具有超塑性的铝合金

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[2]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，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τ(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=dlgσ/dlgε

式中σ为材料的流变应力；ε为应变速率。m值是表达金属的超塑性特性的极其重要的指标。对于普通金属材料，m=0.02～0.2；而对于许多超塑性金属材料，m=0.3～0.9。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，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［5］。

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10μm，就会产生精细结构的超塑性[6-7]。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[8-9]；（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[10-12]。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[6]可以使该合金的晶粒尺寸达到10μm，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20min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[8]，此类型的合金例如合金SUPRAL Al-Cu-Zr[15]，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810℃（根据热力学计算，合金的液相线温度在790-799℃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℃，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450℃、3h和500℃、3h的调质处理，用直径为230mm的轧板机进行热轧（80%）和冷轧（60%）。热轧的温度为420±10℃。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。

利用“Setaram Labsys DSC 1600”型热量计进行差示扫描量热（DSC），在20-700℃可以实现5℃/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—步长为0.4μm/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