沈 彤 文 平 范才河 李 力 歐 玲 王 舒 戴南山 張子豪

1. 湖南工業(yè)大學冶金與材料工程學院湖南 株洲 412007

2. 中國兵器208研究所北京 102202

3. 株洲中車特種裝備科技有限公司湖南 株洲 412000

4. 安徽建業(yè)科技有限公司安徽 淮北 235000

0 引言

Al-Cu-Mg合金因具有強度高、加工成形性及耐熱性好等優(yōu)點，廣泛應用于航空航天及軍工領域[1-2]。Al-Cu-Mg合金在熱變形加工中，通過優(yōu)化熱變形條件可獲得更高的加工效率和穩(wěn)定性[3]。熱變形條件包括變形溫度、應變速率及變形量。變形溫度越高，動態(tài)回復越易進行；應變速率越快，位錯的組合過程越難進行，影響動態(tài)回復中亞晶的形成；變形量越大，變形儲能越多，對再結晶過程越有利[4]。由此可見，熱變形條件影響熱變形效果。Chen L. 等[5]研究2024鋁合金熱變形行為時發(fā)現(xiàn)，溫度和應變速率對實驗結果有明顯影響，相比于鑄態(tài)鋁合金，均勻化處理后的鋁合金流變應力更高。Huang X. D. 等[6]對2026鋁合金熱壓縮時發(fā)現(xiàn)，峰值應力隨著溫度的升高和應變速率的減小而減小。Li L. 等[7]研究高純Al-Cu-Mg合金時發(fā)現(xiàn)，當應變速率為10 s-1，溫度高于400 ℃時，流變應力呈現(xiàn)動態(tài)再結晶特征，并給出了真應變?yōu)?.7時可行的變形條件。Li Y. 等[8]發(fā)現(xiàn)Al-Cu-Mg-Mn-Zr合金熱壓縮變形時，彌散的動態(tài)析出相Al3Zr和Al20Cu2Mn3抑制了動態(tài)再結晶，并增加了熱激活能，同時給出了合適的熱加工制度。R. E. D. Mann等[9]研究了新型鋁、銅、鎂合金P/M 2324的鍛造性能，并與鍛造后的AA2024進行了比較，兩種材料峰值流變應力的建模結果非常相似，都遵循標準的Zener-Hollomon曲線擬合方法。

近年來，對Al-Cu-Mg合金的熱變形行為已有大量研究報道[10-15]，然而噴射成形快速凝固細晶Al-Cu-Mg合金熱變形的報道較少[16-17]。本實驗基于噴射成形快速凝固細晶Al-Cu-Mg擠壓態(tài)合金坯料，通過熱模擬實驗建立該合金的本構方程和加工圖，以研究其熱變形機理，以期為該合金的工業(yè)應用提供有益的參考。

1 實驗

在自行研制的SD380大型噴射成形裝置上，制備噴射成形快速凝固細晶Al-Cu-Mg合金圓柱坯，合金的化學成分如表1所示。在1250T擠壓機上將圓柱坯擠壓成Φ30 mm的圓棒，擠壓溫度為450 ℃，擠壓比為15 : 1；在線切割機上將圓棒加工成Φ10 mm×15 mm，兩端帶有深0.2 mm凹槽的壓縮樣品，壓縮時在試樣兩端凹槽內填充潤滑劑（質量分數(shù)為80%的石墨+質量分數(shù)為20%的機油），以減小與壓頭間的摩擦。在Gleeble-3180熱模擬機上進行壓縮測試，變形溫度分別為300, 350, 400, 450 ℃，應變速率為分別為0.01, 0.10, 1.00, 10.00 s-1，壓縮變形量為60%。在等溫壓縮前，每個樣品以10 ℃/s的加熱速度加熱到變形溫度，并保溫3 min以消除等溫梯度。變形溫度由焊在樣品表面中心區(qū)域的熱電偶測得，由Gleeble-3180熱模擬機的計算系統(tǒng)自動采集真應力、真應變等數(shù)據(jù)，實驗原理如圖1所示。

表1 Al-Cu-Mg合金成分Table 1 Chemical compositions of Al-Cu-Mg alloy

2 實驗結果

2.1 真應力-應變曲線

在不同溫度、不同應變速率條件下，噴射成形Al-Cu-Mg擠壓態(tài)合金高溫壓縮變形的真應力-真應變曲線如圖2所示。由圖可知，噴射成形Al-Cu-Mg擠壓態(tài)合金在壓縮過程中，流變應力隨著應變的增加而快速增大，達到峰值后出現(xiàn)小幅下降，之后隨著應變的增加，流變應力基本保持不變。這些現(xiàn)象是由于在變形過程的早期階段，位錯密度迅速增加，導致加工硬化使流變應力迅速增加；隨著應變的增加，動態(tài)回復和動態(tài)再結晶的發(fā)生使合金軟化。當加工硬化和軟化達到動態(tài)平衡時，流變應力呈現(xiàn)穩(wěn)定狀態(tài)。在同一應變速率下，穩(wěn)態(tài)流變應力隨著溫度的增加而降低，在同一溫度下，穩(wěn)態(tài)流變應力隨著應變速率的增加而增大。

2.2 本構方程

在熱變形過程中，流變應力、應變速率和變形溫度之間的關系可以用本構方程[18-19]表示如下：

低應力水平下，即ασ＜0.8時，

高應力水平下，即ασ＞1.2時，

所有應力下，

A、A1、A2、n、n1、α、β為與溫度無關的材料常數(shù)；

Q為熱激活能，kJ/mol；

R為氣體常數(shù)，8.314 J·mol-1·K-1；

T為熱力學溫度，K；

σ為峰值應力或穩(wěn)態(tài)流變應力，或相當于某指定應變量時對應的流變應力，MPa。

α為應力水平參數(shù)，n為應力指數(shù)，α、β和n滿足α=β/n；合金峰值應力σ如表2所示。

表2 合金在不同變形溫度和應變速率條件下的峰值應力Table 2 Peak stresses of the alloy at different deformation temperatures and strain rates MPa

此外，應力-應變速率之間的關系可用Zener和Hollomon提出的一項參數(shù)Z表示，得到Zener-Hollomon參數(shù)的定義[20-21]：

由式（4）可得

由式（5）～（6）可將σ表成Z參數(shù)的函數(shù)

由式（3）和式（7）可知，求出A、Q、n和α的值，便可求得材料在任意變形條件下的流變應力值。

對式（1）和式（2）的兩邊分別取對數(shù)，得：

將表2中的數(shù)據(jù)用最小二乘法進行線性回歸，再由4條直線得n1=8.711 702 5，β=0.109 147 5，求出α=β/n1=0.012 528 84。

對式（3）兩邊取自然對數(shù)，并假定變形激活能與溫度無關，可以得到：

將不同變形溫度下的峰值應力和應變速率值代入式（10），繪制相應的圖，如圖4所示。圖4表明，噴射成形Al-Cu-Mg合金高溫變形的應變速率與流變應力，能較好地滿足線性關系，即該合金高溫壓縮變形時應變速率-應力的關系滿足雙曲正弦關系。這種關系可用于描述合金所有應力水平下，應變速率和峰值流變應力之間的關系；也可為通過控制應變速率來控制熱加工的應力水平提供理論依據(jù)。

在恒應變速率下變形時，假定一定溫度范圍內Q保持不變，由式（4）可得

將表2的峰值應力代入上式，繪制如圖5所示的關系圖。

對式（3）兩邊取對數(shù)和偏微分得

式（12）中的括號項分別取圖3和圖4中直線斜率的平均值5.475 57和3.419 54，從而求得Q=158.52 kJ/mol

對式（4）兩邊取對數(shù)得

由式（13）可知，該回歸直線的斜率即為應力指數(shù)n值，n=6.356 7，而其截距為lnA。

將求得的材料常數(shù)值代入式（7），峰值流變應力、應變速率與溫度的關系可用Z參數(shù)表示為

2.3 熱加工圖

Y. V. R. K. Prasad等人提出了動態(tài)材料模型理論（dynamic material mode，DMM）[22-23]。根據(jù)動態(tài)材料模型建立的材料熱加工圖，不僅能夠將微觀組織演變與變形機理聯(lián)系起來，同時能很好地描述材料在熱加工過程中的動態(tài)回復區(qū)域，現(xiàn)已成功用于多種金屬及合金的實際熱加工過程中。

在變形溫度和應變速率保持不變的情況下，材料在熱壓縮過程中的流變應力可表示為[23]

式中：K為與材料結構和變形溫度有關的參數(shù)；

m為應變速率敏感指數(shù)。

金屬熱變形過程可看作是一個封閉的系統(tǒng)，對材料輸入的能量P可以分為兩個部分[15]： 耗散量（G）和耗散協(xié)量（J），即

耗散量G是材料塑性變形所吸收的能量，大部分轉為熱能，其余變?yōu)榫Ц袢毕菽埽缓纳f(xié)量J是材料組織演變過程中消耗的能量。兩者的關系可用應變速率敏感指數(shù)m表示，m為應變速率的函數(shù)，可通過擬合的三次樣條函數(shù)求得

應變速率敏感指數(shù)m的取值范圍為[0, 1]，當材料處于理想線性耗散狀態(tài)時，m=1，此時耗散協(xié)量J達到最大值（）。對于非線性耗散，材料的功率耗散特征可由無量綱參數(shù)η表示[22]，

η為功率耗散因子，反映材料在熱變形時，微觀結構演化而耗散的功率與理想線性狀態(tài)下所耗散功率的比例。

噴射成形Al-Cu-Mg擠壓態(tài)合金，在應變?yōu)?.4和0.8時的3D功率耗散圖如圖8所示。由圖8可知，在應變?yōu)?.4和0.8時，峰值功率耗散效率分別為0.44和0.34；且變形溫度、應變和應變速率對功率耗散效率有重要影響。當應變?yōu)?.4且應變速率低于2.8 s-1時，隨著溫度的升高耗散效率逐漸升高；當應變?yōu)?.8時，耗散效率變化呈現(xiàn)波浪狀。較高的η值往往代表材料結構轉變所消耗的能量占比較高；但高的η值不代表較好的材料加工性能[24]，當變形條件處于失穩(wěn)區(qū)域時，耗散效率值也可能很高。

根據(jù)實驗數(shù)據(jù)，作出ln[m/(m+1)]與的關系曲線，如圖9所示。

塑性失穩(wěn)圖可以通過在變形溫度（T）-應變速率的二維平面上，繪制判據(jù)等高線獲得，的區(qū)域為塑性失穩(wěn)區(qū)。

將功率耗散圖和塑性失穩(wěn)圖進行疊加即為熱加工圖。Al-Cu-Mg擠壓態(tài)合金，在應變量為0.4和0.8時的熱加工圖如圖10所示。加工圖上等高線的數(shù)值表示功率耗散因子（η），陰影區(qū)域表示的塑性失穩(wěn)區(qū)域，其他區(qū)域為安全加工區(qū)域。

由圖10可知，隨著應變從0.4增加至0.8，噴射成形Al-Cu-Mg擠壓態(tài)合金，失穩(wěn)區(qū)域發(fā)生明顯變化。當應變增加至0.4時，失穩(wěn)區(qū)域為低應變速率的連貫區(qū)域；當應變增加至0.8時，失穩(wěn)區(qū)域出現(xiàn)在高溫高應變速率和低溫低應變速率區(qū)域。綜上可知，應變從0.4增加至0.8時，材料的加工性能發(fā)生明顯改變，應變對噴射成形快速凝固細晶Al-Cu-Mg擠壓態(tài)合金熱加工有重要影響。

3 分析與討論

熱變形激活能Q是反映塑性變形難易程度的重要物理參數(shù)，噴射成形Al-Cu-Mg擠壓態(tài)合金的Q值為158.52 kJ/mol，高于蠕變或自擴散的正常值150 kJ/mol，符合動態(tài)回復[25]。一般來說，析出相或彌散體使動態(tài)回復難以進行的合金中，Q值較高[26-27]，G. Avramovic-Cingara等[27]計算出了2090合金的Q值在壓縮試驗下為236 kJ/mol，在扭轉試驗下為219 kJ/mol。因此，噴射成形Al-Cu-Mg擠壓態(tài)合金較高的Q值可能和析出相與位錯的反應有關。

由圖8可知，當應變?yōu)?.4時，峰值耗散出現(xiàn)在高溫低應變速率狀態(tài)下，值為0.44。當應變速率低于2.8 s-1時，隨著溫度的升高，耗散效率逐漸升高。當溫度一定時，隨著應變速率的提高，耗散效率先減小，當應變速率高于0.37 s-1時，耗散效率增加。而當應變?yōu)?.8時，峰值耗散出現(xiàn)在低溫低應變速率下，值為0.34。隨著溫度和應變速率的改變，耗散效率的變化呈現(xiàn)出波浪狀。當溫度低于390 ℃時，隨著應變速率的增加，耗散效率先減小后增加；當溫度高于390 ℃時，隨著應變速率的增加，耗散效率先增加后減小。應變、應變速率和溫度對耗散效率有重要影響。

較高的η值往往代表著材料結構轉變所消耗的能量占比較高，但高的η值不代表較好的材料加工性能。

由圖10可知，在應變?yōu)?.4時，失穩(wěn)區(qū)主要位于加工圖的下部，即失穩(wěn)區(qū)域主要集中在低應變速率區(qū)域。隨著應變的增加，以加工圖下部為主的失穩(wěn)區(qū)變?yōu)榈蜏氐蛻兯俾屎透邷馗邞兯俾蕝^(qū)域，這說明應變對熱加工性能的影響是顯著的。同時發(fā)現(xiàn)在各個應變條件下，高溫低應變速率區(qū)域和低溫高應變速率區(qū)域有著較高的耗散效率，即在溫度為427～450℃，應變速率為0.01～0.03 s-1的區(qū)域和溫度范圍為320～370 ℃，應變速率為 6.68～10.00 s-1的區(qū)域有著較高的耗散效率；但溫度范圍為427～450 ℃，應變速率為0.01～0.03 s-1的區(qū)域的應變速率區(qū)間過小，會導致生產效率低下，不利于生產加工，因而溫度范圍為320～370 ℃，應變速率為6.68～10.00 s-1的區(qū)域更適合熱變形。

綜上分析可知，噴射成形Al-Cu-Mg擠壓態(tài)合金較高的Q值可能和析出相與位錯的反應有關。應變、變形溫度和應變速率，對噴射成形Al-Cu-Mg擠壓態(tài)合金熱變形有著重要影響。根據(jù)耗散圖和熱加工圖分析可知，在應變分別為0.4和0.8時，噴射成形Al-Cu-Mg擠壓態(tài)合金，在溫度范圍為320～370 ℃，應變速率為6.68 ～10.00 s-1的區(qū)域有較好的加工性能。

4 結論

綜上所述，可得如下結論：

1）熱模擬實驗表明，在溫度范圍為300～450 ℃，應變速率為0.01～10 s-1的范圍內，噴射成形快速凝固細晶Al-Cu-Mg擠壓態(tài)合金的流變應力，隨著溫度的升高而降低，隨著應變速率的增加而增大。

2）通過計算得出噴射成形快速凝固細晶Al-Cu-Mg擠壓態(tài)合金的材料常數(shù)，A、n、α的值分別為6.02 ×1011, 6.356 7和0.012 528 84，熱變形激活能Q為158.52 kJ/mol。建立了描述噴射成形快速凝固細晶Al-Cu-Mg擠壓態(tài)合金應力、應變速率和變形溫度的本構方程為

3）根據(jù)實驗數(shù)據(jù)，繪制出了噴射成形快速凝固細晶Al-Cu-Mg擠壓態(tài)合金的3D功率耗散圖和熱加工圖。在應變?yōu)?.4和0.8時，噴射成形Al-Cu-Mg擠壓態(tài)合金，在溫度范圍為320～370℃，應變速率為6.68 ～10.00 s-1的區(qū)域有較好的加工性能。

參與文獻：

[1]王祝堂，田榮璋. 鋁合金及其加工手冊[M]. 3版. 長沙：中南大學出版社，2007：33-54.WANG Zhutang，TIAN Rongzhang. User Manual for Al Alloys and Processing Version[M]. 3rd ed. Changsha：Central South University Press，2007：33-54.

[2]WILLIAMS J，STARKE E. Progress in Structural Materials for Aerospace Systems[J]. Acta Materialia，2003，51(19)：5775-5799.

[3]陳學海，陳康華，梁 信，等. 7085鋁合金熱變形的流變應力行為和顯微組織[J]. 粉末冶金材料科學與工程，2011，16(2)：225-230.CHEN Xuehai，CHEN Kanghua，LIANG Xin，et al. Flow Stress Behavior and Microstructure of 7085 Aluminum Alloy During Hot Deformation[J]. Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy，2011，16(2)：225-230.

[4]崔忠圻，覃耀春. 金屬學與熱處理[M]. 2版. 北京：機械工業(yè)出版社，2007：109-111.CUI Zhongqi，TAN Yaochun. Metallization and Heat Treatment[M]. 2nd ed. Beijing：Mechanical Industry Press，2007：109-111.

[5]CHEN L，ZHAO G Q，GONG J，et al. Hot Deformation Behaviors and Processing Maps of 2024 Aluminum Alloy in As-Cast and Homogenized States[J]. Journal of Materials Engineering and Performance，2015，24(12)：5002-5012.

[6]HUANG X D，ZHANG H，HAN Y，et al. Hot Deformation Behavior of 2026 Aluminum Alloy During Compression at Elevated Temperature[J]. Materials Science and Engineering：A，2010，527(3)：485-490.

[7]LI L，LI H Z，LIANG X P，et al. Flow Stress Behavior of High-Purity Al-Cu-Mg Alloy and Microstructure Evolution[J]. Journal of Central South University，2015，22(3)：815-820.

[8]LI Y，LIU Z Y，LIN L H，et al. Deformation Behavior of an Al-Cu-Mg-Mn-Zr Alloy During Hot Compression[J].Journal of Materials Science，2011，46(11)：3708-3715.

[9]MANN R E D，HEXEMER R L，DONALDSON I W，et al. Hot Deformation of an Al-Cu-Mg Powder Metallurgy Alloy[J]. Materials Science and Engineering：A，2011，528(16/17)：5476-5483.

[10]BANERJEE S，ROBI P S，SRINIVASAN A. Deformation Processing Maps for Control of Microstructure in Al-Cu-Mg Alloys Microalloyed with Sn[J]. Metallurgical and Materials Transactions A，2012，43(10)：3834-3849.

[11]MALAS J C，VENUGOPAL S，SESHACHARYULU T. Effect of Microstructural Complexity on the Hot Deformation Behavior of Aluminum Alloy 2024[J].Materials Science and Engineering：A，2004，368(1/2)：41-47.

[12]CEPEDA-JIMéNEZ C M，HIDALGO P，CARSí M，et al. Microstructural Characterization by Electron Backscatter Diffraction of a Hot Worked Al-Cu-Mg Alloy[J]. Materials Science and Engineering：A，2011，528(7/8)：3161-3168.

[13]BANERJEE S，ROBI P S，SRINIVASAN A. Prediction of Hot Deformation Behavior of Al-5.9% Cu-0.5% Mg Alloys with Trace Additions of Sn[J]. Journal of Materials Science，2012，47(2)：929-948.

[14]CABIBBO M，SPIGARELLI S，EVANGELISTA E.Microstructural Characterization of Secondary-Phase Particles in a Hot-Deformed Al-Cu-Mg-Zr Alloy[J].Metallurgical and Materials Transactions A，2004，35(1)：293-300.

[15]?UKASZEK-SO?EK A. Technological Aspect of Processing Maps for the AA2099 Alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica (English Letters)，2015，28(1)：22-31.

[16]HU Z Y，F(xiàn)AN C H，ZHENG D S，et al. Microstructure Evolution of Al-Cu-Mg Alloy During Rapid Cold Punching and Recrystallization Annealing[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2019，29(9)：1816-1823.

[17]FAN C H，OU L，HU Z Y，et al. Re-Dissolution and Re-Precipitation Behavior of Nano-Precipitated Phase in Al-Cu-Mg Alloy Subjected to Rapid Cold Stamping[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2019，29(12)：2455-2462.

[18]歐 玲，孫 斌，王 智. 2219鋁合金熱壓縮變形流變應力[J]. 熱加工工藝，2008，37(2)：42-45.OU Ling，SUN Bin，WANG Zhi. Flow Stress of 2219 Aluminium Alloy During Hot Compression Deformation[J]. Hot Working Technology，2008，37(2)：42-45.

[19]李紅英，歐 玲，張建飛，等. 一種新型Al-Cu-Li系合金的熱壓縮流變應力[J]. 北京科技大學學報，2006，28(8)：750-754.LI Hongying，OU Ling，ZHANG Jianfei，et al. Flow Stress of a New Type Al-Cu-Li System Alloy During Hot Compression Deformation[J]. Journal of University of Science and Technology Beijing，2006，28(8)：750-754.

[20]MCQUEEN H J，YUE S，RYAN N D，et al. Hot Working Characteristics of Steels in Austenitic State[J].Journal of Materials Processing Technology，1995，53(1/2)：293-310.

[21]ZENER C，HOLLOMON J H. Effect of Strain Rate Upon Plastic Flow of Steel[J]. Journal of Applied Physics，1944，15(1)：22-32.

[22]CAO X W，XU G F，DUAN Y L，et al. Achieving High Superplasticity of a New Al-Mg-Sc-Zr Alloy Sheet Prepared by a Simple Thermal-Mechanical Process[J].Materials Science and Engineering：A，2015，647：333-343.

[23]FAN C H，PENG Y B，YANG H T，et al. Hot Deformation Behavior of Al-9.0Mg-0.5Mn-0.1Ti Alloy Based on Processing Maps[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2017，27(2)：289-297.

[24]WANG C X，YU F X，ZHAO D Z，et al. Hot Deformation and Processing Maps of DC Cast Al-15% Si Alloy[J].Materials Science and Engineering：A，2013，577：73-80.

[25]OU L，ZHENG Z Q，NIE Y F，et al. Hot Deformation Behavior of 2060 Alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds，2015，648，681-689.

[26]ZHANG H，LI L X，YUAN D，et al. Hot Deformation Behavior of the New Al-Mg-Si-Cu Aluminum Alloy During Compression at Elevated Temperatures[J].Materials Characterization，2007，58(2)：168-173.

[27]AVRAMOVIC-CINGARA G，MCQUEEN H J，PEROVIC D D. Comparison of Torsion and Compression Constitutive Analyses for Elevated Temperature Deformation of Al-Li-Cu-Mn Alloy[J]. Materials Science and Technology，2003，19(1)：11-19.