具有超塑性的铝合金.docx

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1、具有超塑性的铝合金摘要:本文通过查阅文献，介绍了铝合金的超塑性，解释了超塑性等基本概念，阐述了该 合金的制备方法、工艺，同时结合文献中的数据，讨论了超塑性的产生机理。1. 概述金属或合金在特定组织形貌、形变温度、形变速度时，可以呈现异常高的塑性，延伸率 可达百分之几百，甚至达百分之一千或几千以上，这种现象称为超塑性1。Chokshi等将 其解释为：超塑性是多晶材料在断裂前各向同性地显示高拉伸延伸率的能力。Song Y Q等3 将超塑性变形过程描述为：就微观而言，其变形物理过程是以晶粒旋转、晶界滑移、晶界位 移为主，同时伴有位错滑移、动态回复和动态再结晶等协调作用的复杂过程；就宏观力学行 为而言

2、，在载荷失稳时不伴随缩颈产生，在缩颈出现后并不导致断裂，而是能重新建立起很 长的准稳定变形过程；就材料参数而言，m（应变速率敏感性指数）值和n（应变硬化指数）值 越大，n值与4应力松弛指数）值越接近，其超塑性越好。具有超塑性的合金包括锌、铝、 铜合金等等。同时，某些金属间化合物、陶瓷以及某些高强度硬脆材料也具有超塑性。应变速率敏感指数（strain rate sensitivity exponent）指塑性变形时材料的流 变应力对于应变速率的敏感性参数，亦即当应变速率增大时材料强化倾向的参数，其表达式 为：m=dlga /dlg式中。为材料的流变应力；为应变速率。m值是表达金属的超塑性特性的极

3、其重要的 指标。对于普通金属材料，m=0.020.2；而对于许多超塑性金属材料，m=0.30.9。一般 地，m值越大说明材料的超塑性越好。关于超塑性的产生机理尚不能确定，较为公认的有以下三种理论：（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，促进了超塑变形进行 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

4、，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贡献也越大.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

5、与适量的液相同时存在，两者 相辅相成共同促进了超塑变形的进行改。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10p m，就会产生精细结构的超塑性6-口。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）质点会促进形核史； （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 形成细晶结构urn 细晶结构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AA 7475（或AA7075），具有 高的

6、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技术处理可以 使该合金的晶粒尺寸达到10p m，在500时给合金加以非常低的应变速率（2*10-4s-1），合 金的伸长率可以达到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2

7、0min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结构、 增强它的超塑性。然而，这些工艺生产超塑性板材时，成本相对较高，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。当温度达到超塑变变形温度时，添加锆可以在晶界处产生钉扎作用叭此类型的合金例 如合金SUPRALAl-Cu-Zr，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，而且不会发生间断的 再结晶。超塑性变形开始前，合金中存在带状亚晶结构。当进行

8、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. 实验部分目前，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

9、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810C （根据热力学计算，合金的液相线温度在790-799C之间。为了防止浇铸前基本相Al3Zr出 现晶粒粗化的现象，浇铸温度高于液相线10-20 C，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450C、3h和 500C、3h的调质处理，用直径为230m

10、m的轧板机进行热轧（80%）和冷轧（60%）。热轧的 温度为420+10C。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号的镍含量各不相同。Table 1Chemical compositions of the alloys （EDS analysis）, grain size and volume fraction of the coarse partic

11、les depend on Ni content.AlloysChemical compositions, wt岗Volume fraction of Al3Ni particlesRecrystallised grain size （pm）ZnMgCuZrNiAl14.053.830.830280014.0 1.323.914.070.790.260.91BaL0.022 0.0025.6 0.634.114.090.780.271.85Bal.0.037 0.0034.6 0.343.953990.810.272.87BaL0.058 0.0053.6 0.3利用“Setaram Labs

12、ys DSC 1600”型热量计进行差示扫描量热（DSC），在20-700C 可以实现5C/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 金的微观结构。采用扫描电镜和X射线能谱仪表征合金微观结构和化学成分。用AZTEC软件 进行EBSD分析，EBSD采用20kv电压一步长为0.4m/step的HKL Nordlys Max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）水溶液中进行的，用来控制晶粒结构。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

13、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.却m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在硼酸水溶液中进行阳极氧化，用来控制晶粒结构。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15-20V A2电解液抛光：用来做EBSD分析，扫描间距为0.却 m，扫描尺寸为80*80mm2。在高温下(300-480C)，用拉伸试验来测试合金的超塑性。裁剪后的

14、样品平行于轧制 方向，横截面积为F0=6*1mm2，长度14mm (L0=5.65JF0)。试样经预处理：恒定的应变速 率(2*10-3s-1)造成50%的变形，以形成重结晶结构。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的恒定拉应力来进行实验。用阿伦尼乌斯方程表示不同温度、屈服应力 。、不同应变速率&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：g=A01/me-Q/RT式中A-材料常数，R

15、-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(&=A+(1/m)In(o)+Q(1/RT)室温下，用Zwick Z250型仪器来进行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(450C) 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(500C)， 将温度设定在高于非平衡固相线、低于稳定的固相线温度，l3Ni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，

16、如图1b所示。经热轧和冷轧后，铝固溶 体基体上出现大小为1.60.2p m、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、300-480C(0.97T熔)的退火处理，出现偏析重结晶的晶 粒，如图1d所示。Fig. 1. The alloy microstructure: as-cast (a, SEM)： homoge

17、nised (b, SEM). after cold rolling 70% (c, SEM) and after annealing at 480 C for 20 min (d, LM).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。不含镍的合金开始重结晶时的晶粒尺寸是最大的，同时其超塑性较弱：伸长Ni mass.%Fig. 2. The superplastic characteristics of the alloys with and without Ni:

18、 flow stress （a） and strain-rate sensitivity index m （b） as a function of the strain rate and the 率只有100-200%,布值大约为0.3。添加了镍的合金屈服应力减少，如值从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-i、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咨-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

19、金中镍含量达到3%时，重结晶结构中晶粒尺寸变小，与其他镍含量的合金相比较， 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-i、温度480和应变速率为2*10-3-6*10-3s-i、温度为440时，m值将达到最大（0.5-0.7）。可以得出最优的实验Fig. 3. Flow stress （a） and strain-rate sensitivity index m （b） as a function of the strain rate.温度为440 r，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

20、是当形变温度为420r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。300r时，伸长率只有 200%.但是当温度从380r升到400r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380r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380-480r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

21、要是由晶界扩散引起的。FJr. 4- Ihe superplasiic chjrjnenstin of ihe- dllny: ike unJtlani to fjlu.re u j. huiriian of the fliain na a *130-Cand siress-sinun nrva ji 44U- L|h|; YdiiJiiaruin dw dOiiqMLiOih Vo fAilute leirrpridLui e Cl And 纨i敢卜Hi 而 Curves rdl iA d CDn&LAtlL SlTdifl rALr d5 v 10 七.如图4a所示，当温度为440r、应变

22、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*10-1 s-1时，伸长率z=a+Qx+my; Q=77.1; m=0.53Fig. 5. The In(仃)of the alloy as a function of In() and 1000/RT.Ezb) 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。区域，屈服应力逐渐减少。Fig. 6. Microstructure of the alloy: EBSD maps and 111 pole figures

23、 (insets on the a-e) and boundaiy misorientation angle distribution (f-j) after annealing at 440 C 20 min (a, f), after 50% (b, g), 100% (c, h), 200% (d, i) and 400% SPD (e, j).for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

24、会降低。在应变图6表示EBSD取向图谱（a-e），在合金试样分别进行50%、100%、200%和400%的超塑 性变形之后，进行440C、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440C时，结构中出现了部分地重结晶（图6a、f）。高Table 2Variations in the necrystallised grains volume fractions （Qr） and grain size （d） during SPD of the alloy with2.87%Ni at a constant strain rate 1 x W-

25、2 s-1 and temperature of 440 CBefore SPD 50%100%200X400%R 冥)0350400.820.880.92角度晶界的重结晶晶粒的体积分数为:0.3&重结晶晶粒的平均尺寸约为2.4皿（图 6a）。当超塑性形变量由50%升至旦00%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.叩m，这表明晶粒结构具有良好的热稳定 性。当产生超塑性变形时，重结晶的晶粒尺寸从2.4减为1.8u m，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%，经过多次加工的试样结构增强（图6a

26、-c）， 当超塑性形变量为200%、400% （图6d、e）时，错取向将会朝着减弱结构的方向分布。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A

27、l3Ni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弥散相能够阻碍部分再结 晶。与此同时，进行超塑性变形时，会抑制晶粒的长大。细晶结构和高晶界密度，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。rig. 7. TEM micrographs of the alloy after 200% supesplastic defonmtion.镍含量为1-3%的Al-Zn-

28、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。实验表明，在超塑性变形之前，由于高强度合金出现了部分的重结晶晶粒，导致合金产 生了高应变速率的超塑性。由于动态重结晶，当进行超塑性变形时，生成的晶粒的尺寸约为 2以m。图8 AZ31B合金的真应力-应变曲线WANG

29、L.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 超塑性。刘黎明等人20采用铸造法制备（Al-5.60Mg-0.30Zr-0.07Cr-0.16其余为Mn）合金，并加工与处 理状态室溢常规拉伸高温超塑抽.伸(Tb/MPaE/S 15/%冷变形4456.35000.42460退火500 rxih33

30、427.3520s X1040,41500表3试样的室温拉伸性能和高温超塑性拉伸性能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所示图9.试样的工艺流程通过表3我们可以看出，相同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500-520C、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

31、拉伸的断口表面形貌，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结 构，存在大量深坑，深坑处可看见晶界结构，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

32、，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。细晶结构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。参考文献1

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