来做EBSD分析，扫描间距为0.4μm，扫描尺寸为80*80mm2。

在高温下〔300-480℃〕，用拉伸试验来测试合金的超塑性。

裁剪后的样品平行于轧制方向，横截面积为F0=6*1mm2，长度L0=14mm〔L0=5.65√F0〕。

试样经预处理：

恒定的应变速率〔2*10-3s-1〕造成50%的变形，以形成重结晶构造。

再通过逐步增加形变量来测定其超塑性指标。

恒应变率的准确性并不小于±

3%。

应力以1.5倍速率增加，根据计算的应力-应变曲线斜率取对数，来计算应变速率敏感性指数m。

对应最大的m的应变速率是最优的选择。

采用1*10-3-1*10-1s-1的恒定拉应力来进展实验。

用阿伦尼乌斯方程表示不同温度、屈服应力σ、不同应变速率ξ下，平均活化能Q和应变速率敏感性指数m的关系，方程如下：

ξ=Aσ1/me-Q/RT

式中A-材料常数，R-气体常数，T-温度。

超塑性变形的活化能与指数m的定义和计算关系式如下所示：

In（ξ）=A+（1/m）In（σ）+Q（1/RT）

室温下，用ZwickZ250型仪器来进展单向拉伸测试来测量试样的力学性能。

在热处理〔淬火、时效〕后，样品尺寸为70*10*1mm3。

3.结果与讨论

铸件中存在铝的固溶体、共晶体Al3Ni以及Zn、Mg的非平衡相，如图1a所示。

均化〔450℃〕的第一步，将温度控制在Al3Zr非平衡的固相线温度之下，去溶解非平衡相。

第二步〔500℃〕，将温度设定在高于非平衡固相线、低于稳定的固相线温度，使Al3Ni相分散。

通过两次均匀化退火，非平衡相就会溶解，而Al3Ni成粒状分散，如图1b所示。

经热轧和冷轧后，铝固溶体基体上出现大小为1.6±

0.2μm、均为分布的粒状Al3Ni相〔图1c〕。

用EDS能谱分析铝固溶体的化学成分，结果为：

锌（3.92-4.15%）、镁（3.81--4.05%）、锆（0.26--0.28%）、铜（0.72-0.79%），同时检测到存在Al3Zr粒子。

添加锆可以形成连接相的Al3Zr弥散相，增加铝合金重结晶的阻力。

经20min、300-480℃〔0.97T熔〕的退火处理，出现偏析重结晶的晶粒，如图1d所示。

如表1所示，随着Ni含量的增加，粒状相含量增加，而晶粒尺寸减少。

实验中改变合金的应变速率，来测量屈服强度，合金的应力-应变函数如图2a所示，呈S形，这就说明合金具有超塑性。

不含镍的合金开场重结晶时的晶粒尺寸是最大的，同时其超塑性较弱：

伸长率只有100-200%，m值大约为0.3。

添加了镍的合金屈服应力减少，m值从0.35增加到0.55-0.65，同时它的伸长率增加了数倍〔图2〕。

如图2c和2d所示，当镍元素含量为1%、应变速率为1*10-2s-1、温度440℃时，合金的伸长率从100%增加到500%。

当应变速率较低〔2*10-3s-1〕、温度为480℃时，得到的数据与上面一致〔图2c〕。

因此，所有的含镍的合金都有良好的超塑性。

当合金中镍含量到达3%时，重结晶构造中晶粒尺寸变小，与其他镍含量的合金相比拟，它的性能是最好的。

如图3a、b所示，当应变速率为1*10-3-2*10-3s-1、温度480℃和应变速率为2*10-3-6*10-3s-1、温度为440℃时，m值将到达最大〔0.5-0.7〕。

可以得出最优的实验温度为440℃，此时在高应变速率下合金也具有超塑性。

随着温度的降低，合金伸长率的最大值将转移至低应变速率处〔图4a〕。

但是当形变温度为420℃时，断裂伸长率为400-500%。

应变速率在2*10-3到4*10-2s-1范围内，应变速率对伸长率的影响不大。

300℃时,伸长率只有200%.但是当温度从380℃升到400℃时,伸长率在应变速率为5*10-3s-1时超过了300-400%〔图4c〕，屈服应力不到20MPa。

在温度低于380℃时，合金的屈服应力〔>

30MPa〕显著增加（图4d），同时m值和最优的应变速率逐渐减少。

因此，合金在380-480℃的温度范围内具有超塑性，m的平均值为0.53。

超塑性变形的活化能为77.1KJ/mol〔图5〕，这个值非常接近晶界扩散的活化能。

因此可以推断合金的超塑性变形主要是由晶界扩散引起的。

如图4a所示，当温度为440℃、应变速率为1*10-2-4*10-2s-1时，合金断裂时的伸长率可达800%，它的屈服强度约为20MPa〔图4b〕。

甚至当应变速率升到1*10-1s-1时，伸长率也高达450%。

应当注意的是，这些合金是通过传统的轧制、热处理方法、恒应变速率来制备的。

显而易见的，屈服应力在低应变速率下将会出现一个峰值，随着应变增加，它将会少量地减少〔图2d和图4b〕，特别是应变速率较高时〔1*10-2-1*10-1s-1〕。

屈服应力的峰值低于微观研究中的数值，这是因为动态重结晶的同时屈服应力也会降低。

在应变区域，屈服应力逐渐减少。

图6表示EBSD取向图谱〔a-e〕，在合金试样分别进展50%、100%、200%和400%的超塑性变形之后，进展440℃、20min的退火，观察其晶界取向角度的分布，如图6f-j所示。

由于合金中添加了锆，当温度加热到440℃时，构造中出现了局部地重结晶〔图6a、f〕。

高角度晶界的重结晶晶粒的体积分数为0.35，重结晶晶粒的平均尺寸约为2.4μm〔图6a〕。

当超塑性形变量由50%升至400%时，重结晶所占的体积比由0.35逐渐增加至0.92〔表2〕。

当超塑变的形变量到400%时，平均晶粒尺寸为1.8μm，这说明晶粒构造具有良好的热稳定性。

当产生超塑性变形时，重结晶的晶粒尺寸从2.4减为1.8μm，这是因为动态重结晶过程对它产生了影响。

此外，当形变量为50%、100%，经过屡次加工的试样构造增强〔图6a-c〕，当超塑性形变量为200%、400%〔图6d、e〕时，错取向将会朝着减弱构造的方向分布。

这可能是因为超塑性变形后，重结晶产生PSN效应或者晶界产生了滑移。

通常情况下经过超塑性变形的细小晶粒内不存在位错活动，而有些情况除外。

实验中，当超塑变的变形量为200%、400%时，可以观察到粗糙的Al3Ni相附近存在大量的位错活动〔图7〕。

位错呈线性排列，如图7b所示[52]。

经400%的超塑变变形量，重结晶所占的体积比高达90%。

高的位错密度可能会导致产生动态重结晶，而动态重结晶会使晶粒尺寸变为超细，同时能提供优良的超塑性。

因此，高的伸长率和高的应变速率可以能是因为合金中同时存在粗质Al3Ni共晶体和Al3Zr弥散相。

Al3Ni粒子能够促进非均匀成核，所以大量晶核能附着在该粒子处结晶。

当温度升高至超塑性变形的温度时，Al3Zr弥散相能够阻碍局部再结晶。

与此同时，进展超塑性变形时，会抑制晶粒的长大。

细晶构造和高晶界密度，利于晶界产生滑移，同时动态重结晶会产生新的微细晶粒和高角度晶界，这些因素也会对晶界滑移有利。

产生超塑性形变时，晶界扩散、位错运动和动态重结晶三种相互协调，共同作用，产生晶界滑移。

镍含量为1-3%的Al–Zn–Mg–Cu–Zr合金具有超塑性。

此外，随着镍含量〔1-3%〕的增加，粗质的Al3Ni共晶体相的体积比会增大，从而导致晶粒尺寸减小、超塑性的伸长率增大。

当拉伸试验的条件：

镍含量为3%、温度为440℃、恒定应变速率低于1*10-2s-1时，伸长率超过800%，当应变速率为1*10-1s-1时，伸长率为450%。

在室温下，合金的屈服强度为570MPa，极限抗拉强度为610MPa。

实验说明，在超塑性变形之前，由于高强度合金出现了局部的重结晶晶粒，导致合金产生了高应变速率的超塑性。

由于动态重结晶，当进展超塑性变形时，生成的晶粒的尺寸约为2μm。

WANGL.Y等人[19]对工业用AZ31B镁合金〔Al-2.92,Zn-1.01,M-0.34其余为Mg〕做热拉伸试样〔温度为723K，拉伸速率为1*10-3s-1〕,得到的真应力-真应变曲线，如图8所示。

通过图8可以得出，在热拉伸条件为温度为723K，拉伸速率为1*10-3s-1时，合金的伸长率最大可达216%，说明AZ31B镁合金同样具有图8AZ31B合金的真应力-应变曲线超塑性。

X黎明等人[20]采用铸造法制备

〔Al-5.60Mg-0.30Zr-0.07Cr-0.16其余为Mn〕合金，并通过挤压工艺制备出合金管材。

制备工艺流程如图9所示。

同时根据一系列的拉伸试验，得到试样室温下的拉伸性能和高温下的超塑性性能，如表3所示

表3试样的室温拉伸性能和高温超塑性拉伸性能

图9.试样的工艺流程

通过表3我们可以看出，一样条件下退火态的塑性要优于冷变形的塑性，这是因为退火可以使合金的化学成分及组织均匀化、晶粒细化，消除内应力和加工硬化，使材料的硬度降低、塑性增强。

还能看到，退火态的合金在温度为500-520℃、应变速率为8*10-4s-1时，合金的伸长率高达500%，m值为0.41，说明合金具有良好的超塑性。

在扫描电镜下观察试样的常温拉伸、高温拉伸的断口外表形貌，如图10所示。

图10常温拉伸断口形貌〔a〕和高温拉伸断口形貌〔b〕

图10a中可以看到，常温拉伸断口形貌处存在大量韧窝和细小的第二相，这是穿晶断裂具有的特点。

裂纹萌生于第二相细颗粒处，经扩展后断裂。

而b图中没有出现韧大量的窝构造，存在大量深坑，深坑处可看见晶界构造，说明试样以是沿晶断裂的方式断开的。

对图b形貌的解释为：

高温会导致合金产生动态重结晶过程，会产生新的晶粒，由于试样中存在第二相、加工的变形不均匀性等因素，就会导致重结晶晶粒尺寸细小，晶界增多。

在高温超塑性变形过程中，晶界滑动在晶界台阶、第二相粒子等处受阻，并产生应力集中，这时，启动位错滑移和扩散蠕变协调机制，晶粒发生转动，变形得以继续。

然而，随变形率增大，晶界滑移受阻严重，就会在受阻处产生小的空洞，随着形变的继续，空洞数量增加，尺寸增大，最终聚集、扩展而导致沿晶破断。

这也是该合金产生超塑性的原因。

4.结论

采用铸造法制备的铝合金在高温下具有超塑性，有的铝合金经过处理，伸长率高达1000%[6]，它是一种典型的超塑性材料。

而关于超塑性产生的机理，所有文献都无一例外地提到：

在热塑变过程中，位错运动、温度等因素产生动态重结晶，生成新的晶粒，由于第二相、加工的变形不均匀性等因素导致新生晶粒尺寸普遍较小。

细晶构造和高晶界密度等因素，对晶界产生滑移十分有利，从而使合金的伸长率即塑性大幅提升。

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