高强铝合金本构研究Word文档格式.docx

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Zr元素在合金中通常是以Al3Zr的形式存在，可以阻止再结晶的发生。

不同的Zr含量将导致Al3Zr的体积百分数及尺寸的不同，随着Zr含量的增加，颗粒发生细化、再结晶分数减小。

在铸造过程中从晶界到晶粒中心Zr元素存在偏析；

在最靠近晶界处，由于Zr含量低于固溶极限，没有弥散物析出；

在晶界和晶粒中心间，Zr含量存在着一个转变区，形成了少量的粗大弥散颗粒；

晶粒中心Zr含量最高，形成了细小、均匀形核的弥散颗粒。

同时也发现，Zr含量降低0.2％，再结晶分数加倍。

在一定含量范围内Zr的添加有利于细化合金晶粒，超过这个范围继续增加Zr含量，合金晶粒度增大。

Zr对合金的时效硬化过程也有明显的影响，Al3Zr可增加合金的位错密度，抑制亚晶界的移动。

同时发现Al3Zr粒子周围存在尺寸较大的η相[7]。

（2）Li、Cr、Ni及其它元素的影响

Li对7000系铝合金有一定的影响。

一般认为，自然时效时Li可以阻止GP区和亚稳相MgZn2。

的形成。

在7000系铝合金中加入适量的Li（≤1wt％）及微量的晶粒细化剂后，与常规超硬铝合金（7075）在同样热处理工艺条件下获得的性能相比，强度可提高20％以上，同时具有很好的韧性。

通常情况下，合金拉伸试样的断口形貌为穿晶与沿晶混合型。

Cr对超高强铝合金也有很大的影响。

Cr在A1中易形成（CrFe）A17，和（CrMn）Al13等金属间化合物，能够细化晶粒，阻止再结晶的形核和长大过程，对合金有一定的强化作用，还能改善合金韧性和降低应力腐蚀开裂敏感性[8]。

Ni在超高强度铝合金中通常是以Al3Ni相的形式存在。

Al3Ni相在超高强度铝合金中，对合金具有强化作用。

Al3Ni相能加速铝合金的时效行为，并且随着Al3Ni相含量的增加，铝合金强度增大，延伸率降低。

其它元素如Fe、Mn、si、Ti等，在超高强度铝合金中，应该严格控制。

1.3.2沉淀相和显微组织结构

7000系铝合金的一般沉淀顺序如下：

α（过饱和固溶体）→偏聚区（或称GP区）→过渡相（亚稳定相）→平衡相。

不直接沉淀平衡相的原因是平衡相一般与基体形成新的非共格界面，界面能大；

而亚稳定相的脱溶产物往往与基体完全共格或部分共格，界面能小。

相变初期新相比表面积大，因而界面能起决定作用，界面能小的相，形核功小，容易形成，所以先形成形核功最小的过渡结构，再演变成稳定相。

但是脱溶顺序复杂，并非所有合金沉淀相都一样，7000系铝合金沉淀过程中相变过程有2种即：

α（过饱和固溶体）→GP区→ή（MgZn2）→η（MgZn2）

α（过饱和固溶体）→GP区→T（Al2Mg3Zn3）→T（Al2Mg3Zn3）

之所以这样，主要是因为合金Zn／Mg值的不同而造成。

应根据Zn／Mg值的不同分为2种情况：

（1）当Zn／Mg＞2.2时，合金的沉淀过程应该为前者；

（2）当Zn／Mg≤2.2时，合金的的沉淀顺序应为后者，因为当Zn／Mg≤2.2时，合金中不存在ή（MgZn2）。

当然这也有待于进一步研究取得可靠的证据。

1.3.3超高强度铝合金的机械性能

由于Al-Zn-Mg-Cu系铝合金[10]的成形方式（铸造、粉末冶金及喷射成形等）、热处理条件不同，导致室温力学性能（屈服强度、抗拉强度、断裂韧性和延伸率）不同。

文献[11]表明：

①相同成分的合金在不同的热处理条件下，其力学性能存在很大差异；

②成分不同的合金在相同的热处理条件下，力学性能也大不相同。

通常，采用快速凝固（喷射成形、粉末冶金）方法得到的铝合金（Zn＞8wt%），屈服强度和抗拉强度能够达到700MPa以上；

而采用铸造方法制得的铝合金，其屈服强度和抗拉强度都低于700MPa。

热处理条件[12]对超高强度铝合金的力学性能有显著的影响。

以喷射成形合金为例，7150X铝合金在挤压条件下，屈服强度为355MPa，韧性KIC为29MPam1/2，延伸率为15.7%；

而经过时效处理后，上述性能指标分别达到788MPa、12.7MPam1/2和10.5%，并且抗拉强度达到了821MPa。

文献[13]得到了相似的结果，铝合金经T6处理后，抗拉强度达到740MPa，屈服强度达到710MPa，断裂延伸率达到10%；

经T71热处理后，上列三项性能指标分别为754MPa、722MPa和8%。

上述结果表明，7000系铝合金经热处理后力学性能有明显的变化。

铸造铝合金的抗拉强度在400～700MPa之间，延伸率为10%左右。

但在相同热处理条件下，由于合金的纵横面不同，屈服强度值差异也很大。

如7475合金S-T6处理下的屈服强度比同一合金L-T6处理下的屈服强度高60MPa[15]。

所以无论采用何种成形方式，合金的力学性能都与其化学成分、热处理制度和显微组织等因素有关。

一般来说，①合金含Zn量越高，其抗拉强度越高；

②合金经T6处理后，强度能够达到最大值；

③合金具有细小、均匀、无偏析的显微组织时，其强度值也高。

1.47075铝合金研究现状

7075铝合金是一种时效强化型合金，属于Al-Zn-Mg-Cu系超硬铝合金之一，在飞机制造业中，超硬铝合金是主要结构材料之一[]。

高强7075铝合金材料，导热系数高，传热快，摩擦系数大，变形抗力大；

热变形温度范围窄，工艺要求比较苛刻，热加工相对较困难[]；

材料在热加工过程中的变形规律是制定其挤压、锻造等热加工工艺的科学理论依据；

所以，研究金属材料的塑性变形行为规律为制定合理的热加工工艺，提高7075铝合金的塑形变形能力奠定了理论基础[]。

但是，在7075铝合金的塑性变形过程中，还容易产生裂纹或断裂等缺陷，可能导致工件直接报废，增加了生产成本，降低了效率。

为了减少这种情况的发生，利用本构方程理论来确定7075铝合金的热加工工艺参数、提高合金的加工性、控制微观组织及避免缺陷产生。

刘润广[18]等研究发现：

将7075铝合金经过固溶处理-炉冷-轧制预处理后，形成的1～2μm胞块组织在超塑拉伸过程中发生回复和再结晶，使合金获得优异的超塑性能。

刘文娟[19]等研究了7075铝合金在250～450℃温度范围及1.0～0.001s-1应变速率范围内压缩变形时流变应力的变化规律。

结果表明：

应变速率和变形温度对合金流变应力的影响很大，流变应力随应变速率的提高而增大，随变形温度的提高而降低；

真流变应力值可用Zener-Hollomon参数来描述。

从流变应力、应变速率和温度的相关性，得出了该合金高温变形的应力指数n，应力水平参数c，结构因子A和变形激活能Q。

林高用等[20]研究发现7075铝合金高温压缩变形时的流变应力强烈地取决于应变速率和变形温度，流变应力随变形温度升高而降低，随应变速率提高而增大，可采用Zener-Hollomon参数来描述7075铝合金高温压缩变形时的流变应力行为。

Woei-ShyanLee[21]等人利用Hopkinson杆研究了温度在250～300℃范围内，应变速率在10.5～10.3s-1之间时，7075铝合金的动态冲击性能。

在高温及高的应变速率下导致了晶粒细化以及第二相长大，材料存在两个应变速率敏感区。

国外超高强铝合金的研制开发工作基本上是沿着高强度、低韧性→高强度、高韧性→高强度、高韧性、高的耐腐蚀性能的方向发展，时效状态开发则是沿着T6→T73→T76→T736（T74）→T77方向进展。

在合金设计方面的发展特点是合金化程度越来越高，Fe、Si等杂质含量越来越低，微量元素添加越来越合理，最终达到大幅度提高合金强度的同时保持合金具有优良的综合性能。

1.5影响7075铝合金力学性能和显微组织的因素

塑性变形是获得具有优良性能产品的重要途径。

在金属热变形过程中，材料微观组织的形态在很大程度上决定了产品的机械性能。

因此，利用热成形工艺控制材料的晶粒大小和分布，并使其微观组织得到均匀细化，是提高产品机械性能的重要手段。

热变形工艺参数如变形温度、变形速度和变形程度能影响合金的动态回复与再结晶行为，因此，合金制品的微观组织演变主要取决于热加工工艺参数。

要得到组织和性能都符合设计要求的产品，就必须较好地理解工艺参数对其最终微观组织的影响规律。

1.5.1变形速率

7075铝合金在热变形过程中流变应力的大小是决定变形所需负荷及所需消耗能量的关键因素，在进行工程计算时首先就应确定材料变形的流变应力。

流变应力σ的大小与变形温度T、应变速率ὲ及应变量ɛ有关，也与材料成分、晶粒尺寸、变形历史等其它条件有关。

通常忽略后者的影响，表达为

σ=f（ɛ）﹒f（ὲ）﹒f（T）

（1）

上式的具体形式随材料、变形方式等变化，定量的表达可用著名的Zener-hollomon参数、Arrhenius关系、Sah模型等。

通过这些定量公式，可以解释合金高温变形的物理本质。

2001年，林高用研究了7075铝合金高温压缩变形时随变形温度和应变速率的变化所获得的真应力真应变曲线如图1所示。

由图1.1可见，7075铝合金热压缩变形时，流变应力的变化规律表现为：

先随应变的增加迅速升高，出现峰值后逐渐下降，并且在应变速率一定时，随变形温度升高，该峰值点呈下降趋势；

稳态流变应力随温度的变化呈现出与峰值应力相同的变化趋势，并且当应变达到一定值时，稳态流变应力基本上保持不变而与真应变无关；

此外，随着温度的升高，合金变形表现出越来越明显的动态软化现象；

在变形温度保持不变时，流变应力随着应变速率的提高而增大；

在高应变速率下的真应力真应变曲线表现出比低应变速率下的真应力真应变曲线更加复杂曲折的现象[22]。

图1.17075铝合金热压缩变形的真应力-真应变曲线

（a）ὲ=0.05s-1;

（b）ὲ=0.5s-1;

（c）ὲ=5s-1;

（d）ὲ=25s-1

Zener和Hollomon的有关研究证明，材料在高温塑性变形时应变速率受热激活过程控制，应力与应变速率之间的关系可用一项Z参数，即Zener-Hollomon参数表示[23]:

Z=ὲ·

exp（ΔH/RT）

（2）

Z参数的物理含义为温度补偿的应变速率因子，式中R为气体常数，ΔH为变形激活焓。

有关研究表明，当流变应力高于50MPa时，可采用指数形式来描述流变应力与Z参数之间的关系[24]:

Z=A·

exp（βσ）（3）

式中A和β是与应变量有关的参数。

当温度不变时，由式

（2）和（3）可得

lnὲ=lnA1+βσ（4）

其中lnA1=lnA+ΔH/RT

林高用的实验结果表明σ-ὲ关系符合式（4）所示关系，即7075铝合金高温压缩变形时的应力应变速率关系满足指数形式。

这种关系可以用于描述该合金各温度下应变速率与稳态流变应力和峰值应力的关系，从而可为通过控制应变速率来控制热加工的应力水平和力能参数提供理论依据[25]。

1.5.2变形温度

从图1.1的真应力-真应变曲线可知，温度变化对合金的流变应力大小有直接的影响。

在恒应变速率条件下变形时，假定在一定的温度范围内ΔH保持不变，采用指数形式来描述流变应力与Z参数之间的关系，于是由式

（2）和（3）可得

BT-1=A2+β2σ（5）

式中B，A2，β2都是与温度无关的系数。

林高用的实验结果在恒应变速率条件下，σ-T关系符合式（5）所示关系，即流变应力与变形温度的倒数呈线性关系，说明该合金可以采用Z参数的指数形式来描述高温变形时的流变应力行为[26]。

7075铝合金的塑性变形流变应力行为是与变形体内的位错组态密切相关的。

变形初期，需较高的能量来启动位错；

流变应力达到峰值之后，开始进入稳态变形，流变应力基本保持不变。

此时，合金变形的实质为位错的增殖和位错间由于相互作用而引起的相互销毁和重组之间达到动态平衡，合金变形组织中的亚晶平均大小、亚晶间平均取向差以及平衡位错密度均保持基本不变，合金中发生“重复多边形化”，表现出强烈的动态回复行为。

变形条件，尤其是应变速率、应变量和变形温度决定了合金的组织演变过程和流变应力行为，而如前所述，这种变形条件可用方程

（2）和（3）所示的Z参数来表示。

因此可见，合金变形组织与Z参数之间也应该存在一定的对应关系，利用这种关系可为合金变形组织的预测、控制和优化提供依据[27]。

1.5.3变形程度

材料在变形过程中，变形初始阶段，位错密度迅速增加，由于变形程度小，还不能产生回复或者再结晶等软化作用，因此，随着变形的进行，变形程度的增加导致流变应力急剧增加。

达到某一应变值之后，由于软化作用增加，流变应力将不再随变形程度明显提高，呈现出稳态特征。

1.5.4第二相

从过饱和固溶体中析出稳定的第二相，形成溶质原子富集亚稳区的过渡相的过程成为沉淀，沉淀强化有以下2点：

①得到尽量多的高强度的沉淀物。

但是高强度意味着高结合能，而高结台能意味着低固溶度（Hume—Rothery定律）。

因此，在铝中很难得到高过饱和度的固溶体，从而得到很高的沉淀物体积分数。

②沉淀物的最佳空间分布和尺寸分布。

最理想的分布是沉淀物尺寸一致，均为最佳尺寸，而且在空间上均匀分布。

但这不可能实现。

沉淀物尺寸分布和空间分布是不可避免的。

从沉淀相本身强度的角度，可以认为，当沉淀相本身的强度达到位错不能切割时，就不得不开动位错绕过机制。

至少有5种强化机制：

共格强化（coherencystrengthening），表面或化学强化（surfaceofchemicalstrengthening），有序强化（orderstrengthening），堆垛层错强化（stackingfaultstrengthening）和模量强化（modulusstrengthening），在位错切割沉淀相时起作用。

对沉淀相切割强化，陈昌麒的研究认为，为了更明确地反映沉淀物的各种参量的作用，沉淀相切剖强化可写成

式中k-无量纲常数，τP-质点综合强度参量，综合反映各种强化机制的作用，rp-质点尺度，平均半径,fp-质点体积分数，b-位错柏氏矢量。

1.6本课题研究意义和内容

1.6.1本课题研究的意义

7075铝合金在热变形过程中流变应力的大小是决定变形所需负荷及所需消耗能量的关键因素，在进行工程计算时首先就应确定材料变形的流变应力。

流变应力σ的大小与变形温度T、应变速率ὲ、应变量ɛ、和初始状态（如：

晶粒尺寸、纤维组织的加载方向）有关。

因为7075铝合金挤压棒是纤维组织，从纤维组织的不同方向压缩，晶粒的细化机制不一样，从而导致沿不同的加载方向7075铝合金的流变应力σ不一样。

有研究表明，在常温下，当纤维组织的拉长方向与拉伸方向平行时，7075铝合金的屈服强度和抗拉强度最高；

当与纤维组织成45°

时，力学性能最差。

在实际模锻生产中迫切需要7075铝合金的高温压缩力学性能参数，本课题针对这一问题，对7075铝合金进行了高温压缩变形实验，研究在不同的加载方向下7075铝合金的高温流变应力行为，得出本构方程，为制订7075铝合金塑性成形工艺提供理论依据。

1.6.2本课题研究的内容

（1）通过热物理模拟试验，分析温度及应变速率对流变应力的影响规律，并采用数学回归方法，建立7075铝合金的流变本构模型；

（2）通过金相试验，定性分析7075铝合金变形过程中温度及应变速率对其显微组织的影响规律。

1.7本构方程模型

材料本构关系模型是塑性变形过程数值模拟和模具设计不可缺少的基础理论，材料的本构方程模型的计算精度和形式直接影响计算结果和计算速度[50-52]。

本构方程可以表述为流变应力

，变形温度T和应变速率

的关系，可表示为：

，通过三者关系，可得7075铝合金在高温变形时流变应力的变化规律。

由于材料在塑性加工中流变应力是材料内部组织演化过程而引起的硬化和软化过程综合作用的结果，所以本构关系是高度非线性的[52]。

本文中利用真应变-真应力的峰值应力建立本构关系模型，对于分析材料变形特性，成形性能以及优化塑性成形工艺有重要意义[53-54]。

第2章实验材料及实验方案

2.1实验材料

实验所用材料取自东北轻合金有限责任公司生产的φ190mm7075铝合金挤压棒，状态为H112。

合金的化学成分见表2.1。

表2.17075铝合金化学成分（wt%）

Zn

Mg

Cu

Si

Fe

Mn

Cr

Ni

Ti

Al

6.15

2.63

1.60

0.07

0.22

0.24

0.13

<

0.05

余量

2.2实验设备

试验过程中主要用到以下设备和化学药品如表2.2和表2.3所示：

表2.2实验设备表

设备用途

设备名称、型号

下料

车床

线切割机

试样塑性变形及热处理加热

热变形试验

金相制备

显微组织观察

称量

烧杯

量筒

GZ4225带锯床

JIMT360×

1000

FW2

箱式低温加热炉

热加工模拟实验机3800型

金相试验抛光机

PL-A662数码金相显微镜

电子天平

100ml、50ml

10mL、50mL

表2.3试验药品表

序号

名称

规格

产地

1

氢氟酸

分析纯

上海有机化学研究所

2

浓盐酸

天津市天大化学试剂厂

3

浓硝酸

4

无水乙醇

2.3材料制备

2.3.1下料

⑴用带锯床下好方向为0°

和45°

两个方向的长方体的料后，在480℃固溶2h，然后水冷。

⑵用车床车出直径为8mm的圆柱体。

⑶用线切割机制备直径为8mm，长度为12mm的圆柱体。

⑷在Gleeble−3800型热加工模拟实验机上，对挤压7075铝合金在0°

、45°

两个方向，温度360℃、420℃和460℃，变形速率0.01/s、0.1/s和1/s的条件下进行高温压缩试验。

2.3.2原始态金相观察

金相观察工序：

粗磨—细磨—抛光—腐蚀—拍照

腐蚀液的配比为：

2.5%硝酸，1%的氢氟酸，1.5%的盐酸，95%水。

腐蚀时间一般为15s—30s。

腐蚀后的试样需要在乙醇中漂洗腐蚀表面然后用吹风机吹干后观察组织。

用来观察金相组织的金相显微镜型号为ZEISSImager.A1m。

2.4本章小结

分析材料的元素组成并制备试样，对试样进行热处理和热模拟实验，观察试样的原始态金相。

第三章实验结果及分析

3.1变形温度对7075铝合金力学性能及显微组织的影响

3.1.1变形温度对7075铝合金力学性能的影响

图3.10º

、0.01/s时，7075铝合金热压缩变形真应力-真应变曲线

图3.20º

、0.1/s时，7075铝合金热压缩变形真应力-真应变曲线

图3.30º

、1/s时，7075铝合金热压缩变形真应力-真应变曲线

表3.17075铝合金热压缩变形中真应力极值

320℃，0.1/s

320℃，1/s

400℃，0.1/s

400℃，1/s

480℃，0.1/s

480℃，1/s

0°

/MPa

128.14

135.28

77.74

101.89

46.89

71.67

45°

109.01

129.89

69.99

95.43

46.27

67.25

90°

119.69

132.88

73.53

100.49

46.23

69.76

图3.1至图3.3为7075铝合金在不同变形温度下的真应力-真应变曲线。

曲线总体特证为，从开始变形至应力达到峰值时，随着应变增加，应力迅速增加。

应变超过一定值时，应力略微下降，并趋于平缓，出现稳态流动特征。

7075铝合金对于变形温度非常敏感，应变速率一定，应力随着温度升高而显著降低，而且应力进入稳态时所需的应变也随着温度升高而减小。

产生这一现象的物理本质是：

铝合金材料在热加工时同时存在加工硬化和动态软化两个矛盾的过程。

在金属塑性变形中，大量的滑移系被激发并相互作用导致变形时的位错增值以及位错间的相互作用，从而表现出一定的应变硬化特性。

位错通过攀移或交滑移并在热激活和外加应力作用下发生合并，重组使材料发生动态回复和动态再结晶而软化，尽管铝合金属于高层错能合金，但铝合金在热加工时也可以发生动态再结晶。

随着温度的升高，材料热激活作用增强，晶格的热振动能变大，原子平均动能和扩散速率增加，导致由动态作用引起的软化作用增强，从而使得流动应力值变小，当加工硬化作用与软化作用达到平衡时，所需要的应变值变小。

3.1.2变形温度对7075铝合金显微组织的影响

7075铝合金原始态组织（H112）如图3.4所示。

由图可见，7075铝合金的原材料由明显的纤维状组织（沿挤压方向），在高温固溶后，第二相颗粒基本已经固溶到组织里。

图3.47075铝合金H112态金相组织

图3.5为7075铝合金0°

方向试样在不同温度压缩并进行淬火处理后的金相照片。

由图可见，在挤压后试样组织已经没有明显的