2024年5月17日发(作者：续白卉)
2023
年
5
月
第
51
卷
第
76-86
页
第
5
期
JournalofMaterialsEnineerin
gg
材
料
工
程
Ma023
p
.76-86
y
2
p
Vol.51
No.5
挤压固溶态
7-A43
铝合金的室温
压缩微观组织及变形行为
Microstructureanddeformationbehaviorof
extruded7A43alloinsolidsolutionstate
y
underroomtemeraturecomression
pp
(
长沙
41
中南大学轻合金研究院
,
10083
;
2
中南大学机电工程
)
学院
,
长沙
4
山东烟台
210083
;
3
山东长征火箭有限公司
,
65100
,,
22*3
,,,
邵虹榜
1
,
黄元春
1
,
王端志
2
,
郭晓芳
2
,,;
EnineerinCentralSouthUniversitChansha410083
,
China
ggyg
,,
.
g
L
g
M
,)
Yantai265100
,
ShandonChina
g
,
摘要
:
采用
G
固溶态
7
质量分数
/
%
)
进行应变
leeble-3500
试验机对挤压
-A43
铝合金
(
Al-6.0Zn-2.1M-0.15Cu-0.15Zr
g
等手段对变形微观组织进行表征
。
结果表明
,
随着变形速率的提高
,
整体晶粒尺寸因畸变程度增加而
X
射线分析
(
XRD
)
减小的同时
,
合金内部晶格应变和位错密度逐渐增大
。
高应变速率条件下微观组织中的亚结构组分增加
,
粗大纤维组织
被细小的等轴晶粒取代
。
测得的应力应变曲线表明
,
累积应变量和应变速率对流变应力水平具有较大影响
,
基于得到
-
分别为
0.
表明所建立的模型较准确地描述了
7991069
和
3.667%
,
A43
铝合金室温变形流变行为
。
:/
doi
.1001-4381.2022.000250
j
关键词
:
室温变形
;
微观组织
;
流变行为
;
本构模型
7A43
铝合金
;
的实验数据构建了
F
本构方程
,
预测值和实验值之间的相关系数
(
和平均绝对相对误差
(
ields-Backofen
(
F-B
)
R
)
AARE
)
-1
、、
速率为
0.
变形量为
5
并借助扫描电子显微镜
(
背散射电子显微分析
(
以及
001~1s0%
的室温压缩变形
,
SEM
)
EBSD
)
(,,
1LihtAlloesearchInstituteCentralSouthUniversit
gy
R
y
;
Chansha410083
,
China2ColleeofMechanicalandElectrical
gg
1212*
,
SHAOHonbanHUANGYuanchun
gg
,
2
,
32
,
WANGDuanzhiGUOXiaofan
g
-1-1
,
sto1satroomtemeratureandthemicrostructuralfeatureswerecharacterizedbcannin
py
s
g
,
belectronmicroscoSEM
)
ackscatteredelectronmicroscoEBSD
)
andX-raifferaction
py
(
py
(
y
d
:
Abstract
Thecomressiondeformationtestonextruded-solidsolution7A43alloAl-6.0Zn-2.1M-
py
(
g
,
m
/
%
)
w0.15Cu-0.15Zrassfractionasconductedbleeble-3500machinewithstrainrateof0.001
y
G
,
analsis
(
XRD
)
.Itisrevealedthatwiththeincreaseofstrainratetheaverae
g
rainsizedecreases
yg
,
wduetoseveremicrostructuraldistortionhilstthelatticestrainanddislocationdensitntheallo
y
i
y
+
()
中图分类号
:
TG146.21
文献标识码
:
A
文章编号
:
105-0076-11
andthecoarsedeformed
g
rainsarerelacedbineeuiaxed
g
rainsunderhihdeformation
py
f
qg
s-Backofen
(
F-B
)
constitutivemodelwasconstructedbasedonthe
rovidea
g
ooddescritionofthemodelfordeformationrheoloicalbehaviorof7A43aluminumallotroom
ppgy
a
,
recoverubstructurecomonentsinthemicrostructureareenhanced
gyyy
s
p
,
exerimentalstress-straindatathecorrelationcoefficient
(
R
)
andaveraeabsoluterelativeerror
pg
(,
AARE
)
betweentheexerimentaland
p
redictedvaluesare0.991069and3.667%
,
resectivelwhich
ppy
temerature.
p
:
7
;;
m
;;
Keords
A43alloroomtemeraturedeformationicrostructurerheoloicalbehavior
ypg
y
w
constitutivemodel
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第
51
卷
第
5
期
挤压固溶态
7-A43
铝合金的室温压缩微观组织及变形行为
77
其良好的
壁板是运载火箭舱段的主要承力构件
,
性能是运载火箭可靠性的重要保障
。
具有低密度
、
高
强度等一系列优点的
7×××
系
Al-Zn-M-Cu
合金成
g
1-3
]
。
在箭体结
为火箭舱段壁板的主要选用材料之一
[
,
质量分数
/
%
)
挤压筒坯上沿壁厚方向
0.15Cu-0.15Zr
切取
ϕ
冷变形前进行
6mm×9mm
圆柱形试样
,
构轻质一体化的发展需求背景下
,
通过热挤压得到带
筋毛坯后再进行室温精确成形的工艺成为整体式带筋
壁板制造的新路线
。
清晰地认识合金变形过程中的微
观组织演变以及流变行为成为制定合理的工艺参数的
前提
。
件的变化得到了广泛关注
,
众多文献针对合金强化机
4-6
]
7-10
]
、
制
[
热变形组织特征
[
以及相关变形工艺开
11-14
]
发
[
进行了报道
。
通常认为变形条件对内部微观组
15
]
织演变规律和宏观性能表现有直接关联
。
Wu
等
[
研
470℃×2h
固溶后水淬至室温
。
采用
Gleeble-3500
热模拟试验机研究了室温压缩过程中
7A43
铝合金承
受压应力时的加工硬化规律和本构关系
:
压缩变形量
-1
为
5
应变速率分别为
0.
和
0%
,
001
,
0.01
,
0.1s
-1
。
变形完成后试样被沿压缩方向对半切开
,
将得
1s
到的切面进行机械抛磨并采用
Keller
试剂
(
1%HF+
关于
7×××
合金塑性变形时微观组织随变形条
体积分数
)
腐蚀
1.5%HCl+2.5%HNO95%H
2
O
,
3
+
以便观察微观组织
。
通过
OLYMPUS-DSX500
金相
EBSD
设备的
ZeissSura55
扫描电镜进行
EBSD
表
p
/
征
。
XRD
分析在
Dmax2550X
型
X
射线衍射仪上进
)/,,
行
,
扫描速率为
5
(
扫描范围为
3
射线
°min0°~90°
,
为
C
波长
λ
为
0.u
靶
Kα15406nm
。
显微镜
(
和
T
分
OM
)
ESCANMIRA
扫描电镜
(
SEM
)
析组织特征
,
采用配备有
OxfordInstrumentHKL
究了
7050
铝合金在
593~743K
温度范围内压缩变形
时
,
观察到动态再结晶的发生需要应变和变形温度同
时达到对应临界值
,
提高变形速率有利于促进再结晶
12
]
形核并抑制晶粒长大
。
许晓静等
[
认为固溶态
Al-
Zn-M-Cu
合金在时效之前引入适当变形可以增加小
g
2
结果与分析
2.1
微观组织分析
2.1.1
初始状态组织
角度晶界比例并提高合金的屈服强度和抗晶间腐蚀的
能力
。
流变应力随微观结构和变形条件
(
变形温度
、
应
变速率等
)
的变化也已经被研究者通过不同的方法进
[
6
]
行了描述
。
例如
,
在较宽应变速率范围内
Chen
等
1
对
7
发现快速变形条件下
050-T7451
合金进行压缩时
,
动态再结晶及强化相的状态对加工硬化率的影响更为
明显
,
并通过改进的
J-C
模型对加工硬化和热软化的
[
7
]
耦合进行了描述
。
S
研究了
7un
等
1
075
合金热压缩
)
溶态的微观组织特征
。
从图
1
(
中可以看到
,
挤压态
a
试样的晶粒沿着挤压方向变形而呈纤维状
,
部分纤维
组织呈隔晶层分布
,
晶粒宽度大约为
15~30
μ
m
。
并
且其组织中存在因热挤压产生的动态再结晶特征
。
()
图
1
显示经过固溶处理后
,
纤维状变形晶粒发生明
b
显长大和球化
,
并且观察到在变形较大的区域出现了由
,
静态再结晶
(
产生的较小尺
staticrecrstallizationSRX
)
y
寸的等轴晶粒
。
此外
,
固溶处理使得基体内第二相粒子
基本重新回溶
,
不过仍存在少量尺寸
5~15
μ
m
的粗大
())。
图
1
()
第二相残留在晶界上
(
图
1
给出的
EcdDS
结
2.1.2
压缩变形组织
不同应变速率压缩试样的金相组织如图
2
所示
。
-1
)
从图
2
(
中可以看到
,
应变速率为
0.
时粗大
a001s
图
1
展示了压缩变形前
7A43
铝合金挤压态和固
动态再结晶行为
,
并将所建立的再结晶模型与流动应
力本构方程相结合
,
统一预测热变形过程中的流动应
力和组织演变
。
超高强铝合金壁板在室温条件下的精加工是保证
尺寸精度和服役性能的重要环节
。
然而
,
目前大多数
有关
7×××
铝合金组织性能的研究主要围绕热加工
条件下开展的
,
而关于铝合金冷变形的研究也大多集
[
018-19
]
-23
]
、
中在
2×××
系
[
铝
5×××
系和
6×××
系
2
,
果显示其主要含
A
即为未溶
AlZr
元素
,
lZr
初生相
。
合金
。
本工作以自主开发的用于制造整体壁板的新型
研究变形条件
7A43
铝合金为对象进行室温压缩实验
,
对其微观组织特征以及流变行为的影响
,
并通过构建
合理的本构模型以描述
7A43
铝合金室温变形行为规
律
,
以期为后续开发挤压筒形件室温减薄成形技术提
供参考
。
的变形晶粒沿着挤压方向被拉长为纤维状
,
同时仍保
留了部分固溶时产生的尺寸约为
8~20
μ
m
的静态再
(),()
结晶晶粒
。
图
2
显示随着应变速率的增加
,
一
bc
方面出现更多的破碎晶粒以及变形带
,
另一方面在畸
变程度较高的区域出现了细小的等轴晶粒分布在变形
显示变形严重的区域内晶粒已难以分辨且出现了微裂
纹
,
这可能是由于室温快速压缩使得局部变形抗力迅
速增加而导致不均匀变形造成的
。
-1
()
晶粒之间
。
当应变速率进一步提高至
1s
后
,
图
2d
1
实验材料与方法
从前期制得的
7A43
铝合金
(
Al-6.0Zn-2.1M-
g
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78
材料工程
2023
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月
)),),()
Fi.1 Oticalmicrorahsof7A43alloinas-extruded
(
aandsolid-solutionstate
(
binformationofthesecond
p
hase
(
cd
gpgpy
))),()
图
1
挤压态
(
和固溶态
(
ab7A43
合金的金相照片以及物相信息
(
cd
Fi.2 Oticalmicrostructuresofsecimencomressedwithdifferentstrainrates
gppp
-1
;
-1
;
-1
;
-1
()()()()
a0.001sb0.01sc0.1sd1s
-1
;
-1
;
-1
;
-1
()()()()
a0.001sb0.01sc0.1sd1s
图
2
不同应变速率下压缩变形试样的微观组织
图中黑色粗线和灰色细线分别代表
EBSD
分析结果
,
,
HAG
)
高角度晶界
(
和
hihanle
g
rainboundarBs
ggy
,)。
从
低角度晶界
(
lowanle
g
rainboundarLAGBs
gy
图
3
显示了各压缩试样的晶粒取向和晶界分布的
-1
()
图
3
中可以看到
,
压缩时粗大的变形晶
a-10.001s
>
粒主要沿
<
和
<
方向排布
,
组织中所含的低角
110111
>
度
θ
和
7AGBs
占比分别为
15.488°1.70%
。
这是
Av
g
和
L
度晶界相对较少
。
图
3
(
显示
,
此时的平均晶界角
a-2
)
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挤压固溶态
7-A43
铝合金的室温压缩微观组织及变形行为
79
))
图
3 E
与晶界分布
(
情况
BSD
测得的压缩试样晶粒形貌
(
12
))
mFi.3 Grainmorholoies
(
1andboundaristributions
(
2easuredbBSD
gpgy
d
y
E
-1
;
-1
;
-1
;
-1
()()()()
a0.001sb0.01sc0.1sd1s
-1
;
-1
;
-1
;
-1
()()()()
a0.001sb0.01sc0.1sd1s
因为压缩前的固溶过程中静态再结晶晶粒的形成消耗
了一部分低角度晶界
,
另一方面
,
慢速变形时位错运动
较为充分
,
晶粒内部新形成的
LAGBs
较少
。
而随着
应变速率的提高
,
剧烈变形造成晶粒破碎程度增加
,
原
()
图
3
显示
θ
LAGBs
占比逐渐升高
,
d-2
Av
g
减小的同时
,
-1
时平均晶界角度和低角度晶界比例分别为
1s
本粗大的纤维组织逐渐被细小变形晶粒取代
,
使得
和
7
高应变速率条件下由于压
10.521°8.25%
。
此外
,
缩过程较为短暂
,
变形晶粒朝着垂直于压缩方向的刚
性转动程度较小
,
更多地保留了固溶处理后的晶粒排
(),())。
布特征
(
见图
3c-1d-1
合金压缩变形后的晶粒尺寸分布以及微观组织构
-1
范围内随着应变速率的增加
,
合金中平均晶粒
0.1s
成情况如图
4
和表
1
所示
。
可以看到
,
在
0.001~
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80
材料工程
2023
年
5
月
))
Fi.4 Distributionsof
g
rainsize
(
aandmicrostructuralcomonents
(
bofthesecimenscomressedwithdifferentstrainrates
gppp
))
图
4
不同应变速率压缩后的
7
与微观组织组成
(
A43
合金晶粒尺寸分布
(
ab
表
1
测得的不同应变速率压缩后试样的微观结构参数
≥1°
Table1 Measuredmicrostructural
p
arametersofcomressedsecimen
pp
/()
θ
°
Av
g
15.188
12.274
11.378
10.521
/()
θ
°
LAGBs
1.948
2.296
2.273
1.948
()
1°-15°LAGBs
/
%
f
71.70
74.33
78.25
78.21
/()
1-
f
/
%
θ
°
HAGBs
13.538
9.969
8.241
28.30
25.67
21.75
21.79
)
≥15°
(
HAGBs
Recrsta-
y
-1
/
Strainrates
0.001
0.01
0.1
1
15.613
13.689
11.221
11.036
/
L
A
m
v
g
μ
/
%Microstructuralcomonentratio
p
ucture
Substr-
llization
6.163
4.441
4.154
1.922
35.856
35.347
44.190
28.685
structure
57.981
60.212
51.656
69.393
Deformed
13.538
尺寸
(
明显减小而再结晶晶粒和亚结构的占比有
L
Av
g
)
所增加
。
分析其原因
,
合金在压缩变形时
,
加工硬化和
动态软化是同时进行的
,
一方面
,
压缩变形时提高应变
速率会造成晶粒破碎程度增加
,
减小了整体晶粒尺寸
;
另一方面
,
应变速率的提升不仅导致位错运动阻力增大
而相互缠结形成位错胞亚结构
,
而且当畸变程度较高的
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5
期
挤压固溶态
7-A43
铝合金的室温压缩微观组织及变形行为
81
区域位错塞积达到一定极限后会形成亚晶雏形
,
加之塑
性变形引起的变形热导致的局部温度升高使得原子热
振动和晶界的迁移能力得到增强
,
有利于亚结构的形
-1
成
。
而当应变速率达到
1s
后
,
快速的压缩变形使得
并且向右偏移
,
这是由于高的应变速率条件下微观组
织的晶粒尺寸更小
,
位错密度更高以及晶格畸变更为
24
]
。
采用
X
严重所致
[
RD
衍射峰积分宽度计算分析各
变形条件下的位错密度及晶格应变
。
该方法假设相干
衍射区晶粒尺寸展宽和晶格应变展宽分布可以分别由
]
24
:
柯西函数和高斯函数近似表达
,
得到如下关系
[
2
()
δ
2
θ
δ
2
θ
λ
2
<>
5
e
=+
2
2
an
θ
sin
θ
d
t
00
tan
θ
0
加工硬化在变形过程中占主导作用
,
晶粒的变形程度更
加剧烈
,
最终导致合金内部由变形组织和亚结构组成
。
2.2 XRD
分析
。
图中
压缩后的
XRD
图谱以及半高峰宽图
(
FWHM
)
显示随着应变速率的增加
,
试样的主衍射峰发生宽化
图
5
展示了
7A43
铝合金经不同应变速率的室温
式中
:
θδ
2
θ
为衍射峰积分宽
0
为各衍射峰最高位置
;
2
>
度
;
分别代表相干衍射
λ
是
Cu-Kα
射线波长
;
d
和
<
e
()
1
))
Fi.5 XRD
p
atterns
(
aandFWHW
(
bof7A43alloomressedwithdifferentstrainrates
gy
c
p
))
图
5
不同应变速率条件下
7
及半高峰宽图
(
A43
合金
XRD
图谱
(
ab
区微晶尺寸和晶格应变
。
/
根据
XRD
测得的数据计算出
δ
2
θ
tan
θ
sin
θ
00
和
22
()/
δ
2
θ
tan
θ
0
并进行拟合得到两者之间的线性关系
如图
6
所示
。
根据拟合计算出的晶粒尺寸和晶格应变
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82
材料工程
2
>
列于表
2
。
而位错密度
ρ
与
d
和
<
之间的关系可描
e
]
25
:
述为如下
[
2023
年
5
月
变和位错密度明显受到应变速率的影响
,
两者基本随着
-1
应变速率的增加而增加
,
当应变速率增至
1s
时位错
-1
条件下的位错密度较
0.
时的位错密度更低
,
这
001s
14-1
密度达到
3.8344×10m
-2
。
值得注意的是
,
0.01s
/
212
>/(()
edb
)
2
ρ
=
23
<
,
式中
:
铝的柏氏矢量为
0.
根
b
为柏氏矢量
(
286nm
)
)
据式
(
计算得出各应变速率条件下试样内部位错密
2
可能是由于在较低应变速率范围内时提高应变速率产
生绝热剪切热
,
促进局部产生的动态软化超过了位错
度值如表
2
所示
。
计算结果表明
,
合金内部的晶格应
22-1
;
-1
;
-1
;
-1
)//)()()()
Fi.6 Fittedlinearrelationshietween
(
δ
2
θ
tan
θ
nd
δ
2
θ
tan
θ
sin
θ
a0.001sb0.01sc0.1sd1s
gp
b
0
a
00
(
22-1
;
-1
;
-1
;
-1
)//)()()()
图
6
(
δ
2
θ
tan
θ
2
θ
tan
θ
sin
θ
a0.001sb0.01sc0.1sd1s
0
与
δ
00
之间的线性拟合关系
(
表
2
测得的压缩试样相干衍射区微晶尺寸
d
、
2
>
晶格应变
<
和位错密度
ρ
e
和塑性阶段较为连续
,
而在其他高应变速率条件下随
着应变速率的增大
,
流动应力曲线的弹性和塑性阶段
分界明显
。
图
7
(
展示了加工硬化率在塑性变形起
b
)
始阶段具有最大值
,
之后随着应变增加而迅速减小并
逐渐趋于零
,
即动态软化与加工硬化基本达到平衡
。
而在真应变
ε
<0.
高应变速率条件下快速变
2
区间内
,
形有利于动态回复的产生
,
由此带来的软化效应使得
硬化率快速降低
。
从上述情况可知
,
7A43
铝合金在室
温下发生冷塑性变形时流动应力受应变量和应变速率
的影响较为明显
。
2.4
本构模型构建
Hollomon
建立的流动应力与应变之间的函数
σ
=
[]
Table2 Microstructural
p
arametersof7A43allo
y
/
Strainrates
-1
calculatedfromXRDdata
/
d
nm
33.2743
35.9953
32.1628
20.8753
2.3589×10
-7
1.7490×10
-7
2.0953×10
-7
4.3674×10
-7
0.001
0.01
0.1
1
<
2
>
e
/
10m
ρ
1.7679
14-2
1.4073
1.7238
3.8344
2.3
室温压缩变形行为
固溶态
7
真应
A43
铝合金试样室温压缩真应力
-
()
变曲线如图
7
所示
。
当应变速率一定时
,
流动应力
a
随应变增加而急剧上升至屈服应力值附近后呈缓慢增
-1
、
加的稳定趋势
,
在应变速率为
1s
应变达到
0.5
时
]
16
。
增殖速率而使得位错密度有所降低
[
n
26
(
可以很
kεk
,
n
分别为强度系数和应变硬化指数
)
好地描述金属材料在变形时的加工硬化特征
,
在此基
;
压缩应力达到
4
而在相同应变条件下
,
合
73.35MPa
金的压缩应力随着应变速率的增加而增大
。
观察到在
-1
的准静态变形条件下
,
流动应力曲线的弹性
0.001s
础上发展出了考虑应变速率敏感性影响的
Fields-
[]
7
(:
方程
2
BackofenF-B
)
n
·
m
,,()
σ
=
f
(
K
,
εεT
)
3
·
式中
:
σ
为真应力
;
ε
为应变速率
;
T
为绝对温度
;
m
为
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51
卷
第
5
期
挤压固溶态
7-A43
铝合金的室温压缩微观组织及变形行为
83
))
Fi.7 Truestress-straincurves
(
aandvariationofworkhardeninates
(
bof7A43allourinomression
gg
r
y
d
g
c
p
))
图
7 7
真应变曲线
(
及加工硬化率变化情况
(
A43
合金室温压缩真应力
-ab
应变速率敏感指数
;
K
为强度系数
。
由于是在室温下
)
进行的变形
,
不考虑温度的影响
,
则式
(
变为
3
nmnm
,)
=
Kσ
=
f
(
K
,
εεεε
)
左右两边取对数
,
可以改写成
:
对式
(
4
··
双对数坐标下基本呈线性关系
。
应力应变速率曲线
-
的斜率即为应变率灵敏度指数
m
,
故可以得到
m
随应
)
变的变化情况如图
8
(
所示
。
可以看出
m
值随着应
b
变增加而逐渐减小至
0.
可以解释为较大的应
01
附近
,
变在较低的应变率下硬化
。
根据
m
与应变的关系
,
可
以得到
m
随应变变化的方程如下
:
3.07491
()
m
=
0.01102
+
0.02835ex60.36203
×
ε
-
5
p
()
6
()
4
()
5ln
σ
=
ln
K
+
n
ln
ε
+
m
ln
ε
)
(
1
m
求解
·
()
系曲线
,
图
8
表明不同应变条件下应力
应变速率在
a-
·
图
8
展示了不同应变条件下
ln
ε
-σ
以及
ε
-
m
的关
·
))
Fi.8 Relationshietweenlnaand
ε
-
m
(
batdifferentstrains
ε
-σ
(
gp
b
·
))
图
8
不同应变下
l
及
ε
的关系曲线
a
-
m
(
b
n
ε
-σ
(
)
(
2
n
求解
应变硬化指数
n
为双对数应力应变曲线
l-n
σ
-ln
ε
的斜率
:
/()
n
=
∂ln
σ
∂ln
ε
7
()
图
9
展示了
ln
ε
-ln
σ
及
ln
ε
-
n
的关系曲线
。
图
9a
显示不同应变速率条件时双对数坐标下流动应力变化
趋势基本相同
:
首先随应变增大而激增至
5
以上
,
随后
非线性的波动变化
。
可以看出
n
受到应变的影响较
大
。
根据
n
随
ε
的变化特征
,
将
n
表达为
()
呈小幅波动的稳定变化趋势
。
图
9
显示
n
随
lbn
ε
呈
))
将式
(
代入式
(
可得
:
85
·
在同一应变速率条件下
,
式
(
右边
l9
)
n
K
+
m
ln
ε
为常
·
N
ln
σ
=
ln
K
+
ln
ε
+
m
ln
ε
2
1
+
Cε
+
Cε
12
()
9
数
,
令其为
M
,
则方程化为
ln
σ
=
N
()
8
2
1
+
Cε
+
Cε
12
式中
:
依据
CN
,
CCC
1
,
2
为待拟合参数
,
1
,
2
值的不同
,
/
该方程可适用于
d
n
d
ε
不同的变化情况
。
n
=
0.56791
,
C
166.48592
,
C
166.33454
。
则
n
的
1
=
2
=-
表达式为
对
ln
σ
与
ε
在不同应变速率下的关系进行拟合
,
做出不同应变速率下的
l
求出
N
=
n
σ
-
ε
关系图
,
N
ln
ε
+
M
2
1
+
Cε
+
Cε
12
()
10
n
=
0.56791
2
1
+
166.48592
ε
-
166.33454
ε
()
11
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84
材料工程
2023
年
5
月
))
Fi.9 Relationshietweenln
ε
-ln
σ
(
aandln
ε
-
n
(
b
gp
b
图
9 ln
ε
-ln
σ
及
ln
ε
-
n
关系曲线
)
(
3
K
求解
对于强度系数
K
,
其值并非常数而是随不同应变
)。
得到
K
随应变速率以及应变和
n
表达式带入式
(
5
的变化情况如图
10
所示
。
·
可以看到在某一应变条件下
K
与
ln
ε
基本呈线性速率条件以及不同应变水平变化的
。
将已经得到的
m
·
))
Fi.10 Relationshietweenlnaand
ε
-
K
(
b
ε
-K
(
gp
b
·
))
图
1
及
ε
关系曲线
0 la
-
K
(
b
n
ε
-K
(
关系
,
而与应变呈二次多项式关系
。
因此求得
K
的表
达式如下
:
2
K
=
0.16615ln
ε
+
151.83805
ε
-
·
)
将求得的各参数代入式
(
得到
7
综上
,
4A43
铝合
金室温压缩流动应力模型
:
102.47001
ε
+
480.81063
()
12
nm
σ
=
Kεε
2024年5月17日发(作者：续白卉)
2023
年
5
月
第
51
卷
第
76-86
页
第
5
期
JournalofMaterialsEnineerin
gg
材
料
工
程
Ma023
p
.76-86
y
2
p
Vol.51
No.5
挤压固溶态
7-A43
铝合金的室温
压缩微观组织及变形行为
Microstructureanddeformationbehaviorof
extruded7A43alloinsolidsolutionstate
y
underroomtemeraturecomression
pp
(
长沙
41
中南大学轻合金研究院
,
10083
;
2
中南大学机电工程
)
学院
,
长沙
4
山东烟台
210083
;
3
山东长征火箭有限公司
,
65100
,,
22*3
,,,
邵虹榜
1
,
黄元春
1
,
王端志
2
,
郭晓芳
2
,,;
EnineerinCentralSouthUniversitChansha410083
,
China
ggyg
,,
.
g
L
g
M
,)
Yantai265100
,
ShandonChina
g
,
摘要
:
采用
G
固溶态
7
质量分数
/
%
)
进行应变
leeble-3500
试验机对挤压
-A43
铝合金
(
Al-6.0Zn-2.1M-0.15Cu-0.15Zr
g
等手段对变形微观组织进行表征
。
结果表明
,
随着变形速率的提高
,
整体晶粒尺寸因畸变程度增加而
X
射线分析
(
XRD
)
减小的同时
,
合金内部晶格应变和位错密度逐渐增大
。
高应变速率条件下微观组织中的亚结构组分增加
,
粗大纤维组织
被细小的等轴晶粒取代
。
测得的应力应变曲线表明
,
累积应变量和应变速率对流变应力水平具有较大影响
,
基于得到
-
分别为
0.
表明所建立的模型较准确地描述了
7991069
和
3.667%
,
A43
铝合金室温变形流变行为
。
:/
doi
.1001-4381.2022.000250
j
关键词
:
室温变形
;
微观组织
;
流变行为
;
本构模型
7A43
铝合金
;
的实验数据构建了
F
本构方程
,
预测值和实验值之间的相关系数
(
和平均绝对相对误差
(
ields-Backofen
(
F-B
)
R
)
AARE
)
-1
、、
速率为
0.
变形量为
5
并借助扫描电子显微镜
(
背散射电子显微分析
(
以及
001~1s0%
的室温压缩变形
,
SEM
)
EBSD
)
(,,
1LihtAlloesearchInstituteCentralSouthUniversit
gy
R
y
;
Chansha410083
,
China2ColleeofMechanicalandElectrical
gg
1212*
,
SHAOHonbanHUANGYuanchun
gg
,
2
,
32
,
WANGDuanzhiGUOXiaofan
g
-1-1
,
sto1satroomtemeratureandthemicrostructuralfeatureswerecharacterizedbcannin
py
s
g
,
belectronmicroscoSEM
)
ackscatteredelectronmicroscoEBSD
)
andX-raifferaction
py
(
py
(
y
d
:
Abstract
Thecomressiondeformationtestonextruded-solidsolution7A43alloAl-6.0Zn-2.1M-
py
(
g
,
m
/
%
)
w0.15Cu-0.15Zrassfractionasconductedbleeble-3500machinewithstrainrateof0.001
y
G
,
analsis
(
XRD
)
.Itisrevealedthatwiththeincreaseofstrainratetheaverae
g
rainsizedecreases
yg
,
wduetoseveremicrostructuraldistortionhilstthelatticestrainanddislocationdensitntheallo
y
i
y
+
()
中图分类号
:
TG146.21
文献标识码
:
A
文章编号
:
105-0076-11
andthecoarsedeformed
g
rainsarerelacedbineeuiaxed
g
rainsunderhihdeformation
py
f
qg
s-Backofen
(
F-B
)
constitutivemodelwasconstructedbasedonthe
rovidea
g
ooddescritionofthemodelfordeformationrheoloicalbehaviorof7A43aluminumallotroom
ppgy
a
,
recoverubstructurecomonentsinthemicrostructureareenhanced
gyyy
s
p
,
exerimentalstress-straindatathecorrelationcoefficient
(
R
)
andaveraeabsoluterelativeerror
pg
(,
AARE
)
betweentheexerimentaland
p
redictedvaluesare0.991069and3.667%
,
resectivelwhich
ppy
temerature.
p
:
7
;;
m
;;
Keords
A43alloroomtemeraturedeformationicrostructurerheoloicalbehavior
ypg
y
w
constitutivemodel
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卷
第
5
期
挤压固溶态
7-A43
铝合金的室温压缩微观组织及变形行为
77
其良好的
壁板是运载火箭舱段的主要承力构件
,
性能是运载火箭可靠性的重要保障
。
具有低密度
、
高
强度等一系列优点的
7×××
系
Al-Zn-M-Cu
合金成
g
1-3
]
。
在箭体结
为火箭舱段壁板的主要选用材料之一
[
,
质量分数
/
%
)
挤压筒坯上沿壁厚方向
0.15Cu-0.15Zr
切取
ϕ
冷变形前进行
6mm×9mm
圆柱形试样
,
构轻质一体化的发展需求背景下
,
通过热挤压得到带
筋毛坯后再进行室温精确成形的工艺成为整体式带筋
壁板制造的新路线
。
清晰地认识合金变形过程中的微
观组织演变以及流变行为成为制定合理的工艺参数的
前提
。
件的变化得到了广泛关注
,
众多文献针对合金强化机
4-6
]
7-10
]
、
制
[
热变形组织特征
[
以及相关变形工艺开
11-14
]
发
[
进行了报道
。
通常认为变形条件对内部微观组
15
]
织演变规律和宏观性能表现有直接关联
。
Wu
等
[
研
470℃×2h
固溶后水淬至室温
。
采用
Gleeble-3500
热模拟试验机研究了室温压缩过程中
7A43
铝合金承
受压应力时的加工硬化规律和本构关系
:
压缩变形量
-1
为
5
应变速率分别为
0.
和
0%
,
001
,
0.01
,
0.1s
-1
。
变形完成后试样被沿压缩方向对半切开
,
将得
1s
到的切面进行机械抛磨并采用
Keller
试剂
(
1%HF+
关于
7×××
合金塑性变形时微观组织随变形条
体积分数
)
腐蚀
1.5%HCl+2.5%HNO95%H
2
O
,
3
+
以便观察微观组织
。
通过
OLYMPUS-DSX500
金相
EBSD
设备的
ZeissSura55
扫描电镜进行
EBSD
表
p
/
征
。
XRD
分析在
Dmax2550X
型
X
射线衍射仪上进
)/,,
行
,
扫描速率为
5
(
扫描范围为
3
射线
°min0°~90°
,
为
C
波长
λ
为
0.u
靶
Kα15406nm
。
显微镜
(
和
T
分
OM
)
ESCANMIRA
扫描电镜
(
SEM
)
析组织特征
,
采用配备有
OxfordInstrumentHKL
究了
7050
铝合金在
593~743K
温度范围内压缩变形
时
,
观察到动态再结晶的发生需要应变和变形温度同
时达到对应临界值
,
提高变形速率有利于促进再结晶
12
]
形核并抑制晶粒长大
。
许晓静等
[
认为固溶态
Al-
Zn-M-Cu
合金在时效之前引入适当变形可以增加小
g
2
结果与分析
2.1
微观组织分析
2.1.1
初始状态组织
角度晶界比例并提高合金的屈服强度和抗晶间腐蚀的
能力
。
流变应力随微观结构和变形条件
(
变形温度
、
应
变速率等
)
的变化也已经被研究者通过不同的方法进
[
6
]
行了描述
。
例如
,
在较宽应变速率范围内
Chen
等
1
对
7
发现快速变形条件下
050-T7451
合金进行压缩时
,
动态再结晶及强化相的状态对加工硬化率的影响更为
明显
,
并通过改进的
J-C
模型对加工硬化和热软化的
[
7
]
耦合进行了描述
。
S
研究了
7un
等
1
075
合金热压缩
)
溶态的微观组织特征
。
从图
1
(
中可以看到
,
挤压态
a
试样的晶粒沿着挤压方向变形而呈纤维状
,
部分纤维
组织呈隔晶层分布
,
晶粒宽度大约为
15~30
μ
m
。
并
且其组织中存在因热挤压产生的动态再结晶特征
。
()
图
1
显示经过固溶处理后
,
纤维状变形晶粒发生明
b
显长大和球化
,
并且观察到在变形较大的区域出现了由
,
静态再结晶
(
产生的较小尺
staticrecrstallizationSRX
)
y
寸的等轴晶粒
。
此外
,
固溶处理使得基体内第二相粒子
基本重新回溶
,
不过仍存在少量尺寸
5~15
μ
m
的粗大
())。
图
1
()
第二相残留在晶界上
(
图
1
给出的
EcdDS
结
2.1.2
压缩变形组织
不同应变速率压缩试样的金相组织如图
2
所示
。
-1
)
从图
2
(
中可以看到
,
应变速率为
0.
时粗大
a001s
图
1
展示了压缩变形前
7A43
铝合金挤压态和固
动态再结晶行为
,
并将所建立的再结晶模型与流动应
力本构方程相结合
,
统一预测热变形过程中的流动应
力和组织演变
。
超高强铝合金壁板在室温条件下的精加工是保证
尺寸精度和服役性能的重要环节
。
然而
,
目前大多数
有关
7×××
铝合金组织性能的研究主要围绕热加工
条件下开展的
,
而关于铝合金冷变形的研究也大多集
[
018-19
]
-23
]
、
中在
2×××
系
[
铝
5×××
系和
6×××
系
2
,
果显示其主要含
A
即为未溶
AlZr
元素
,
lZr
初生相
。
合金
。
本工作以自主开发的用于制造整体壁板的新型
研究变形条件
7A43
铝合金为对象进行室温压缩实验
,
对其微观组织特征以及流变行为的影响
,
并通过构建
合理的本构模型以描述
7A43
铝合金室温变形行为规
律
,
以期为后续开发挤压筒形件室温减薄成形技术提
供参考
。
的变形晶粒沿着挤压方向被拉长为纤维状
,
同时仍保
留了部分固溶时产生的尺寸约为
8~20
μ
m
的静态再
(),()
结晶晶粒
。
图
2
显示随着应变速率的增加
,
一
bc
方面出现更多的破碎晶粒以及变形带
,
另一方面在畸
变程度较高的区域出现了细小的等轴晶粒分布在变形
显示变形严重的区域内晶粒已难以分辨且出现了微裂
纹
,
这可能是由于室温快速压缩使得局部变形抗力迅
速增加而导致不均匀变形造成的
。
-1
()
晶粒之间
。
当应变速率进一步提高至
1s
后
,
图
2d
1
实验材料与方法
从前期制得的
7A43
铝合金
(
Al-6.0Zn-2.1M-
g
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78
材料工程
2023
年
5
月
)),),()
Fi.1 Oticalmicrorahsof7A43alloinas-extruded
(
aandsolid-solutionstate
(
binformationofthesecond
p
hase
(
cd
gpgpy
))),()
图
1
挤压态
(
和固溶态
(
ab7A43
合金的金相照片以及物相信息
(
cd
Fi.2 Oticalmicrostructuresofsecimencomressedwithdifferentstrainrates
gppp
-1
;
-1
;
-1
;
-1
()()()()
a0.001sb0.01sc0.1sd1s
-1
;
-1
;
-1
;
-1
()()()()
a0.001sb0.01sc0.1sd1s
图
2
不同应变速率下压缩变形试样的微观组织
图中黑色粗线和灰色细线分别代表
EBSD
分析结果
,
,
HAG
)
高角度晶界
(
和
hihanle
g
rainboundarBs
ggy
,)。
从
低角度晶界
(
lowanle
g
rainboundarLAGBs
gy
图
3
显示了各压缩试样的晶粒取向和晶界分布的
-1
()
图
3
中可以看到
,
压缩时粗大的变形晶
a-10.001s
>
粒主要沿
<
和
<
方向排布
,
组织中所含的低角
110111
>
度
θ
和
7AGBs
占比分别为
15.488°1.70%
。
这是
Av
g
和
L
度晶界相对较少
。
图
3
(
显示
,
此时的平均晶界角
a-2
)
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第
51
卷
第
5
期
挤压固溶态
7-A43
铝合金的室温压缩微观组织及变形行为
79
))
图
3 E
与晶界分布
(
情况
BSD
测得的压缩试样晶粒形貌
(
12
))
mFi.3 Grainmorholoies
(
1andboundaristributions
(
2easuredbBSD
gpgy
d
y
E
-1
;
-1
;
-1
;
-1
()()()()
a0.001sb0.01sc0.1sd1s
-1
;
-1
;
-1
;
-1
()()()()
a0.001sb0.01sc0.1sd1s
因为压缩前的固溶过程中静态再结晶晶粒的形成消耗
了一部分低角度晶界
,
另一方面
,
慢速变形时位错运动
较为充分
,
晶粒内部新形成的
LAGBs
较少
。
而随着
应变速率的提高
,
剧烈变形造成晶粒破碎程度增加
,
原
()
图
3
显示
θ
LAGBs
占比逐渐升高
,
d-2
Av
g
减小的同时
,
-1
时平均晶界角度和低角度晶界比例分别为
1s
本粗大的纤维组织逐渐被细小变形晶粒取代
,
使得
和
7
高应变速率条件下由于压
10.521°8.25%
。
此外
,
缩过程较为短暂
,
变形晶粒朝着垂直于压缩方向的刚
性转动程度较小
,
更多地保留了固溶处理后的晶粒排
(),())。
布特征
(
见图
3c-1d-1
合金压缩变形后的晶粒尺寸分布以及微观组织构
-1
范围内随着应变速率的增加
,
合金中平均晶粒
0.1s
成情况如图
4
和表
1
所示
。
可以看到
,
在
0.001~
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80
材料工程
2023
年
5
月
))
Fi.4 Distributionsof
g
rainsize
(
aandmicrostructuralcomonents
(
bofthesecimenscomressedwithdifferentstrainrates
gppp
))
图
4
不同应变速率压缩后的
7
与微观组织组成
(
A43
合金晶粒尺寸分布
(
ab
表
1
测得的不同应变速率压缩后试样的微观结构参数
≥1°
Table1 Measuredmicrostructural
p
arametersofcomressedsecimen
pp
/()
θ
°
Av
g
15.188
12.274
11.378
10.521
/()
θ
°
LAGBs
1.948
2.296
2.273
1.948
()
1°-15°LAGBs
/
%
f
71.70
74.33
78.25
78.21
/()
1-
f
/
%
θ
°
HAGBs
13.538
9.969
8.241
28.30
25.67
21.75
21.79
)
≥15°
(
HAGBs
Recrsta-
y
-1
/
Strainrates
0.001
0.01
0.1
1
15.613
13.689
11.221
11.036
/
L
A
m
v
g
μ
/
%Microstructuralcomonentratio
p
ucture
Substr-
llization
6.163
4.441
4.154
1.922
35.856
35.347
44.190
28.685
structure
57.981
60.212
51.656
69.393
Deformed
13.538
尺寸
(
明显减小而再结晶晶粒和亚结构的占比有
L
Av
g
)
所增加
。
分析其原因
,
合金在压缩变形时
,
加工硬化和
动态软化是同时进行的
,
一方面
,
压缩变形时提高应变
速率会造成晶粒破碎程度增加
,
减小了整体晶粒尺寸
;
另一方面
,
应变速率的提升不仅导致位错运动阻力增大
而相互缠结形成位错胞亚结构
,
而且当畸变程度较高的
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51
卷
第
5
期
挤压固溶态
7-A43
铝合金的室温压缩微观组织及变形行为
81
区域位错塞积达到一定极限后会形成亚晶雏形
,
加之塑
性变形引起的变形热导致的局部温度升高使得原子热
振动和晶界的迁移能力得到增强
,
有利于亚结构的形
-1
成
。
而当应变速率达到
1s
后
,
快速的压缩变形使得
并且向右偏移
,
这是由于高的应变速率条件下微观组
织的晶粒尺寸更小
,
位错密度更高以及晶格畸变更为
24
]
。
采用
X
严重所致
[
RD
衍射峰积分宽度计算分析各
变形条件下的位错密度及晶格应变
。
该方法假设相干
衍射区晶粒尺寸展宽和晶格应变展宽分布可以分别由
]
24
:
柯西函数和高斯函数近似表达
,
得到如下关系
[
2
()
δ
2
θ
δ
2
θ
λ
2
<>
5
e
=+
2
2
an
θ
sin
θ
d
t
00
tan
θ
0
加工硬化在变形过程中占主导作用
,
晶粒的变形程度更
加剧烈
,
最终导致合金内部由变形组织和亚结构组成
。
2.2 XRD
分析
。
图中
压缩后的
XRD
图谱以及半高峰宽图
(
FWHM
)
显示随着应变速率的增加
,
试样的主衍射峰发生宽化
图
5
展示了
7A43
铝合金经不同应变速率的室温
式中
:
θδ
2
θ
为衍射峰积分宽
0
为各衍射峰最高位置
;
2
>
度
;
分别代表相干衍射
λ
是
Cu-Kα
射线波长
;
d
和
<
e
()
1
))
Fi.5 XRD
p
atterns
(
aandFWHW
(
bof7A43alloomressedwithdifferentstrainrates
gy
c
p
))
图
5
不同应变速率条件下
7
及半高峰宽图
(
A43
合金
XRD
图谱
(
ab
区微晶尺寸和晶格应变
。
/
根据
XRD
测得的数据计算出
δ
2
θ
tan
θ
sin
θ
00
和
22
()/
δ
2
θ
tan
θ
0
并进行拟合得到两者之间的线性关系
如图
6
所示
。
根据拟合计算出的晶粒尺寸和晶格应变
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82
材料工程
2
>
列于表
2
。
而位错密度
ρ
与
d
和
<
之间的关系可描
e
]
25
:
述为如下
[
2023
年
5
月
变和位错密度明显受到应变速率的影响
,
两者基本随着
-1
应变速率的增加而增加
,
当应变速率增至
1s
时位错
-1
条件下的位错密度较
0.
时的位错密度更低
,
这
001s
14-1
密度达到
3.8344×10m
-2
。
值得注意的是
,
0.01s
/
212
>/(()
edb
)
2
ρ
=
23
<
,
式中
:
铝的柏氏矢量为
0.
根
b
为柏氏矢量
(
286nm
)
)
据式
(
计算得出各应变速率条件下试样内部位错密
2
可能是由于在较低应变速率范围内时提高应变速率产
生绝热剪切热
,
促进局部产生的动态软化超过了位错
度值如表
2
所示
。
计算结果表明
,
合金内部的晶格应
22-1
;
-1
;
-1
;
-1
)//)()()()
Fi.6 Fittedlinearrelationshietween
(
δ
2
θ
tan
θ
nd
δ
2
θ
tan
θ
sin
θ
a0.001sb0.01sc0.1sd1s
gp
b
0
a
00
(
22-1
;
-1
;
-1
;
-1
)//)()()()
图
6
(
δ
2
θ
tan
θ
2
θ
tan
θ
sin
θ
a0.001sb0.01sc0.1sd1s
0
与
δ
00
之间的线性拟合关系
(
表
2
测得的压缩试样相干衍射区微晶尺寸
d
、
2
>
晶格应变
<
和位错密度
ρ
e
和塑性阶段较为连续
,
而在其他高应变速率条件下随
着应变速率的增大
,
流动应力曲线的弹性和塑性阶段
分界明显
。
图
7
(
展示了加工硬化率在塑性变形起
b
)
始阶段具有最大值
,
之后随着应变增加而迅速减小并
逐渐趋于零
,
即动态软化与加工硬化基本达到平衡
。
而在真应变
ε
<0.
高应变速率条件下快速变
2
区间内
,
形有利于动态回复的产生
,
由此带来的软化效应使得
硬化率快速降低
。
从上述情况可知
,
7A43
铝合金在室
温下发生冷塑性变形时流动应力受应变量和应变速率
的影响较为明显
。
2.4
本构模型构建
Hollomon
建立的流动应力与应变之间的函数
σ
=
[]
Table2 Microstructural
p
arametersof7A43allo
y
/
Strainrates
-1
calculatedfromXRDdata
/
d
nm
33.2743
35.9953
32.1628
20.8753
2.3589×10
-7
1.7490×10
-7
2.0953×10
-7
4.3674×10
-7
0.001
0.01
0.1
1
<
2
>
e
/
10m
ρ
1.7679
14-2
1.4073
1.7238
3.8344
2.3
室温压缩变形行为
固溶态
7
真应
A43
铝合金试样室温压缩真应力
-
()
变曲线如图
7
所示
。
当应变速率一定时
,
流动应力
a
随应变增加而急剧上升至屈服应力值附近后呈缓慢增
-1
、
加的稳定趋势
,
在应变速率为
1s
应变达到
0.5
时
]
16
。
增殖速率而使得位错密度有所降低
[
n
26
(
可以很
kεk
,
n
分别为强度系数和应变硬化指数
)
好地描述金属材料在变形时的加工硬化特征
,
在此基
;
压缩应力达到
4
而在相同应变条件下
,
合
73.35MPa
金的压缩应力随着应变速率的增加而增大
。
观察到在
-1
的准静态变形条件下
,
流动应力曲线的弹性
0.001s
础上发展出了考虑应变速率敏感性影响的
Fields-
[]
7
(:
方程
2
BackofenF-B
)
n
·
m
,,()
σ
=
f
(
K
,
εεT
)
3
·
式中
:
σ
为真应力
;
ε
为应变速率
;
T
为绝对温度
;
m
为
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挤压固溶态
7-A43
铝合金的室温压缩微观组织及变形行为
83
))
Fi.7 Truestress-straincurves
(
aandvariationofworkhardeninates
(
bof7A43allourinomression
gg
r
y
d
g
c
p
))
图
7 7
真应变曲线
(
及加工硬化率变化情况
(
A43
合金室温压缩真应力
-ab
应变速率敏感指数
;
K
为强度系数
。
由于是在室温下
)
进行的变形
,
不考虑温度的影响
,
则式
(
变为
3
nmnm
,)
=
Kσ
=
f
(
K
,
εεεε
)
左右两边取对数
,
可以改写成
:
对式
(
4
··
双对数坐标下基本呈线性关系
。
应力应变速率曲线
-
的斜率即为应变率灵敏度指数
m
,
故可以得到
m
随应
)
变的变化情况如图
8
(
所示
。
可以看出
m
值随着应
b
变增加而逐渐减小至
0.
可以解释为较大的应
01
附近
,
变在较低的应变率下硬化
。
根据
m
与应变的关系
,
可
以得到
m
随应变变化的方程如下
:
3.07491
()
m
=
0.01102
+
0.02835ex60.36203
×
ε
-
5
p
()
6
()
4
()
5ln
σ
=
ln
K
+
n
ln
ε
+
m
ln
ε
)
(
1
m
求解
·
()
系曲线
,
图
8
表明不同应变条件下应力
应变速率在
a-
·
图
8
展示了不同应变条件下
ln
ε
-σ
以及
ε
-
m
的关
·
))
Fi.8 Relationshietweenlnaand
ε
-
m
(
batdifferentstrains
ε
-σ
(
gp
b
·
))
图
8
不同应变下
l
及
ε
的关系曲线
a
-
m
(
b
n
ε
-σ
(
)
(
2
n
求解
应变硬化指数
n
为双对数应力应变曲线
l-n
σ
-ln
ε
的斜率
:
/()
n
=
∂ln
σ
∂ln
ε
7
()
图
9
展示了
ln
ε
-ln
σ
及
ln
ε
-
n
的关系曲线
。
图
9a
显示不同应变速率条件时双对数坐标下流动应力变化
趋势基本相同
:
首先随应变增大而激增至
5
以上
,
随后
非线性的波动变化
。
可以看出
n
受到应变的影响较
大
。
根据
n
随
ε
的变化特征
,
将
n
表达为
()
呈小幅波动的稳定变化趋势
。
图
9
显示
n
随
lbn
ε
呈
))
将式
(
代入式
(
可得
:
85
·
在同一应变速率条件下
,
式
(
右边
l9
)
n
K
+
m
ln
ε
为常
·
N
ln
σ
=
ln
K
+
ln
ε
+
m
ln
ε
2
1
+
Cε
+
Cε
12
()
9
数
,
令其为
M
,
则方程化为
ln
σ
=
N
()
8
2
1
+
Cε
+
Cε
12
式中
:
依据
CN
,
CCC
1
,
2
为待拟合参数
,
1
,
2
值的不同
,
/
该方程可适用于
d
n
d
ε
不同的变化情况
。
n
=
0.56791
,
C
166.48592
,
C
166.33454
。
则
n
的
1
=
2
=-
表达式为
对
ln
σ
与
ε
在不同应变速率下的关系进行拟合
,
做出不同应变速率下的
l
求出
N
=
n
σ
-
ε
关系图
,
N
ln
ε
+
M
2
1
+
Cε
+
Cε
12
()
10
n
=
0.56791
2
1
+
166.48592
ε
-
166.33454
ε
()
11
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84
材料工程
2023
年
5
月
))
Fi.9 Relationshietweenln
ε
-ln
σ
(
aandln
ε
-
n
(
b
gp
b
图
9 ln
ε
-ln
σ
及
ln
ε
-
n
关系曲线
)
(
3
K
求解
对于强度系数
K
,
其值并非常数而是随不同应变
)。
得到
K
随应变速率以及应变和
n
表达式带入式
(
5
的变化情况如图
10
所示
。
·
可以看到在某一应变条件下
K
与
ln
ε
基本呈线性速率条件以及不同应变水平变化的
。
将已经得到的
m
·
))
Fi.10 Relationshietweenlnaand
ε
-
K
(
b
ε
-K
(
gp
b
·
))
图
1
及
ε
关系曲线
0 la
-
K
(
b
n
ε
-K
(
关系
,
而与应变呈二次多项式关系
。
因此求得
K
的表
达式如下
:
2
K
=
0.16615ln
ε
+
151.83805
ε
-
·
)
将求得的各参数代入式
(
得到
7
综上
,
4A43
铝合
金室温压缩流动应力模型
:
102.47001
ε
+
480.81063
()
12
nm
σ
=
Kεε