创刊于1987年, 双月刊
主管:

江西理工大学

主办:

江西理工大学
江西省有色金属学会

ISSN:1674-9669
CN:36-1311/TF
CODEN YJKYA9

热变形对汽车用Al-Sc-Zr合金高温流变形行为的影响及本构方程的建立

赵海宾, 高赞, 李富松, 董盼盼, 戴石良, 房华伟

赵海宾, 高赞, 李富松, 董盼盼, 戴石良, 房华伟. 热变形对汽车用Al-Sc-Zr合金高温流变形行为的影响及本构方程的建立[J]. 有色金属科学与工程, 2022, 13(5): 41-48. DOI: 10.13264/j.cnki.ysjskx.2022.05.006
引用本文: 赵海宾, 高赞, 李富松, 董盼盼, 戴石良, 房华伟. 热变形对汽车用Al-Sc-Zr合金高温流变形行为的影响及本构方程的建立[J]. 有色金属科学与工程, 2022, 13(5): 41-48. DOI: 10.13264/j.cnki.ysjskx.2022.05.006
ZHAO Haibin, GAO Zan, LI Fusong, DONG Panpan, DAI Shiliang, FANG Huawei. Influence of thermal deformation on deformation behavior of high-temperature flow of Al-Sc-Zr alloy for automobiles and establishment of constitutive equations[J]. Nonferrous Metals Science and Engineering, 2022, 13(5): 41-48. DOI: 10.13264/j.cnki.ysjskx.2022.05.006
Citation: ZHAO Haibin, GAO Zan, LI Fusong, DONG Panpan, DAI Shiliang, FANG Huawei. Influence of thermal deformation on deformation behavior of high-temperature flow of Al-Sc-Zr alloy for automobiles and establishment of constitutive equations[J]. Nonferrous Metals Science and Engineering, 2022, 13(5): 41-48. DOI: 10.13264/j.cnki.ysjskx.2022.05.006

热变形对汽车用Al-Sc-Zr合金高温流变形行为的影响及本构方程的建立

基金项目: 

河北省科技研究项目 Z2020242

河北省“三三三人才工程”资助项目 C20221036

详细信息
    通讯作者:

    赵海宾(1978—),男,副教授,主要从事汽车电子控制技术、机械制造工艺等方面研究。E-mail:zhaohaibin1108@163.com

  • 中图分类号: TF125.22;TG146.21

Influence of thermal deformation on deformation behavior of high-temperature flow of Al-Sc-Zr alloy for automobiles and establishment of constitutive equations

  • 摘要: 在Gleeble-3000D热模拟机上对Al-0.2Sc-0.04Zr铝合金开展了热变形实验,系统地研究该合金变形参数在0.001~5 s-1和440~600 ℃下的高温流变行为。研究结果表明:在低应变速率和较高的温度下,DRX的发生较为完全。同时,在较低温度(T≤520 ℃)下变形,主要软化机制为动态回复;在较高温度(T>520 ℃)下变形,软化机制转变为动态再结晶,且获得了较为完全的动态再结晶组织;在高温(T≥600 ℃)下变形,晶粒出现明显的长大。分析应力指数(n)和变形激活能(Q),二者均随变形温度的升高而增加。采用双曲正弦模型,建立了适合Al-0.2Sc-0.04Zr合金的本构方程,可很好地预测峰值应力,为工业化生产提供理论依据。
    Abstract: A one-way thermal compression experiment of Al-0.2Sc-0.04Zr aluminum alloy on the Gleeble -3000D thermal simulator was conducted to study the thermal deformation behavior under the strain rate of 0.001~5 s-1 and a thermal deformation teperature of 440~600 ℃. The results show that the degree of dynamic recrystallization increases with increasing deformation temperature or decreasing strain rate. Meanwhile, for deformation at lower temperatures (T≤520 ℃), the main softening mechanism is dynamic recovery, and for deformation at higher temperatures (T>520 ℃), the softening mechanism changed to a dynamic recrystallization softening mechanism, obtaining a relatively complete dynamic recrystallization structure. Deformed at high temperatures (T≥600 ℃), the grains grow significantly. By analyzing the stress index and the deformation activation energy, the stress index (n) increases with increasing deformation temperature. The deformation activation energy (Q) increases with increasing deformation temperature and strain rate within the range of experimental temperatures. The peak stress of the Al-0.2Sc-0.04Zr alloy was analyzed by the hyperbolic-sine Arrhenius constitutive equation, and the average absolute relative error (AARE) between the predicted value and measured value of the alloy is only 7.428% as well as the correlation coefficient (R) 0.9708.
  • Al-0.2Sc-0.04Zr(wt.%)因其具有良好的物理性能被广泛地应用在汽车、电力等行业[1-3]。Al-Sc-Zr合金(Al3(Sc,Zr))的析出相为面心立方晶格(FCL)(晶格常数a≈0.410 5 nm)与面心立方晶格结构(晶格常数a≈0.405 nm)的铝基体极为相似,具有较好的相干性。同时,共格析出相Al3(Sc,Zr)的熔点高达1 300 ℃,在高温条件下不发生相变,晶粒难以粗化。此外,纳米球形粒子在铝基体中的弥散分布对位错起到阻碍作用,使得亚晶界的迁移困难,导致DRX的形成和长大受限,促使DRX的温度和强度得到提高[4]。更重要的是共格析出相Al3(Sc,Zr)能有效地降低晶界和晶内电位差,使其具有较低的腐蚀速率,这可以有效地提高合金的耐蚀性和抗蠕变性能[5-7]

    当前对铝合金的研究主要有两方面:①合金化元素对组织和性能的影响[2];②不同的热变形以及热处理参数[1, 8]对材料的机械性能和抗蠕变性能的影响。陈贵清等通过不同的变形参数(300~500 ℃、0.01~10.0 s-1)详细探究了高温变形行为以及组织演变规律[1]。LI等研究了耐热Al-0.2Sc-0.04Zr(0.01B)合金的时效行为和导电性,结果表明其较优的时效工艺为330 ℃时效189 min,同时热挤压可显著提高合金的延伸率[8]。陈伟等对A1-0.2Sc-0.04(Zr, Yb)合金开展了热挤压+冷轧+峰时效处理实验,得出冷轧能进一步提高合金力学性能[9]。李卫华研究不同元素含量对A1-0.2Sc-xZr合金时效行为的影响,研究表明Zr含量在0.04~0.08之间时具有较好的力学性能,并得出较优时效温度范围为330~380 ℃[10]。LI等研究不同Sc元素含量对A1-xSc-0.04Zr合金的时效强化行为和导电性能的影响,研究发现当Sc元素含量为0.2时,其具有良好的力学性能和导电性能[11]。李金文等研究热挤压+时效处理对A1-0.2Sc-0.04Zr合金力学性能的影响,研究得出峰时效条件为330 ℃+189 min时,合金的延伸率得到很大的提高[12]。凌程研究了连续流变挤压对Al-Ag-Sc-Zr的热变形行为,研究发现合金在变形过程中形成了大量的位错,导致大量的小角度晶界出现进而演变为大角度晶界,发生了较为完全的连续动态再结晶,晶粒得到细化,合金的抗拉强度提高到(78.97±3.92)MPa[13]。刘俊生等研究了含Sc的超高强Al-Zn-Cu-Mg-Zr合金的在应变速率为0.01~10 s-1和变形温度为380~470 ℃下的热变形行为和微观组织,研究结果表明随变形温度的升高和应变速率的降低,合金动态再结晶的程度加深,且合金主要软化机制为动态回复并伴随部分动态再结晶[14]

    综上所述,对于Al-0.2Sc-0.04Zr合金集中研究其变形方式和热处理,而对其激活能诱导组织演变机制的研究较少。合金在热变形吸收的热量主要用于两方面[15],一方面以热量散失到外界;另一方面以热能的形式储存到合金内部,主要用于组织演变。因此对于热激活能的计算不仅关系到对组织演变机理的探究,而且为后续定制组织、制定性能提供理论基础。为此,对Al-0.2Sc-0.04Zr合金进行了Gleeble热模拟试验,分析了流变应力曲线和组织演变特征。对材料参数(应力指数和变形激活能等)与变形参数(变形温度和应变速率)之间的关系进行了讨论,同时提供一种激活能计算的方法和建立该合金的双曲正弦Arrhenius本构方程。本研究可为热加工工艺的制定提供理论指导,也为相关数值模拟的发展提供必要的实验依据。

    采用熔融法制备了Al-Sc-Zr合金,其化学成分如表 1所列。为了获得组织致密、成分均匀的合金试样,原始铸件在450 ℃×3 h下保温后采用锤锻变形,并制备ϕ8 mm×12 mm待测试样。图 1展示了试样热压缩前的微观组织,主要由粗大的晶粒构成。在Geeble-3000D热模拟试验机上,对Al-Sc-Zr铝合金在440、480、520、560、600 ℃温度下进行热压缩,其应变速率为0.001、0.01、0.1、1、5 s-1,最大真应变为0.8。压缩时的加热速率为10 ℃/s,在达到预设温度后保温3 min后进行热压缩,然后将试样进行水冷,以保持压缩状态。图 2展示了变形试样以及组织观察区域。试样经粗磨后,在振动台TM2振动抛光获得待观察面。采用SU5000扫描电镜观察和tsl-oim软件对EBSD数据进行处理,置信指数 > 0.2。选择靠近样品中心的区域作为精确观察合金微观结构的区域。

    表  1  Al-Sc-Zr合金化学成分
    Table  1.  Chemical composition of Al-Sc-Zr alloy
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    图  1  试样热压缩前微观组织
    Figure  1.  Initial microstructure of specimen before hot compression
    图  2  热变形试样和组织观察区域
    Figure  2.  Hot deformed specimen and microstructure observation area

    图 3(a)所示为在一定应变速率(0.01 s-1)下的真应力-应变曲线,可以看出当变形温度逐渐增加时,流变应力也增加;同时由图 3(b)可知,在温度不变的情况下,更高的应变速率导致流变应力增加。故可以发现,流变应力受变形参数(温度和应变速率)的影响较为敏感。同时发现,流变应力随着应变的增加呈先增加后减小的趋势,展现出不同的软化趋势。为了进一步研究变形过程对流变应力的影响规律,对应力应变曲线进行了进一步的划分。图 4展示了真应力-应变曲线中的典型代表区域,包括加工硬化(WH)、动态回复(DRV)和动态再结晶(DRX)区域。曲线大致可划分为线性阶段、抛物线阶段和稳定变形阶段[16];线性阶段(第一阶段),即硬化和动态回复(WH+DRV)阶段。在这一阶段,流变应力急剧增加,几乎是线性增长,此时合金具有极高的加工硬化率,这是由初始变形过程中,在非常窄的应变范围内大量位错增加和扩散导致的。抛物线阶段(第二阶段),即硬化、动态回复和动态再结晶(WH+DRV+DRX)阶段。变形初期主要由硬化作用主导,随着变形的继续进行,合金发生软化,并伴随着动态回复和部分动态再结晶,动态回复和动态再结晶可以消除先前变形的硬化作用,随着变形量的增加,软化大于硬化,导致流变应力值减小;稳定变形阶段(第三阶段),即硬化和软化的平衡阶段。

    图  3  不同变形条件下Al-Sc-Zr合金的真应力-应变曲线
    Figure  3.  True stress-strain curves of Al-Sc-Zr alloy under different deformation conditions
    图  4  典型的真应力-应变曲线
    Figure  4.  Typical true stress-strain curves

    图 5显示了试样在不同变形条件下的组织分布。从整体上看,随着变形温度的升高,DRX晶粒明显粗化,同时DRX的区域范围显著增大。当试样在较低温度(T≤520 ℃)下变形后,可以发现较粗的原始晶粒沿TD方向伸长,晶界呈锯齿状,部分较大的晶粒被新的细小无畸变晶粒包围,这些都表现出DRX的特征[17-18]。在这种情况下,合金的微观结构呈现出显著的动态回复和部分DRX的特征,如图 5(a)图 5(c)所示。合金经560~600 ℃高温变形后,晶粒组织分布均匀,呈现出部分DRX或完全DRX的特征。当合金在600 ℃变形时,变形后的晶粒开始粗化(图 5(d)图 5(f)),表明Al-Sc-Zr合金具有优异的耐高温性能。当试样在低温下变形时,合金的位错滑移能力较低,原子活跃程度表现不足,导致DRX并不能完全发生。当温度逐渐增加时,由于Al原子变得更加活跃,导致螺型位错的交叉滑移和刃型位错的滑移能力增强,使晶粒更容易发生动态再结晶以及晶粒进一步长大。图 5(e)图 5(f)表明,应变速率的减小有助于晶粒发生长大,这是因为较大的应变速率促进再结晶形核,导致形核速率增加,同时由于变形时间的延长使晶粒有所长大,DRX变得更加完整。图 6展示了变形温度在560 ℃下Al-Sc-Zr合金的晶粒尺寸分布。由图 6可知,在低应变速率下随着应变速率的减小,晶粒尺寸逐渐增加,这主要是由于应变速率的降低导致变形时间加长,使晶粒有足够的时间长大;但是在高应变速率下晶粒尺寸也出现长大现象,这主要与绝热升温有关,较高的应变速率导致变形试样内部的温度无法向外界传递,导致实际试样的温度高于设定温度,故此晶粒在高应变速率下同样会长大。当试样在高温高应变速率(560 ℃和5 s-1)下变形时,绝热升温能有效提高动态再结晶过程中原子运动的能量,有助于短时间内无畸变晶粒的形核及长大[19]

    图  5  Al-Sc-Zr合金在不同变形温度和应变速率下的晶粒分布
    Figure  5.  Grain distribution of the Al-SC-Zr alloy under different deformation temperatures and strain rates
    图  6  Al-Sc-Zr合金在变形温度为560 ℃下的晶粒尺寸分布
    Figure  6.  Grain size distribution of Al-Sc-Zr alloy at deformation temperature of 560 ℃

    合金的热变形决定组织特点,组织的差异导致性能的不同,而热变形是一个热力学参与的热激活的过程,因此探究铝合金在热变形过程中的热激活能(Q)非常有必要。激活能是一个多重因素控制的参数,包括应变速率、应变和温度,其之间的关系可用式(1)—式(3)进行描述[20]

    (1)

    (2)

    (3)

    其中: σ为应力,MPa;Q为热激活能,kJ/mol;T为变形温度, K; R为气体常数,8.314 J·(mol·K)-1为应变速率,s-1; A1A2Aαβ为材料常数; n1n为加工硬化指数,α=β/n1

    将式(2)和式(3)两边取对数可得:

    (4)

    (5)

    式(1)经对数变换和偏微分后,应力指数n和热激活能(Q)可表示为:

    (6)

    (7)

    在式(4)和式(5)中,以(lnσ,ln)和(σ,ln)为坐标点,用最小二乘法进行线性回归,由图 7中平行直线的斜率系数可得到n1β值(图 7(a)图 7(b))。计算得,n1=20.830 8,β=0.964 3 MPa-1,故α=β/n1≈0.046 3 MPa-1。由图 7(c)图 7(d)的线性关系可以分别计算其斜率,并参考式(6)和式(7),得出不同变形条件下的应力指数和热激活能。同时可以发现,n值随变形温度的升高而增大,且增大幅度逐渐加大(图 8),变形热激活能的平均值Q=642.574 5 kJ/mol。依据热激活原理,本文激活能较高的原因来源于两方面:①Sc和Zr元素的添加有助于提高热激活能;②组织演变主要是动态再结晶的影响。

    图  7  Al-Sc-Zr合金在不同变形条件下的线性拟合关系
    Figure  7.  Linear fitting relationship of Al-Sc-Zr alloy under different deformation conditions
    图  8  n值与变形温度之间的关系
    Figure  8.  The relationship between n value and deformation temperature

    为了进一步探究热激活能与变形参数(温度和应变速率)的关系,将不同变形条件下的热激活能分别与温度和应变速率进行拟合,图 9展示了热激活能与变形参数之间的关系。由于材料的塑性变形是由位错运动的热激活机制控制的,因此对激活能的分析离不开对位错的分析。热激活实质上是原子的振动,参照变形位错和断裂位错的理论,热激活可以理解为微观层次上原子位错的热振动[21]图 9(a)表明在一定的变形速率下,随着温度的增加,Q值逐渐增大,且满足4次多项式。如图 9(b)所示,Q值随着应变速率的升高而增加,且满足指数Q=458.3·0.001。这可能与DRX和位错消耗有关[22],大量位错通过DRX被消耗,使应力集中得到松弛,从而产生新的无畸变晶粒。这导致大量位错源的减少,使位错源难以维持塑性流动的连续性,导致Q值升高。当变形温度在480~560 ℃时,热激活能呈现稳定上升的趋势(图 9(a)),表明随着变形温度的升高,新的位错和变形机制相继发生作用[23]。特别是在高温(T≥560 ℃)下,随着变形温度的升高,热激活能Q迅速增加。这是由于位错在高温下发生滑移[24],加剧了上述过程,并在此时发生了完全的动态再结晶,这使得新的位错源更难启动,最终导致在高温(T≥560 ℃)下Q值急剧增加。

    图  9  热激活能与变形参数之间的关系
    Figure  9.  Relationship between thermal activation energy and deformation parameters

    铝合金在热变形时需要消耗大量的能量,消耗的能量主要分为两部分,一部分以热能的形式散失到外界,另一小部分能量储存到金属内部用于内部组织演变。当铝合金在高应变速率下的巨塑性变形时,由于合金的变形时间短,合金内部产生大量的热量来不及散失,使铝合金内部温度急剧上升,造成流变应力急剧下降,使得真应力—应变曲线与实际流变曲线出现偏差。然而在较低应变速率下变形时,合金内部产生的热量可以散失到外界环境中,致使变形产生的升温范围很小可以忽略不计,对流变应力造成的影响也可以忽略不计。因此本文在构建本构方程之前需要对真应力—应变曲线进行修正。吴文祥等建立了关于应力和温度关系的修正方程,如式(8)和式(9)所示,计算高应变速率下由变形所引起的升温[25]

    (8)

    式(8)中: ρC、Δεσ分别为合金密度、比热容、应变间隔和平均应力;其中平均应力可表示为

    (9)

    根据式(8)和式(9)可计算出高应变速率下的对应的试样温升,将该试样的温升与实验的初始温度相加即为修正后的试样实际温度。利用origin软件对曲线进行拟合,同样的该拟合关系也被ZHANG等运用到7055铝合金,并构建了本构模型[26]。因此修正后的数据将会应用到本构方程的建立,同时本文引入Zener-Hollomon构建本构方程的思路,建立适合本合金的本构方程。

    Zener-Hollomon方法中的参数Z代表了变形过程中T之间的关系[26-27]。参照式(1),Z可表示为:

    (10)

    T代入式(10)得到相应的Z值。将式(10)的两端取对数可得:

    (11)

    将不同T对应的Z值和σ值代入式(11)中,并在ln[sinh(ασ)]和lnZ之间进行线性拟合。拟合线对应斜率(即应变指数)n=13.8105,截距lnA=89.5911,因此A=8.11×1038。将式(10)变换后,σ可视为Z的函数:

    (12)

    因此,Arrhenius本构方程和流变应力σ可用Z为变量的公式表示如下:

    (13)

    (14)

    (15)

    为了进一步验证模型的准确性,将不同变形条件下的参数代入公式中对应的变形条件下的峰值应力,然后将计算值与实验值进行误差分析,相对误差分析采用式(16)来进行验证:

    (16)

    表 2展示了不同变形条件下峰值应力的计算值与实验值,并计算相对误差,相对平均误差的值仅为5.4%,尤其是当变形温度≥520 ℃时,其平均相对误差仅为3.3%。由此可以看出,此模型可以很好地预测峰值应力,尤其能更加准确地预测较高温度下的流变应力值,因此本实验建立了温度范围为440~600 ℃和应变速率范围为0.001~5 s-1下的流变应力值,可以很好地为工程化应用提供理论依据。

    表  2  峰值应力的实验值与计算值
    Table  2.  Experimental and calculated values of peak stress
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    基于Gleeble-3000D试验机,详细探究了温度范围为440~600 ℃,应变速率为0.001~5 s-1的流变应力曲线,基于Arrhenius型方程建立了适用于本合金的本构模型,提出了一种计算热激活能的理论计算方法,采用相对误差进行验证,可为热变形铝合金提供理论指导依据,为工业化定制组织定制性能提供理论依据,具体结论如下:

    1)Al-Sc-Zr铝合金在热压缩变形过程中,流变应力随着变形温度的升高和应变速率的降低而减小,同时其再结晶(DRX)程度随着变形温度的升高和应变速率的降低而增加。当变形温度T≤520 ℃时,合金的软化机制主要为动态回复;而当T≥560 ℃时,合金的软化机制转变为动态再结晶。

    2)基于Arrhenius模型提出了热激活能的理论计算方法,Al-Sc-Zr铝合金的平均热激活能为642.574 5 kJ/mol,应力指数为13.810 5。在变形温度440~600 ℃和应变速率0.001~5 s-1范围下,应力指数n随变形温度的升高而增大,变形激活能Q随变形温度和应变速率的升高而增大。

    3)建立了Al-Sc-Zr铝合金的本构模型,同时提供了一种构建本构模型的理论计算方式,所建立的本构方程可以更准确地预测Al-Sc-Zr铝合金的峰值应力。

  • 图  1   试样热压缩前微观组织

    Fig  1.   Initial microstructure of specimen before hot compression

    图  2   热变形试样和组织观察区域

    Fig  2.   Hot deformed specimen and microstructure observation area

    图  3   不同变形条件下Al-Sc-Zr合金的真应力-应变曲线

    Fig  3.   True stress-strain curves of Al-Sc-Zr alloy under different deformation conditions

    图  4   典型的真应力-应变曲线

    Fig  4.   Typical true stress-strain curves

    图  5   Al-Sc-Zr合金在不同变形温度和应变速率下的晶粒分布

    Fig  5.   Grain distribution of the Al-SC-Zr alloy under different deformation temperatures and strain rates

    图  6   Al-Sc-Zr合金在变形温度为560 ℃下的晶粒尺寸分布

    Fig  6.   Grain size distribution of Al-Sc-Zr alloy at deformation temperature of 560 ℃

    图  7   Al-Sc-Zr合金在不同变形条件下的线性拟合关系

    Fig  7.   Linear fitting relationship of Al-Sc-Zr alloy under different deformation conditions

    图  8   n值与变形温度之间的关系

    Fig  8.   The relationship between n value and deformation temperature

    图  9   热激活能与变形参数之间的关系

    Fig  9.   Relationship between thermal activation energy and deformation parameters

    表  1   Al-Sc-Zr合金化学成分

    Table  1   Chemical composition of Al-Sc-Zr alloy

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    表  2   峰值应力的实验值与计算值

    Table  2   Experimental and calculated values of peak stress

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出版历程
  • 收稿日期:  2021-10-25
  • 修回日期:  2021-12-09
  • 网络出版日期:  2022-11-07
  • 刊出日期:  2022-10-30

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