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A2017合金半固态压缩变形力学特性
时间: 2015-10-10 来源: 未知 作者: 王顺成 李英龙 陈彦博 温景林点击:
1 前言
半固态金属加工（Semi-solid Metal Processing）是在金属或合金的固相线和液相线温度区间进行的加工，与传统的全液态铸造相比，半固态加工具有收缩率小，无宏观偏析，减小缩松和提高模具寿命等优点。与传统的全固态塑性加工相比，半固态金属屈服强度低，流动性能好，可实现高速近终成形，且精度高，一次成形具有复杂形状的制件。半固态金属加工所具有成形力低的特点，对于一些难变形金属或合金来讲，是一种有前途的加工工艺，由于半固态合金组织的特殊性质，使其力学行为及形变机制与固态合金相比有所不同。因此，研究半固态金属的特殊力学行为以及形变机制，对推进半固态金属加工的实际应用具有现实意义。
单辊剪切冷却技术（Shearing/Cooling RollProcess，简称SCR）是一种半固态加工新技术。目前，该技术在日本东京大学已进行了卓有成效的实验室阶段的开发研究。本文采用实验室自行设计的SCR实验机制备的非枝晶A2017合金和常规铸造枝晶A2017合金进行半固态压缩变形实验，测定不同变形温度和不同变形速率下的真应力-应变曲线，对SCR技术制备的A2017合金的半固态压缩变形力学特性进行了研究。
2 实验
2.1 实验材料
所用实验材料为工业用铝合金A2017。其固相线温度为513℃，液相线温度为641℃，半固态区温度范围为128℃，半固态敬意非常大，适合于半固态加工。A2017合金是Al-Cu-Mg系合金，其主要化学成分（质量分数，%）为：Cu3.8～4.8，Mg0.4～0.8，Mn 0.4～0.8，Al余量。图1为SCR实验机装置示意图，将合金在石墨坩埚中熔化，精炼扒渣后进行浇注，在辊靴型腔中，轧辊所提供的高剪切力与较高的冷却强度使凝固过程中产生的初始枝晶在剪切搅拌作用下破碎形成非枝晶，半固态浆料排出辊-靴间隙后，直接进入水冷铜模铸成半固态锭坯，实验工艺参数为：浇注温度760℃，辊靴间隙4mm，轧辊冷却水流量200ml/s，轧辊转速0.2m/s。2.2实验方法
将制备的关固态坯料加工成φ8×15mm的圆柱件，在Gleeble-1500热学-力学模拟实验机上进行压缩实验，测定真应力-真应变曲线，压缩变形温度分别取440℃、520℃、540℃、560℃，压缩速率分别选取0.001s-1、0.1s-1、10s-1，压缩工艺见图2。压缩实验之前，试样在加热炉以600℃恒温保温30min，使合金完全恢复到半固态状态，压缩变形后试样立即水淬。另外，为了减小压缩过程中试样与工具之间摩擦力的影响，在压缩试样两端涂油质石墨。为了对比，对常规铸造A2017合金进行了不同变形温度下的固态和半固态压缩实验。3 实验结果与讨论
3.1 A2017合金半固态组织
图3a为常规铸造A2017合金组织，由图可以看到，其组织树枝发达，一次枝晶臂和二次枝晶臂都很粗大，且晶粒生长很不均匀。图3b为常规铸造A2017合金氩速度600℃恒温保温30min后水淬组织，从图可以看到，常规铸造A2017合金经二次加热后仍然保留粗大的枝晶网络结构，只有部分液相在晶界出现。图4a、b为SCR技术制备的A2017半固态合金试样内部组织和试样在600℃恒温保温30min后水淬组织。从图可知，SCR技术制备的A2017半固态坯料内部组织与常规铸造组织完全不同，其初始晶粒大部分为细小均匀的非枝晶等轴晶，少部分为枝晶或菊花晶，但枝晶臂大大缩短。坯料经二次加热后，晶粒逐渐长大并球化，内部组织由球形结构的α（Al）晶粒与液相组成，低溶点共晶物先溶化并沿相晶界分布，少量液相在晶粒内部出现，呈小岛状，根据扫描电镜能谱分析仪分析结果，先析出的液相和晶粒内部的小液滴为富铜的CuAl2相。二次加热实验结果表明，对SCR技术制备的A2017合金在580℃保温40min～60min或者600℃保温30min～40min，均可获得具有球形晶粒与液相组织，由ISA-4图像分析仪测定，初生α（Al）晶粒平均等积圆直径为70μm～90μm，平均圆度0.6～0.8，固相率在65%～75%范围内，同时A2017半固态坯料的强度能保持其整体形状，可以用夹钳进行夹取操作。3.2 不同变形温度下压缩变形力学行为
图5为SCR制备的A2017合金和常规铸造A2017合金氩速度变形速率为0.001s-1时，不同变形温度下的真应力-真应变曲线。由图可以看出：
1）440℃固态下压缩变形，SCR技术制备的A2017合金变形抗力较常规铸造A2017合金固态下的变形抗力高，根据Hall-Petch关系式：
σs=σ0+Kd-1/2σ0及K为材料常数，晶粒平均直径d越小，屈服强度σs越大。SCR技术制备的A2017合金半固态下为均匀的近球形晶组织，使得合金压缩变形抗力较高。
2）520℃～560℃半固态条件下，SCR技术制备的A2017合金不同温度下半固态下的压缩变形抗务均小于常规铸造A2017合金半固态下的压缩变形抗力，而且应变在0.05～0.6左右时A2017合金呈现稳定的塑性变形，这主要是SCR技术制备的A2017合金二次加热后，在半固态下其内部组织由悬浮于液相的均匀球形晶粒组成，在小变形时，其变形主导机制主要由液相的流动和液相裹着球形晶移动，大变形时晶粒才参与变形，变形机制由球形晶粒的相互转动与滑动组成，随着球形晶粒不断调整其运动方向与位置，使得滑移变形更容易进行，随着应变增加，应力不断降低，这种变形使得合金不但变形抗力低，且极限塑性好，不易产生开裂，保证加工制品的优良性能。
在半固态下压缩变形，常规铸造A2017合金变形抗力大于单辊搅拌A2017合金的变形抗力，而且常规铸造A2017合金在压缩程度达0.4～0.5时变形抗力发生急剧下降，这主要是，常规铸造A2017合金二次加热到半固态时虽然晶界也有局部熔化，出现液相，但其内容组织仍为粗大的枝晶形成的连续网络骨架，在小形变量时即变形初期，发达的一次臂和二次臂容易互相咬合，阻碍变形的进行，因而承受应力的能力较强，压缩变形时变形抗力较高，但压缩程度达到0.4～0.5时，枝晶骨架开始破碎，因而呈现应力急剧下降，实验中可以看到试样出现鼓形并开裂破碎。
3）SCR技术制备A2017合金半固态压缩变形时，随着变形温度的升高，变形抗力降低，这主要是随着温度的升高，半固态合金中液相比例增多，变形时，液体裹着固相颗粒移动，晶粒的滑动更容易进行。从图还可以看到，随着变形程度的提高，与一般固态压缩变形发生应变-硬化相反，半固态压缩变形发生应变软化现象，应力随应变的增加逐渐降低。
表1为SCR技术制备的A2017合金和常规铸造A2017合金不同温度下压缩变形时的屈服应力值。可以看到，相同变形温度下，单辊搅拌A2017合金半固态压缩变形屈服应力均小于常规铸造A2017合金的屈服应力，而且随着变形温度的提高，开始屈服应力值显著降低。
金属或合金在半固态下的变形是典型的粘塑性行为，因此一定要考虑应变速率对变形抗力的影响。图6为SCR技术制备的A2017半固态合金在560℃时不同压缩变形速率下的真应力-应变曲线，由图可知，不同变形速率下的真应力-应变曲线具有基本相似的形状，即不同变形速率下都发生应变软化现象，但相同变形程度时，随着变形速率的升高，变形抗力增加，即合金在半固态下的变形行为对应变速率具有敏感性。其原因是变形速率升高，意味着液相的流动以及晶粒的移动都要加快，必然需要更大的切应力，则变形抗力提高。另外，由于变形速率增加，没有足够的时间发展软化过程，这也促使变形抗力提高。3.4 A2017合金半固态压缩变形后组织
变形温度为560℃，应变速率为0.1/s条件下将SCR技术制备的A2017合金半固态试样分别压缩40%和60%后立即水淬，其显微组织如图7a、b。轴图7b可以看到，在压缩40%后，试样心部和边部均没有明显出现液相偏析，晶粒仍然保持过球形。由图7b可以看到，随着变形程度增加到60%，与图4b相比，试样在局部范围内出现了不量液相偏析，部分晶粒发生变形，这主要是合金浆料中固相颗粒与共晶液相的内摩擦力不同，共晶液相摩擦力小，变形达到一定程度，变形机制由液相裹着固相颗料一起运动转变为固相颗粒相互挤压，导致晶粒间隙的液相与固相颗粒出现分离，形成局部范围内的液相偏析。4 结论
1）SCR技术制备的A2017合金组织为细小的等轴晶，二次加热后完全转变为均匀的球形晶和共晶液相组成的半固态组织，在变形量为40%，无明显液相偏析，α（Al）晶粒仍能保持近球形；常规铸造A2017合金组织为粗大的枝晶，二次加执粕仍然保留为粗大的枝晶网络结构，小变形量下易出现裂纹。
2）SCR技术制备的A2017合金半固态压缩变形抗力低于常规铸造A2017合金半固态压缩变形抗力，更适合于半固态成形。
3）SCR技术制备的A2017半固态合金压缩变形，应变随应变发生软化现象；随着变形温度升高，变形抗力降低；随着变形速率升高，变形抗力增加。(end)
半固态金属加工（Semi-solid Metal Processing）是在金属或合金的固相线和液相线温度区间进行的加工，与传统的全液态铸造相比，半固态加工具有收缩率小，无宏观偏析，减小缩松和提高模具寿命等优点。与传统的全固态塑性加工相比，半固态金属屈服强度低，流动性能好，可实现高速近终成形，且精度高，一次成形具有复杂形状的制件。半固态金属加工所具有成形力低的特点，对于一些难变形金属或合金来讲，是一种有前途的加工工艺，由于半固态合金组织的特殊性质，使其力学行为及形变机制与固态合金相比有所不同。因此，研究半固态金属的特殊力学行为以及形变机制，对推进半固态金属加工的实际应用具有现实意义。
单辊剪切冷却技术（Shearing/Cooling RollProcess，简称SCR）是一种半固态加工新技术。目前，该技术在日本东京大学已进行了卓有成效的实验室阶段的开发研究。本文采用实验室自行设计的SCR实验机制备的非枝晶A2017合金和常规铸造枝晶A2017合金进行半固态压缩变形实验，测定不同变形温度和不同变形速率下的真应力-应变曲线，对SCR技术制备的A2017合金的半固态压缩变形力学特性进行了研究。
2 实验
2.1 实验材料
所用实验材料为工业用铝合金A2017。其固相线温度为513℃，液相线温度为641℃，半固态区温度范围为128℃，半固态敬意非常大，适合于半固态加工。A2017合金是Al-Cu-Mg系合金，其主要化学成分（质量分数，%）为：Cu3.8～4.8，Mg0.4～0.8，Mn 0.4～0.8，Al余量。图1为SCR实验机装置示意图，将合金在石墨坩埚中熔化，精炼扒渣后进行浇注，在辊靴型腔中，轧辊所提供的高剪切力与较高的冷却强度使凝固过程中产生的初始枝晶在剪切搅拌作用下破碎形成非枝晶，半固态浆料排出辊-靴间隙后，直接进入水冷铜模铸成半固态锭坯，实验工艺参数为：浇注温度760℃，辊靴间隙4mm，轧辊冷却水流量200ml/s，轧辊转速0.2m/s。2.2实验方法
将制备的关固态坯料加工成φ8×15mm的圆柱件，在Gleeble-1500热学-力学模拟实验机上进行压缩实验，测定真应力-真应变曲线，压缩变形温度分别取440℃、520℃、540℃、560℃，压缩速率分别选取0.001s-1、0.1s-1、10s-1，压缩工艺见图2。压缩实验之前，试样在加热炉以600℃恒温保温30min，使合金完全恢复到半固态状态，压缩变形后试样立即水淬。另外，为了减小压缩过程中试样与工具之间摩擦力的影响，在压缩试样两端涂油质石墨。为了对比，对常规铸造A2017合金进行了不同变形温度下的固态和半固态压缩实验。3 实验结果与讨论
3.1 A2017合金半固态组织
图3a为常规铸造A2017合金组织，由图可以看到，其组织树枝发达，一次枝晶臂和二次枝晶臂都很粗大，且晶粒生长很不均匀。图3b为常规铸造A2017合金氩速度600℃恒温保温30min后水淬组织，从图可以看到，常规铸造A2017合金经二次加热后仍然保留粗大的枝晶网络结构，只有部分液相在晶界出现。图4a、b为SCR技术制备的A2017半固态合金试样内部组织和试样在600℃恒温保温30min后水淬组织。从图可知，SCR技术制备的A2017半固态坯料内部组织与常规铸造组织完全不同，其初始晶粒大部分为细小均匀的非枝晶等轴晶，少部分为枝晶或菊花晶，但枝晶臂大大缩短。坯料经二次加热后，晶粒逐渐长大并球化，内部组织由球形结构的α（Al）晶粒与液相组成，低溶点共晶物先溶化并沿相晶界分布，少量液相在晶粒内部出现，呈小岛状，根据扫描电镜能谱分析仪分析结果，先析出的液相和晶粒内部的小液滴为富铜的CuAl2相。二次加热实验结果表明，对SCR技术制备的A2017合金在580℃保温40min～60min或者600℃保温30min～40min，均可获得具有球形晶粒与液相组织，由ISA-4图像分析仪测定，初生α（Al）晶粒平均等积圆直径为70μm～90μm，平均圆度0.6～0.8，固相率在65%～75%范围内，同时A2017半固态坯料的强度能保持其整体形状，可以用夹钳进行夹取操作。3.2 不同变形温度下压缩变形力学行为
图5为SCR制备的A2017合金和常规铸造A2017合金氩速度变形速率为0.001s-1时，不同变形温度下的真应力-真应变曲线。由图可以看出：
1）440℃固态下压缩变形，SCR技术制备的A2017合金变形抗力较常规铸造A2017合金固态下的变形抗力高，根据Hall-Petch关系式：
σs=σ0+Kd-1/2σ0及K为材料常数，晶粒平均直径d越小，屈服强度σs越大。SCR技术制备的A2017合金半固态下为均匀的近球形晶组织，使得合金压缩变形抗力较高。
2）520℃～560℃半固态条件下，SCR技术制备的A2017合金不同温度下半固态下的压缩变形抗务均小于常规铸造A2017合金半固态下的压缩变形抗力，而且应变在0.05～0.6左右时A2017合金呈现稳定的塑性变形，这主要是SCR技术制备的A2017合金二次加热后，在半固态下其内部组织由悬浮于液相的均匀球形晶粒组成，在小变形时，其变形主导机制主要由液相的流动和液相裹着球形晶移动，大变形时晶粒才参与变形，变形机制由球形晶粒的相互转动与滑动组成，随着球形晶粒不断调整其运动方向与位置，使得滑移变形更容易进行，随着应变增加，应力不断降低，这种变形使得合金不但变形抗力低，且极限塑性好，不易产生开裂，保证加工制品的优良性能。
在半固态下压缩变形，常规铸造A2017合金变形抗力大于单辊搅拌A2017合金的变形抗力，而且常规铸造A2017合金在压缩程度达0.4～0.5时变形抗力发生急剧下降，这主要是，常规铸造A2017合金二次加热到半固态时虽然晶界也有局部熔化，出现液相，但其内容组织仍为粗大的枝晶形成的连续网络骨架，在小形变量时即变形初期，发达的一次臂和二次臂容易互相咬合，阻碍变形的进行，因而承受应力的能力较强，压缩变形时变形抗力较高，但压缩程度达到0.4～0.5时，枝晶骨架开始破碎，因而呈现应力急剧下降，实验中可以看到试样出现鼓形并开裂破碎。
3）SCR技术制备A2017合金半固态压缩变形时，随着变形温度的升高，变形抗力降低，这主要是随着温度的升高，半固态合金中液相比例增多，变形时，液体裹着固相颗粒移动，晶粒的滑动更容易进行。从图还可以看到，随着变形程度的提高，与一般固态压缩变形发生应变-硬化相反，半固态压缩变形发生应变软化现象，应力随应变的增加逐渐降低。
表1为SCR技术制备的A2017合金和常规铸造A2017合金不同温度下压缩变形时的屈服应力值。可以看到，相同变形温度下，单辊搅拌A2017合金半固态压缩变形屈服应力均小于常规铸造A2017合金的屈服应力，而且随着变形温度的提高，开始屈服应力值显著降低。
表1 A2017合金不同变形温度下的屈服强度
金属或合金在半固态下的变形是典型的粘塑性行为，因此一定要考虑应变速率对变形抗力的影响。图6为SCR技术制备的A2017半固态合金在560℃时不同压缩变形速率下的真应力-应变曲线，由图可知，不同变形速率下的真应力-应变曲线具有基本相似的形状，即不同变形速率下都发生应变软化现象，但相同变形程度时，随着变形速率的升高，变形抗力增加，即合金在半固态下的变形行为对应变速率具有敏感性。其原因是变形速率升高，意味着液相的流动以及晶粒的移动都要加快，必然需要更大的切应力，则变形抗力提高。另外，由于变形速率增加，没有足够的时间发展软化过程，这也促使变形抗力提高。3.4 A2017合金半固态压缩变形后组织
变形温度为560℃，应变速率为0.1/s条件下将SCR技术制备的A2017合金半固态试样分别压缩40%和60%后立即水淬，其显微组织如图7a、b。轴图7b可以看到，在压缩40%后，试样心部和边部均没有明显出现液相偏析，晶粒仍然保持过球形。由图7b可以看到，随着变形程度增加到60%，与图4b相比，试样在局部范围内出现了不量液相偏析，部分晶粒发生变形，这主要是合金浆料中固相颗粒与共晶液相的内摩擦力不同，共晶液相摩擦力小，变形达到一定程度，变形机制由液相裹着固相颗料一起运动转变为固相颗粒相互挤压，导致晶粒间隙的液相与固相颗粒出现分离，形成局部范围内的液相偏析。4 结论
1）SCR技术制备的A2017合金组织为细小的等轴晶，二次加热后完全转变为均匀的球形晶和共晶液相组成的半固态组织，在变形量为40%，无明显液相偏析，α（Al）晶粒仍能保持近球形；常规铸造A2017合金组织为粗大的枝晶，二次加执粕仍然保留为粗大的枝晶网络结构，小变形量下易出现裂纹。
2）SCR技术制备的A2017合金半固态压缩变形抗力低于常规铸造A2017合金半固态压缩变形抗力，更适合于半固态成形。
3）SCR技术制备的A2017半固态合金压缩变形，应变随应变发生软化现象；随着变形温度升高，变形抗力降低；随着变形速率升高，变形抗力增加。(end)
