隨著合金材料輕量化和綠色化的發(fā)展以及材料成形工藝的進(jìn)步,鋁合金在交通運(yùn)輸、航空和航天等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[1,2] 鋁合金材料熱加工時(shí)成形溫度范圍窄、導(dǎo)熱系數(shù)大[3],因此為了制備大型高精度工程用鋁合金結(jié)構(gòu)件,選擇熱成形工藝方式和制定工藝參數(shù)顯得尤為重要 等溫?cái)D壓工藝,是鋁合金理想的熱成形方式

為了制定熱成形工藝,人們必須建立本構(gòu)方程和DMM加工圖 國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)不同類型鋁合金的本構(gòu)方程和DMM加工圖進(jìn)行了大量研究 吳道祥等[4]進(jìn)行熱壓縮模擬實(shí)驗(yàn)得到2024A鋁合金在相應(yīng)條件下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線,建立了考慮應(yīng)變補(bǔ)償?shù)腁rrhenius和修正的Johnson-Cook(M-JC)本構(gòu)模型；張濤等[5]進(jìn)行不同溫度和應(yīng)變速率下的熱壓縮實(shí)驗(yàn)建立了修正的Arrhenius本構(gòu)方程和DMM加工圖,并基于DMM變形圖采用有限元模型得到了該材料熱軋變形較優(yōu)的工藝參數(shù) 文獻(xiàn)[6~9]進(jìn)行等溫?zé)釅嚎s實(shí)驗(yàn)研究了X2A66鋁鋰合金、7050鋁合金等合金等溫壓縮時(shí)的流變變形行為,建立合金峰值應(yīng)力的本構(gòu)方程和DMM加工圖并觀察顯微組織分析了該合金的軟化機(jī)制

2024鋁合金有密度低、強(qiáng)度高、焊接性能良好、塑性成形性能優(yōu)良等優(yōu)點(diǎn),廣泛用于航天、航空和汽車制造領(lǐng)域[10~13] 進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)建立2024鋁合金的本構(gòu)方程及熱加工圖,分析其熱變形行為及微觀組織演變,已有大量的研究工作[14~17] 但是,對(duì)于不同的2024鋁合金材料成分和冶煉狀態(tài),其本構(gòu)方程和熱加工圖略有不同 已有的研究,較少通過指導(dǎo)熱加工成形實(shí)際大型工程部件檢驗(yàn)熱加工圖的準(zhǔn)確性和實(shí)用性 鑒于此,本文建立大尺寸和大變形量工程用2024鋁合金的本構(gòu)方程及DMM加工圖,用得到的加工工藝參數(shù)指導(dǎo)大擠壓比等溫?cái)D壓實(shí)際生產(chǎn)以驗(yàn)證DMM加工圖的準(zhǔn)確性及實(shí)用性,為制定和優(yōu)化工程用大尺寸大擠壓比2024鋁合金擠壓部件熱加工成形的提供理論依據(jù)

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用材料為2024鋁合金鑄錠,其主要成分為：Si 0.11%、Fe 0.16%、Cu 4.40%、Mn 0.59%、Mg 1.51%、Cr 0.01%、Zn 0.154%、Ti 0.02%,其余為Al(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%) 將直徑為247 mm長(zhǎng)度為6000 mm的鑄錠在470℃保溫8 h均勻化處理,然后用線切割切取直徑為8 mm長(zhǎng)度為12 mm的圓柱試樣,在MMS-200熱力模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行熱變形實(shí)驗(yàn) 熱變形工藝為：以10℃·s-1加熱至相應(yīng)熱變形溫度保溫3 min,隨后在此溫度下分別以相應(yīng)的應(yīng)變速率進(jìn)行單道次壓縮量為50%的熱壓縮正交實(shí)驗(yàn),熱壓縮完冷卻至室溫 變形溫度分別為300、350、400、450℃,應(yīng)變速率分別為0.01、0.1、1、10 s-1 在20MN擠壓機(jī)上進(jìn)行等溫?cái)D壓,鑄錠試樣的直徑為247 mm長(zhǎng)度為720 mm,也在470℃均勻化處理8 h 等溫?cái)D壓工藝參數(shù)為：鑄錠溫度為450℃,模具溫度為400℃,擠壓筒溫度為430℃,擠壓比為26.9,擠壓桿速為0.5 mm/s 得到的部件的毛坯,如圖1所示 然后將部件的毛坯退火,退火參數(shù)為：保溫溫度350℃,保溫時(shí)間3 h,冷卻方式為20℃/h爐冷至250℃后空冷



圖1等溫?cái)D壓結(jié)構(gòu)件的示意圖

Fig.1Schematic diagram of isothermal extrusion structural parts

用OLYMPUS GX71型金相顯微鏡(OM) 觀察鑄錠退火態(tài)和等溫?cái)D壓態(tài)2024鋁合金的組織 沿等溫?cái)D壓態(tài)的x軸(圖1)方向截取試樣,用Keller試劑(1%HF+1.5%HCL+2.5%HNO3+95%H2O)腐蝕 用配備牛津EBSD探測(cè)器的日本電子JEOL7001場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡對(duì)等溫?cái)D壓態(tài)2024鋁合金的晶粒取向進(jìn)行EBSD觀察 沿等溫?cái)D壓態(tài)的x軸(圖1)方向截取試樣,在UniPOL V0900振動(dòng)拋光機(jī)上進(jìn)行振動(dòng)拋光,拋光液為50 nm二氧化硅拋光液 用FEI Tecnai G2 F20型透射電子顯微鏡觀察鑄錠退火態(tài)、擠壓態(tài)及擠壓退火態(tài)的2024鋁合金的微觀組織 金相試樣為10 mm×10 mm×1 mm的薄片,并用砂紙機(jī)械減薄至50 μm左右,然后沖制出直徑為3 mm的小圓片,用Struers TenuPol-5型電解雙噴減薄儀將圓片減薄成透射薄膜試樣,操作電壓為30 V,減薄溫度為-30℃ 在鑄錠退火態(tài)、擠壓態(tài)和擠壓退火態(tài)(擠壓態(tài)和擠壓退火態(tài)分別沿如圖1所示x、y和45°三個(gè)方向)工件上分別切取拉伸試樣,在微力材料試驗(yàn)機(jī)(Micro Tester Instron5848)上分別對(duì)這三種狀態(tài)拉伸試樣進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn) 拉伸試樣的尺寸在圖2中給出



圖2拉伸試樣的示意圖

Fig.2Schematic diagram of tensile specimen (unit: mm)

2 結(jié)果和討論2.1 應(yīng)力-應(yīng)變關(guān)系

圖3給出了2024鋁合金在不同應(yīng)變速率下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線 可以看出,在相同應(yīng)變速率條件下,隨著變形溫度的降低流變應(yīng)力顯著增大；在相同的變形溫度下,隨著應(yīng)變速率的升高流變應(yīng)力增大 這表明,該合金是一種負(fù)溫度及正應(yīng)變速率敏感材料 由圖3還可見,2024鋁合金的流變應(yīng)力先隨著應(yīng)變的增大迅速升高,在某一應(yīng)變達(dá)到峰值后保持穩(wěn)態(tài)或逐漸下降至某一應(yīng)力后再達(dá)到穩(wěn)態(tài),呈現(xiàn)穩(wěn)態(tài)流變特征 并且流變應(yīng)力曲線均呈現(xiàn)出不同程度的鋸齒形,這表明動(dòng)態(tài)軟化和加工硬化不能相互抵消而使?fàn)顟B(tài)處于動(dòng)態(tài)平衡[18] 其原因是,材料的熱變形過程包括加工硬化和動(dòng)態(tài)軟化 在熱變形開始階段流變應(yīng)力隨著應(yīng)變的增加急劇增大上升,創(chuàng)新明顯的加工硬化現(xiàn)象,在該階段發(fā)生了位錯(cuò)的產(chǎn)生、增殖、塞積；然后隨著應(yīng)變量的增大流變應(yīng)力的增速降低,其原因是動(dòng)態(tài)回復(fù)(DRV)軟化機(jī)制及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(DRX)軟化機(jī)制相繼啟動(dòng)抵消了部分加工硬化；同時(shí),隨著應(yīng)變的繼續(xù)增加,當(dāng)DRX與DRV軟化作用首次抵消材料的加工硬化時(shí)應(yīng)力出現(xiàn)峰值；隨后動(dòng)態(tài)再結(jié)晶持續(xù)進(jìn)行,DRX軟化進(jìn)一步加強(qiáng),軟化作用超過加工硬化作用時(shí)應(yīng)力有所下降；最后,首輪動(dòng)態(tài)再結(jié)晶完成,動(dòng)態(tài)軟化與加工硬化兩者達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡,變形進(jìn)入穩(wěn)態(tài)流變階段[19,20]



圖32024鋁合金在不同應(yīng)變速率下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

Fig.3Stress-true strain curves for the alloy at different strain rate

2.2 本構(gòu)方程的建立

熱變形流變應(yīng)力與熱變形參數(shù)、變形溫度和應(yīng)變速率密切相關(guān),因此其流變行為可用應(yīng)變速率 ε˙、變形溫度T和流變應(yīng)力σ之間的關(guān)系描述 低應(yīng)力水平下(即ασ<0.8,其中α為與變形溫度無關(guān)的常數(shù))的穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力σ與應(yīng)變速率 ε˙之問的關(guān)系可用指數(shù)關(guān)系為

ε˙=A1σn1(1)

式中A1、n1為與變形溫度無關(guān)的常數(shù) 在高應(yīng)力水平下(即ασ>1.2)兩者滿足冪指數(shù)關(guān)系

ε˙=A2exp(βσ)(2)

式中β、A2也是與溫度無關(guān)的常數(shù) 其中α、β、n1之間的關(guān)系為α=β/n1 在整個(gè)應(yīng)力范圍內(nèi),這種熱激活穩(wěn)態(tài)變形行為由Sellars和Tegart于1966年提出的一種包含變形激活能Q和溫度T的雙曲正弦形式的修正Arrhenius關(guān)系 [21,22]

ε˙=Asinhασnexp-Q/RT(3)

描述 式中A、α和n均為與變形溫度無關(guān)的常數(shù),Q為熱變形激活能,R為氣體常數(shù)(8.314 J/(mol·K)),T為熱變形溫度

式(1)和 式(2)能較好地描述材料在低應(yīng)力和高應(yīng)力下的流變行為,而 式(3)適用于所有的真應(yīng)力范圍 因此,為了更好地描述不同參數(shù)下該合金的金屬流動(dòng)規(guī)律,用 式(3)描述材料在熱變形過程中的變形行為

對(duì)式(1)、(2)求對(duì)數(shù)得

lnε˙=lnA1+n1lnσ(4)

lnε˙=lnA2+βσ(5)

圖4給出了不同變形條件下2024鋁合金的峰值應(yīng)力(表1)和應(yīng)變速率與變形溫度的關(guān)系 擬合不同溫度下σ- lnε˙和lnσ- lnε˙的曲線,結(jié)果在圖4a和圖4b中給出 分別取不同溫度下σ- lnε˙和lnσ- lnε˙擬合的曲線斜率,并求其均值可分別得到β和n1的平均值為0.106和9.09 然后,根據(jù)α=β/n1計(jì)算出α的平均值為0.012



圖4不同變形條件下2024鋁合金峰值應(yīng)力、應(yīng)變速率和變形溫度間的關(guān)系

Fig.4Relationship between peak stress, strain rate and deformation temperature of 2024 aluminum alloy under different deformation conditions (a) lnε˙-σ, (b) lnε˙-lnσ, (c) lnε˙-ln[sinh(ασ)], (d) ln[sinh(ασ)]-T-1

Table 1

表1

表1不同溫度和應(yīng)變率下的峰值應(yīng)力

Table 1Peak stress at different temperatures and strain rates

Strain rate/s-1	Peak stress/MPa
	573 K	623 K	673 K	723 K
0.01	94.14	72.13	50.16	37.81
0.1	137.58	100.56	78.32	60.19
1	158.97	119.45	100.57	80.98
10	172.57	136.4	117.71	84.33

將 式(3)變形并取對(duì)數(shù),可得

lnε˙+Q/RT=lnA+nln[sinh(ασ)](6)

擬合ln[sinh(ασ)]- lnε˙關(guān)系曲線(圖4c),由直線斜率求均值得n=6.66

引入Zener-Hollomon參數(shù)Z,其物理意義是溫度補(bǔ)償?shù)淖冃嗡俾室蜃覽23] 用Z參數(shù)表示流變應(yīng)力

Z=ε˙exp(Q/RT)=Asinh(ασ)n(7)

當(dāng)應(yīng)變速率 ε˙一定時(shí)將 式(7)兩邊對(duì)1/T求導(dǎo),可得

Q=Rn{?ln[sinh(ασ)]/?(1/T)}ε˙(8)

擬合ln[sinh(ασ)]-1/T的線性關(guān)系,得圖4d 對(duì)其斜率取均值為3.02,將其代入 式(8)得到變形激活能Q=167.036 kJ·mol-1

對(duì) 式(7)兩邊取對(duì)數(shù)可得

lnZ=lnA+nln[sinh(ασ)](9)

擬合線性回歸曲線lnZ-ln[sinh(ασ)],結(jié)果見圖5 計(jì)算其截距為lnA=27.94,得A=1.36×1012,曲線的線性回歸系數(shù)為0.97 因此,用Z=1.36×1012sinh(0.012σ)6.66可較好地描述工程用2024鋁合金在熱變形過程中的流變應(yīng)力



圖52024鋁合金的流變應(yīng)力與參數(shù)Z的關(guān)系

Fig.5Relationship between flow stress and Zener-Hollomon parameter of 2024 aluminum alloy

將不同材料參數(shù)代入 式(3),可得工程用2024鋁合金的Arrhenius本構(gòu)方程

ε˙=1.36×1012[sinh(0.012σ)]6.66exp(-167036/RT)(10)

2.3 DMM加工圖的建立

熱加工圖基于DMM模型表達(dá)[24],該模型把試驗(yàn)工件在熱變形過程中單位體積內(nèi)吸收的功率P表示成塑性變形消耗的功率G(耗散量)和另一部分,為合金結(jié)構(gòu)動(dòng)態(tài)變化所消耗的耗散協(xié)量J(耗散協(xié)量)[25] 應(yīng)變速率敏感指數(shù)m表征參數(shù)J與G的比值,于是m可表示為

m=dJdG=ε˙dσσdε˙=?(lnσ)/?(lnε˙)(11)

DMM加工圖是把功率耗散圖與塑性失穩(wěn)圖疊加得到的[26] 其中功率耗散圖是無量綱常數(shù)η在T- lnε˙平面內(nèi)的等值線圖,稱為能量耗散效率因子,其物理意義是,材料在塑性加工中內(nèi)部的顯微組織結(jié)構(gòu)發(fā)生變化產(chǎn)生的耗散能量與在同一條件下耗散總能量之比

η=2mm+1(12)

可根據(jù) 式(11)、 式(12)計(jì)算出η值,繪制出功率耗散圖,如圖6所示



圖62024鋁合金的三維功率耗散圖

Fig.63D maps of power dissipation of 2024 aluminum alloy

無量綱參數(shù)

ξ(ε˙)=?ln[mm+1]?lnε˙+m<0(13)

為大塑性流變時(shí)的連續(xù)失穩(wěn)判據(jù)[24] 根據(jù) 式(13)計(jì)算出不同變形條件下的ξ(ε˙)值,在能耗圖上標(biāo)出ξ(ε˙)為負(fù)的區(qū)域,即為流變失穩(wěn)圖,如圖7所示



圖72024鋁合金的三維流變失穩(wěn)圖

Fig.73D maps of rheological instability of 2024 aluminum alloy

將功率耗散圖與失穩(wěn)圖重疊在一起,構(gòu)建出工程用2024鋁合金的DMM加工圖,如圖8所示



圖82024鋁合金的DMM加工圖

Fig.8DMM processing maps of 2024 aluminum alloy

圖8中的陰影部位代表失穩(wěn)區(qū) 在這一條件范圍內(nèi)進(jìn)行塑性形變,很容易產(chǎn)生各種顯微組織缺陷,如裂紋、空洞等[27] 因此,制定塑性變形工藝參數(shù)時(shí),不可選擇這一區(qū)域?qū)?yīng)的變形溫度和速率 其它區(qū)域都是較為穩(wěn)定的加工區(qū)域 同時(shí),功率耗散率的高低與材料的塑性加工性能正相關(guān),最高的功率耗散率區(qū)域與材料最佳的變形溫度和變形速率對(duì)應(yīng),因此工程用2024鋁合金最佳變形溫度為395~450℃,應(yīng)變速率為0.01~0.1 s-1區(qū)域 試生產(chǎn)結(jié)果表明,鑄錠溫度和擠壓筒溫度較高時(shí)(溫度在450℃以上)材料在擠壓生產(chǎn)時(shí)開裂傾向性增大,極易發(fā)生開裂 溫度在435~50℃加工,型材開裂現(xiàn)象明顯減弱 根據(jù)ABAQUS有限元軟件模擬不同擠壓桿速下的應(yīng)變速率分布及試制結(jié)果,不同擠壓桿速都會(huì)使型材發(fā)生扭擰 但是,隨著擠壓桿速的降低扭擰傾向減弱,結(jié)構(gòu)件表面質(zhì)量提高 因此制定等溫?cái)D壓工藝參數(shù)為坯料擠壓初始溫度為450℃,擠壓筒溫度430℃,模具溫度400℃,擠壓桿速為0.5 mm/s

3 等溫?cái)D壓實(shí)驗(yàn)結(jié)果分析

圖9給出了2024鋁合金鑄錠在470℃保溫8 h均勻化處理后的鑄態(tài)組織,可見組織中的晶粒較為粗大



圖92024鋁合金的鑄態(tài)退火組織

Fig.9As cast annealed microstructure of 2024 aluminum alloy

圖10給出了2024鋁合金等溫?cái)D壓后沿x軸方向截取試樣的金相組織 可以看出,擠壓后的組織為條帶狀,與圖9鑄態(tài)組織相比,等溫?cái)D壓態(tài)組織明顯細(xì)化 圖11a、b和c分別給出了2024鋁合金鑄錠的退火態(tài)、擠壓態(tài)及擠壓退火態(tài)TEM照片 從圖11a可見,基體組織中有大量位錯(cuò)和析出的第二相粒子 析出相以棒狀結(jié)構(gòu)為主均勻分布,晶界處也明顯析出了第二相粒子 在圖11b的基體組織中也有大量位錯(cuò)和析出第二相粒子 析出相以點(diǎn)狀和棒狀為主均勻分布,其尺寸小于鑄錠退火態(tài),晶界處有少量第二相粒子和大量位錯(cuò)存在,晶界表現(xiàn)為扭折狀態(tài),是在擠壓過程中晶界與析出第二相粒子交互作用的結(jié)果 在圖11c的基體組織中有少量位錯(cuò)和大量析出第二相粒子 析出相以圓球狀為主均勻分布,其尺寸進(jìn)一步減小,晶界處第二相粒子和位錯(cuò)明顯減少,晶界呈扭折狀態(tài)



圖102024鋁合金的擠壓態(tài)組織

Fig.10Extrusion structure of aluminum alloy 2024



圖112024鋁合金鑄錠的退火態(tài)、擠壓態(tài)和擠壓退火態(tài)TEM照片

Fig.11TEM images of 2024 aluminum alloy (a) as cast annealed, (b) as extruded, (c) as extrusion annealed

圖12給出了鑄錠退火態(tài)、擠壓態(tài)和擠壓退火態(tài)沿x軸方向的室溫應(yīng)力-應(yīng)變曲線 圖13給出了擠壓態(tài)和擠壓退火態(tài)分別沿x軸、y軸及45°方向的室溫應(yīng)力-應(yīng)變曲線 表2列出了2024鋁合金不同狀態(tài)及方向3組拉伸性能的平均值和標(biāo)準(zhǔn)差值 從圖12可見,與鑄錠退火態(tài)相比,擠壓態(tài)的抗拉強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率都明顯提高 其原因是,在等溫?cái)D壓過程中晶粒被拉長(zhǎng)、破碎和纖維化,使位錯(cuò)密度提高、位錯(cuò)交滑移或攀移受阻,出現(xiàn)位錯(cuò)的纏結(jié)所導(dǎo)致的加工硬化 圖14給出了2024鋁合金的EBSD取向圖 可以看出,擠壓態(tài)晶粒呈現(xiàn)平行于擠壓方向的條帶狀,在晶界處還夾雜一些小的等軸晶粒,而且這些條帶狀晶粒的<111>晶向均平行于擠壓方向,即形成絲織構(gòu) 圖15給出了擠壓件的晶界取向差角分布圖 可以看出,等溫?cái)D壓后結(jié)構(gòu)件的微觀組織中大角度晶界占比較大(>15°) 這表明,在變形過程中發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶 隨著變形過程的進(jìn)行再結(jié)晶晶粒不斷吞噬周圍的變形晶粒,進(jìn)而替代原來的帶狀形變組織 同時(shí),大擠壓比也使原始晶粒破碎成細(xì)小的晶粒,重新生成的再結(jié)晶以小晶粒為主,因此擠壓后的組織得到了細(xì)化 根據(jù)Hall-Petch 關(guān)系,晶粒細(xì)化使晶界總面積增加,晶界對(duì)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)的阻礙作用增強(qiáng),從而使合金的強(qiáng)度提高 圖11b表明,彌散強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化也對(duì)提高合金強(qiáng)度有一定貢獻(xiàn) 其原因是,在變形過程中基體組織及晶界中彌散分布的析出第二相粒子對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)有明顯的阻礙,并且基體組織中的第二相粒子釘扎亞晶界抑制了晶界的遷移,從而使晶粒細(xì)化[28] 同時(shí),擠壓消除了鑄造組織中的缺陷,也使擠壓件的綜合性能提高 在圖13中,與沿y軸方向相比,擠壓態(tài)沿x軸方向及45°方向的抗拉強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率都有所提高 其原因是,在擠壓過程中晶粒取向發(fā)生擇優(yōu)排列,產(chǎn)生了織構(gòu)所導(dǎo)致的強(qiáng)化效應(yīng) 由圖13所示,與擠壓態(tài)相比,擠壓退火態(tài)的伸長(zhǎng)率明顯提高,抗拉強(qiáng)度明顯降低,但是與鑄錠相比退火態(tài)的伸長(zhǎng)率和抗拉強(qiáng)度都有所提高 其原因是,退火后材料內(nèi)部缺陷減少,儲(chǔ)存能部分得到釋放,位錯(cuò)密度降低,加工硬化現(xiàn)象減弱,使強(qiáng)度降低、塑性提高 但是(圖11c)基體組織中和晶界處均勻分布的第二相粒子使位錯(cuò)增生,使合金得到了強(qiáng)化,因此擠壓退火態(tài)的強(qiáng)度仍比鑄錠退火態(tài)的高[29]



圖12不同狀態(tài)2024鋁合金的室溫應(yīng)力-應(yīng)變曲線

Fig.12Stress-strain curves of 2024 sample in different states at room temperature



圖132024鋁合金不同方向的室溫應(yīng)力-應(yīng)變曲線

Fig.13Stress-strain curves of 2024 sample in different directions at room temperature

Table 2

表2

表22024鋁合金不同狀態(tài)和方向試樣的拉伸性能

Table 2Tensile test results of 2024 aluminum alloy in different states and directions

State	σb / MPa	δ / %
As cast annealed(x-axis)	193.62±9.3	1.78±0.34
As extruded(x-axis)	362.12±5.4	4.33±0.14
As extruded(y-axis)	319.77±12.6	2.63±0.34
As extruded(45°-axis)	283.46±10.5	1.59±0.1
As extrusion annealed(x-axis)	198.29±3.9	8.12±1.46
As extrusion annealed(y-axis)	194.57±5.1	6.43±0.16
As extrusion annealed(45°-axis)	196.79±7.1	5.58±1.01

圖142024合金擠壓態(tài)的EBSD取向圖

Fig.14EBSD orientation map of 2024 alloy as extruded



圖152024合金擠壓態(tài)的晶界取向差角分布圖

Fig.15grain boundary misorientation distribution map of 2024 alloy as extruded

綜上所述,鑄錠退火態(tài)2024鋁合金經(jīng)過高溫、低速率的大擠壓比等溫?cái)D壓后,使鑄態(tài)組織中的缺陷明顯消除、使鑄態(tài)組織細(xì)化、晶界面積增加,并生成了平行于擠壓方向的變形織構(gòu) 在變形過程中晶粒發(fā)生大塑性變形,位錯(cuò)大量增殖,位錯(cuò)密度提高,同時(shí)第二相彌散分布,因此加工硬化、細(xì)晶強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化和變形織構(gòu)的共同作用使其強(qiáng)度比鑄錠退火態(tài)合金大大提高,使其強(qiáng)度比鑄錠退火態(tài)合金大大提高 退火后雖然強(qiáng)度有所降低,但是塑性大幅度提高,且其強(qiáng)度仍比鑄錠退火態(tài)的高

4 結(jié)論

(1) 在實(shí)驗(yàn)條件下2024鋁合金流變應(yīng)力的本構(gòu)方程為 ε˙=1.36×1012[sinh(0.012σ)]6.66exp(-167036/RT)

(2) 根據(jù)2024鋁合金的DMM加工圖,確定其最合適的熱變形溫度為395~450℃,應(yīng)變速率為0.01~0.1 s-1

(3) 本文建立的本構(gòu)方程和DMM加工圖可指導(dǎo)工程用2024鋁合金的等溫?cái)D壓加工,制備出組織細(xì)化和力學(xué)性能優(yōu)異的結(jié)構(gòu)件

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