鋅合金高溫變形行為及加工圖

許曉慶，李德富，郭勝利，鄔小萍，杜 鵬

(北京有色金屬研究總院 有色金屬加工事業(yè)部，北京 100088)

鋅合金高溫變形行為及加工圖

許曉慶，李德富，郭勝利，鄔小萍，杜 鵬

(北京有色金屬研究總院 有色金屬加工事業(yè)部，北京 100088)

在Gleeble-1500D熱模擬機(jī)上采用等溫壓縮實(shí)驗(yàn)研究Zn-8Cu-0.3Ti鋅合金的高溫流變行為，獲得鋅合金在變形溫度為230～380 ℃、應(yīng)變速率為0.01～10 s-1和變形程度為50%條件下的真應(yīng)力—應(yīng)變曲線，根據(jù)動(dòng)態(tài)材料模型(DMM)建立鋅合金的熱加工圖。結(jié)果表明：Zn-8Cu-0.3Ti鋅合金在實(shí)驗(yàn)條件下具有正的應(yīng)變速率敏感性，流變應(yīng)力隨著應(yīng)變速率的增大而增大，隨著變形溫度的升高而減小，該合金的流變應(yīng)力行為可用 Arrhenius方程來(lái)描述。在本研究條件下，Zn-8Cu-0.3Ti鋅合金在熱變形時(shí)存在一個(gè)失穩(wěn)區(qū)，即應(yīng)變速率0.2 s-1以上的區(qū)域；在應(yīng)變速率小于0.001 s-1和340～370 ℃溫度范圍內(nèi)，最大功率耗散系數(shù)為0.53，該安全區(qū)域內(nèi)合金的變形機(jī)制為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

鋅合金；流變應(yīng)力模型；高溫變形；加工圖

鋅合金具有優(yōu)異的耐磨性、良好的機(jī)械性能、低成本和易回收性，因此受到了國(guó)內(nèi)外學(xué)者的普遍關(guān)注與研究[1]。鋅合金被認(rèn)為是銅合金的理想替代材料[2]，且已經(jīng)成功應(yīng)用于日常裝飾及汽車(chē)零部件等民用領(lǐng)域[3]。鋅銅鈦是一種變形鋅合金，從19世紀(jì)40年代起，歐美等國(guó)先后申請(qǐng)了一系列不同配比的鋅銅鈦合金的專(zhuān)利[4]，成功應(yīng)用于社會(huì)民生的各個(gè)領(lǐng)域。SHARMA和 MARTIN[5]研究鋅銅合金在 200 ℃以下的抗蠕變行為，建立合金抗蠕變強(qiáng)度與銅含量的關(guān)系。LI等[6]研究鋅銅合金定向凝固過(guò)程及其組織演變規(guī)律，為鋅銅合金的鑄造凝固提供了堅(jiān)實(shí)的理論基礎(chǔ)。B?YüKA 等[7]研究了銅含量對(duì)鋅銅合金顯微硬度和熱物理性能的影響。然而，國(guó)內(nèi)外的文獻(xiàn)大多數(shù)是關(guān)于鋅合金凝固過(guò)程中組織演變的研究，對(duì)于鋅合金加工方面的報(bào)道卻很少、且不夠系統(tǒng)，不能夠?yàn)殇\合金塑性加工工藝的制定帶來(lái)實(shí)質(zhì)性的指導(dǎo)。鋅合金為密排六方結(jié)構(gòu)，滑移系少，這使得鋅合金的發(fā)展受到極大限制，因此有必要對(duì)鋅合金的高溫變形行為進(jìn)行系統(tǒng)的研究。

材料的流變應(yīng)力模型是聯(lián)系材料流變應(yīng)力與加工工藝參數(shù)之間最基本的函數(shù)關(guān)系，是進(jìn)行金屬塑性成形加工工藝設(shè)計(jì)的基礎(chǔ)。同時(shí)建立精確的流變應(yīng)力模型對(duì)金屬塑性加工過(guò)程的數(shù)值模擬以及實(shí)際工程應(yīng)用上具有十分重要的意義[8]。本文作者在 Zn-8Cu-0.3Ti鋅合金的熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)的基礎(chǔ)上，研究變形工藝參數(shù)對(duì) Zn-8Cu-0.3Ti鋅合金高溫變形時(shí)流變應(yīng)力的影響，針對(duì)Zn-8Cu-0.3Ti鋅合金的成形特點(diǎn)，建立該合金高溫變形時(shí)的流變應(yīng)力模型，并且采用DMM加工圖理論研究鋅合金的熱加工性，這將為開(kāi)展鋅合金塑性加工過(guò)程的數(shù)值模擬及加工工藝的制定提供必要的實(shí)驗(yàn)基礎(chǔ)和理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所用材料為寧波市某公司提供，名義成分為Zn-8Cu-0.3Ti的鋅合金鑄錠，顯微組織如圖1所示。由圖1可知，鑄態(tài)組織由三相組成，黑色等軸狀組織為初生ε相，白色骨骼狀組織為T(mén)iZn15相，灰色基體為包晶η相。將鑄錠機(jī)加工成d 10 mm×15 mm的圓柱試樣，在Gleeble-1500D熱模擬機(jī)上進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)。試樣采用快速感應(yīng)加熱，壓縮過(guò)程中由焊接在試樣中部的熱電偶實(shí)時(shí)測(cè)量溫度，通過(guò)閉環(huán)溫控系統(tǒng)實(shí)現(xiàn)控溫，控溫精度為±1 ℃，并在壓頭與試樣兩端接觸處夾一層石墨片，以減少摩擦對(duì)應(yīng)力與變形狀態(tài)的影響。壓縮實(shí)驗(yàn)設(shè)定變形溫度為230、260、290、320、350、380 ℃；應(yīng)變速率為0.01、0.1、1、10 s-1；變形程度為50%，實(shí)驗(yàn)均在空氣中進(jìn)行。試樣以5 ℃/s的速度加熱到200 ℃，然后再以3℃/s的速度加熱到變形溫度，保溫3 min后進(jìn)行壓縮，變形后立即水淬，以保留合金壓縮結(jié)束后的變形組織。采用線切割方法將變形試樣沿軸向中線剖開(kāi)，采用CrO3和Na2SO4配制成的混合溶液進(jìn)行腐蝕，在Axiovert 200MAT光學(xué)顯微鏡和 HITACHI-S4800型掃描電子顯微鏡上進(jìn)行組織觀察。

圖1 Zn-8Cu-0.3Ti合金鑄態(tài)組織Fig. 1 Microstructure of as-casted Zn-8Cu-0.3Ti alloy

2 結(jié)果與分析

2.1 變形行為分析

Zn-8Cu-0.3Ti鋅合金在不同溫度、不同應(yīng)變速率下的真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線如圖2所示。由圖2可以看出，在不同應(yīng)變速率和不同溫度的變形條件下，Zn-8Cu-0.3Ti鋅合金的真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線表現(xiàn)出相似的特征，基本分為3個(gè)階段：流變應(yīng)力首先隨真應(yīng)變的增加而迅速上升，然后流變應(yīng)力又稍有下降，最后隨著應(yīng)變的繼續(xù)增加應(yīng)力趨于穩(wěn)態(tài)。這是由于在變形初期，位錯(cuò)的湮滅和重組為主要的軟化機(jī)制，而塑性變形引起大量位錯(cuò)的增值和纏結(jié)為主要的硬化機(jī)制，此時(shí)加工硬化作用遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于軟化作用，因此，造成了流變應(yīng)力隨應(yīng)變的增大而迅速增大。隨著應(yīng)變量的不斷增大，位錯(cuò)密度不斷增加，再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力不斷加大，導(dǎo)致軟化作用不斷增強(qiáng)，當(dāng)軟化作用超過(guò)加工硬化作用時(shí)，流變應(yīng)力減小。隨著應(yīng)變量的繼續(xù)增加，當(dāng)位錯(cuò)增殖引起的應(yīng)變硬化和異號(hào)位錯(cuò)之間的銷(xiāo)毀與重排引起的軟化達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡時(shí)，變形進(jìn)入穩(wěn)態(tài)變形階段[9-10]。

當(dāng)變形溫度一定時(shí)，流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率的增大而增大，這說(shuō)明Zn-8Cu-0.3Ti鋅合金對(duì)應(yīng)變速率很敏感。這是因?yàn)閼?yīng)變速率越大，塑性變形時(shí)單位應(yīng)變的變形時(shí)間越短，位錯(cuò)產(chǎn)生的數(shù)量越多，流變應(yīng)力越大；也可能是由于應(yīng)變速率越大，位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)速度越快，導(dǎo)致了流變應(yīng)力的增大。當(dāng)應(yīng)變速率一定時(shí)，流變應(yīng)力隨溫度的升高而降低，這是因?yàn)闇囟壬?，金屬原子熱振?dòng)的振幅增大，原子間的相互作用力減弱，滑移阻力減小，新滑移不斷產(chǎn)生，使變形抗力降低。由圖2還可以看出，在高應(yīng)變速率下(=ε˙10 s-1)變形時(shí)，流變應(yīng)力曲線出現(xiàn)了鋸齒狀的流變特征，這很可能是由于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的軟化與已再結(jié)晶晶粒重新變形引起的硬化交替共同作用的結(jié)果[11]，也可能是由于應(yīng)變速率太大，導(dǎo)致實(shí)驗(yàn)儀器取值不精確造成的。

圖2 Zn-8Cu-0.3Ti鋅合金熱壓縮變形真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線Fig. 2 True stress—strain curves for Zn-8Cu-0.3Ti zinc alloy hot-compressed at different temperatures: (a) =10 s-1; (b) =1 s-1;(c) ˙=0.1 s-1; (d) ε˙=0.01 s-1

2.2 流變應(yīng)力模型的建立

常用的流變應(yīng)力模型有兩種，唯象型的流變應(yīng)力模型和機(jī)理型的流變應(yīng)力模型。由于唯象型的流變應(yīng)力模型在建立的過(guò)程中不涉及微觀機(jī)制，因此在工程上得到了更廣泛的應(yīng)用[12-13]。Zn-8Cu-0.3Ti鋅合金在變形過(guò)程中流變應(yīng)力的大小主要受應(yīng)變速率、變形溫度的影響。在塑性加工過(guò)程中，材料的變形抗力是材料內(nèi)部組織演化過(guò)程引起的硬化和軟化過(guò)程綜合作用的結(jié)果，所以流變應(yīng)力模型是非線性的。目前相關(guān)研究普遍依據(jù)Arrhenius方程對(duì)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行分析、建立流變應(yīng)力模型[14]。

引入Zener-Hollomon參數(shù)(Z)：

式(1)為整個(gè)應(yīng)力范圍內(nèi)的流變應(yīng)力模型，通過(guò)對(duì)式(1)進(jìn)行泰勒級(jí)數(shù)展開(kāi)，可得到兩個(gè)不同應(yīng)力水平的流變應(yīng)力模型。

低應(yīng)力水平時(shí)：

式中：A1、A2、n1、n、α、β均為常數(shù)，A為結(jié)構(gòu)因子，s-1；n為應(yīng)力指數(shù)；α、β為應(yīng)力水平參數(shù)，MPa-1；α和β、n1之間滿足α=β/n1；Q為變形激活能，J/mol，其大小反映了材料熱變形的難易程度；R為摩爾氣體常數(shù)，J/(mol·K)。為了考慮應(yīng)變對(duì)流變應(yīng)力的影響，本研究假定A、α、n、Q均與應(yīng)變量相關(guān)。

對(duì)(3)和(4)兩邊取對(duì)數(shù)可得：

高應(yīng)力水平時(shí)：

根據(jù)真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線，通過(guò)線性回歸處理(計(jì)算所用應(yīng)力為峰值應(yīng)力)，由式(5)和(6)可知，溫度一定時(shí) n1和 β分別為 ln˙—lnσ和ln—σ曲線的斜率，根據(jù)圖3中曲線的斜率求得n1=8.58，β=0.077進(jìn)而求得α=0.008 96。

圖3 流變應(yīng)力與應(yīng)變速率的關(guān)系Fig. 3 Relationship of ln σ with l n(a) and σ with l n ˙(b)

假定變形激活能Q與溫度T無(wú)關(guān)，對(duì)式(2)兩邊取對(duì)數(shù)得：

將式(7)整理可得：

圖4 l n[sinh(ασ) ]與 ln 以及 ln [sinh(ασ) ]與1/T的關(guān)系Fig.4 Relationships of l n[sinh(ασ) ] with l n˙ at different temperatures (a) and ln[sinh(ασ) ] with reciprocal temperature at different strain rates (b)

對(duì)式(1)和(2)進(jìn)行整理并取對(duì)數(shù)得：

由圖5可知： ln [sinh(ασ) ]與lnZ成線性關(guān)系，其線性相關(guān)系數(shù)為 99%，這說(shuō)明可以采用 Arrhenius雙曲正弦模型來(lái)描述Zn-8Cu-0.3Ti鋅合金的高溫流變行為。

綜上所述，Zn-8Cu-0.3Ti鋅合金的流變應(yīng)力模型為

2.3 動(dòng)態(tài)材料模型加工圖

圖5 Z參數(shù)與對(duì)數(shù)流變應(yīng)力的關(guān)系Fig. 5 Relationship between parameter Z and logarithm flow stress

動(dòng)態(tài)材料模型(Dynamic material modeling, DMM)加工圖能夠反映在各種變形溫度和應(yīng)變速率下，材料高溫變形時(shí)其內(nèi)部顯微組織的變化，并且可以對(duì)材料的可加工性進(jìn)行評(píng)估。進(jìn)年來(lái)，基于動(dòng)態(tài)材料模型的加工圖(DMM 加工圖)越來(lái)越多地被應(yīng)用于設(shè)計(jì)材料的熱加工工藝，如鈦合金、鋁合金以及高溫合金，該模型的理論基礎(chǔ)是大塑性流變連續(xù)介質(zhì)力學(xué)、物理系統(tǒng)模型和不可逆熱力學(xué)[15-16]。

在給定的溫度和應(yīng)變速率下，材料的本構(gòu)關(guān)系可表示為

式中：K為常數(shù)；m為應(yīng)變速率敏感因子，其表達(dá)式為

無(wú)量綱的功率耗散因子η可以由應(yīng)變速率敏感因子m表示，它隨溫度和應(yīng)變速率的變化構(gòu)成了功率耗散圖。功率耗散圖代表了材料顯微組織改變時(shí)的功率的耗散情況，被稱(chēng)之為微觀組織軌跡線[17]。其定義式如下：

目前，許多國(guó)外學(xué)者基于DMM理論發(fā)展了幾種確定變形穩(wěn)定區(qū)與失穩(wěn)區(qū)的判據(jù)，在實(shí)際工程應(yīng)用上，大多數(shù)采用Prasad建立的失穩(wěn)判據(jù)[18]，表達(dá)式如下：

滿足該判據(jù)條件時(shí)，材料可能發(fā)生流變失穩(wěn)。

將功率耗散圖與失穩(wěn)圖進(jìn)行疊加就可獲得 DMM加工圖，如圖6所示，圖中等值線上的數(shù)字表示功率耗散系數(shù) η，圖中的陰影區(qū)為流變失穩(wěn)區(qū)。如果Zn-8Cu-0.3Ti鋅合金在流變失穩(wěn)區(qū)對(duì)應(yīng)的工藝參數(shù)下進(jìn)行塑性變形，顯微組織可能出現(xiàn)缺陷，所以應(yīng)盡量避免在這個(gè)區(qū)域內(nèi)進(jìn)行熱加工。從圖6可以看出，應(yīng)變速率對(duì)該合金的加工性能影響很大。該合金在低應(yīng)變速率(ε˙≤0.2 s-1)時(shí)表現(xiàn)出較好的加工性；在高應(yīng)變速率(ε˙＞0.2 s-1)時(shí)容易發(fā)生失穩(wěn)現(xiàn)象，這是由于在高應(yīng)變速率時(shí)，界面滑移所產(chǎn)生的應(yīng)力集中沒(méi)有足夠的時(shí)間通過(guò)擴(kuò)散等途徑來(lái)釋放，因此產(chǎn)生開(kāi)裂。圖 7(a)所示為溫度為380 ℃應(yīng)變速率為10 s-1時(shí)合金的顯微組織。由圖 7(a)可知，變形過(guò)程中基體發(fā)生了大量的機(jī)械孿生，因此很容易在孿晶與晶界的交接處引發(fā)應(yīng)力集中，產(chǎn)生微裂紋并最終導(dǎo)致在與壓縮軸呈 45°的方向上產(chǎn)生剪切開(kāi)裂。圖7(b)所示為溫度為230 ℃應(yīng)變速率為1 s-1時(shí)合金變形顯微組織。由圖7(b)可知，在此條件下變形時(shí)，在拉長(zhǎng)晶粒的晶界上出現(xiàn)了細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，并沒(méi)有出現(xiàn)高溫(380 ℃)時(shí)的孿生，因此，在低溫高應(yīng)變速率時(shí)材料的局部塑性流動(dòng)是造成塑性失穩(wěn)的重要原因。

圖7 鑄態(tài)Zn-8Cu-0.3Ti合金變形后的顯微組織Fig. 7 Microstructures of as-casted Zn-8Cu-0.3Ti alloy after deformation: (a) 380 ℃, 10 s-1; (b) 230 ℃, 1 s-1

圖8 鑄態(tài)Zn-8Cu-0.3Ti合金不同應(yīng)變速率下的SEM像Fig. 8 SEM images of as-casted Zn-8Cu-0.3Ti alloy deformed at 350 ℃ and different strain rates: (a) 0.01 s-1; (b) 0.1 s-1

加工圖的功率耗散因子較大時(shí)，代表著特殊的顯微組織或流變失穩(wěn)機(jī)制，可能發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶或回復(fù)，也可能發(fā)生了局部流變失穩(wěn)，需要結(jié)合變形后的試樣組織進(jìn)一步確認(rèn)。Zn-8Cu-0.3Ti合金的DMM加工圖出現(xiàn)了兩個(gè)功率耗散因子達(dá)到53%的峰值區(qū)。峰區(qū)1：溫度范圍在345～370 ℃，應(yīng)變速率為0.01 s-1，功率耗散因子不小于 53%；峰區(qū) 2：溫度范圍在350～370 ℃，應(yīng)變速率范圍為0.02～0.1 s-1，功率耗散因子不小于53%。圖8(a)和8(b)所示分別為峰1區(qū)和峰2區(qū)所對(duì)應(yīng)的顯微組織。由圖8可以看出，該加工圖的峰值區(qū)的基體已經(jīng)發(fā)生了完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，骨骼狀的組織發(fā)生明顯的球化。鋅合金的層錯(cuò)能較高，其動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的耗散效率高，易發(fā)生在低應(yīng)變速率情況下。這是因?yàn)樵跓峒庸ぷ冃芜^(guò)程中，動(dòng)態(tài)回復(fù)已經(jīng)不能完全消除加工硬化，第二相粒子TiZn15不斷地造成局部的位錯(cuò)塞積，致使位錯(cuò)密度不斷增大，當(dāng)變形量繼續(xù)增大到一定程度時(shí)，畸變能累積到了發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所需要的能量，開(kāi)始發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。由圖 8(a)和(b)可知，應(yīng)變速率為0.1 s-1時(shí)的晶粒明顯比0.01 s-1時(shí)的小，這是由于隨著應(yīng)變速率的增大，合金的位錯(cuò)密度增大，儲(chǔ)存的畸變能也越來(lái)越大，再結(jié)晶形核的核心越來(lái)越多，導(dǎo)致再結(jié)晶的晶粒越細(xì)小。因此，峰值區(qū)所對(duì)應(yīng)的工藝參數(shù)為最佳變形工藝參數(shù)。

3 結(jié)論

1) Zn-8Cu-0.3Ti鋅合金的高溫壓縮變形的流變應(yīng)力取決于變形溫度和應(yīng)變速率，合金的流變應(yīng)力隨著變形溫度的升高或應(yīng)變速率的降低而增加，該合金是溫度和應(yīng)變速率敏感型材料。

2) 建立 Zn-8Cu-0.3Ti鋅合金高溫變形時(shí)的流變應(yīng)力模型，經(jīng)擬合證明該模型具有較高的計(jì)算精度，

3) 采用動(dòng)態(tài)材料模型的加工圖研究Zn-8Cu-0.3Ti鋅合金在230～380 ℃和0.01～10 s-1條件下的熱變形行為，并分析高溫區(qū)與低溫區(qū)的失穩(wěn)機(jī)制，為制定該材料的熱加工工藝提供了理論基礎(chǔ)。

REFERENCES

[1] PURCEK G, SARAY O, KUCUKOMEROGLU T, HAOUAOUI M, KARAMAN I. Effect of equal-channel angular extrusion on the mechanical and tribological properties of as-cast Zn-40Al-2Cu-2Si alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2010,527: 3480-3488.

[2] KAYA H, ?ADIRLI E, üLGEN A. Investigation of the effect of composition on microhardness and determination of thermophysical properties in the Zn-Cu alloys[J]. Materials and Design,2011, 32: 900-906.

[3] PARK H S, KIMURA T, MURAKAMI T, NAGANO Y,NAKATA K, USHIO M. Microstructures and mechanical properties of friction stir welds of 60% Cu-40% Zn copper alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2004, 371:160-169.

[4] REDDEN R F. Method of producing zinc alloy. US 3694199[P].1972.

[5] SHARMA R C, MARTIN J W. Creep of dilute zinc-copper alloys[J]. Journal of Materials Science, 1974, 9: 1139-1144.

[6] LI Y, NG S C, MA D, JONES H. Observation of lamellar eutectic-like structure in a Zn-rich Zn-3.37wt%Cu peritectic alloy processed by bridgman solidification[J]. Scripta Materialia,1998, 39: 7-11.

[7] B?YüKA U, KAYA H, ?ADIRLI E, MARA?LI N, üLGEN A.Investigation of the effect of solidification processing parameters on microhardness and determination of thermo-physical properties in the Zn-Cu peritectic alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2010, 491: 143-148.

[8] 覃銀江, 潘清林, 何運(yùn)斌, 李文斌, 劉曉艷, 范 曦. ZK60鎂合金熱壓縮變形流變應(yīng)力行為與預(yù)測(cè)[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2009,45(7): 887-891.QIN Yin-jiang, PAN Qing-lin, HE Yun-bin, LI Wen-bin, LIU Xiao-yan, FAN Xi. Hot compression behavior and flow stress predication of ZK60 magnesium alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2009, 45(7): 887-891.

[9] 王智祥, 劉雪峰, 謝建新. AZ91鎂合金高溫變形本構(gòu)關(guān)系[J].金屬學(xué)報(bào), 2008, 44(11): 1378-1383.WANG Zhi-xiang, LIU Xue-feng, XIE Jian-xin. Constitutive relationship of hot deformation of AZ91 magnesium alloy[J].Acta Metallurgica Sinica, 2008, 44(11): 1378-1383.

[10] 羅 皎, 李淼泉, 李 宏, 于衛(wèi)新. TC4鈦合金高溫變形行為及其流動(dòng)應(yīng)力模型[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2008, 18(8):1395-1401.LUO Jiao, LI Miao-quan, LI Hong, YU Wei-xin. High temperature deformation behavior of TC4 titanium alloy and its flow stress model[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2008, 18(8): 1395-1401.

[11] 王宏偉, 易丹青, 王 斌, 蔡金伶, 錢(qián) 鋒, 陳緹縈.Mg-6.3Zn-0.7Zr-0.9Y-0.3Nd鎂合金的高溫塑性變形行為的熱壓縮模擬[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2010, 20(3): 378-384.WANG Hong-wei, YI Dan-qing, WANG Bin, CAI Jin-ling,QIAN Feng, CHEN Ti-ying. Hot compressive deformation simulation of Mg-6.3Zn-0.7Zr-0.9Y-0.3Nd magnesium alloy at elevated temperatures[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(3): 378-384.

[12] 王 斌, 易丹青, 方西亞, 劉會(huì)群, 吳春萍. ZK60及ZK60(0.9Y)鎂合金高溫變形行為的熱模擬研究[J]. 稀有金屬材料與工程, 2010, 39(1): 106-111.WANG Bin, YI Dan-qing, FANG Xi-ya, LIU Hui-qun, WU Chun-ping. Thermal simulation on hot deformation behavior of ZK60 and ZK60(0.9Y) magnesium alloys[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2010, 39(1): 106-111.

[13] 趙映輝, 葛 鵬, 趙永慶, 楊冠軍, 汶建宏. Ti-1300合金的熱變形行為研究[J]. 稀有金屬材料與工程, 2009, 38(1): 46-49.ZHAO Ying-hui, GE Peng, ZHAO Yong-qing, YANG Guan-jun,WEN Jian-hong. Hot deformation behavior of Ti-1300 alloy[J].Rare Metal Materials and Engineering, 2009, 38(1): 46-49.

[14] SELLARS C M, MCTEGART W J. On the mechanism of hot deformation[J]. Acta Metallurgica, 1966, 14(9): 1136-1138.

[15] 曹興民, 朱玉斌, 郭富安, 湯玉瓊, 向朝建, 楊春秀. Cu-Ti 合金的熱變形行為及其組織研究[J]. 稀有金屬材料與工程,2009, 38(S1): 509-514.CAO Xing-min, ZHU Yu-bin, GUO Fu-an, TANG Yu-qiong,XIANG Chao-jian, YANG Chun-xiu. Hot deformation behavior and microstructure of Cu-Ti alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2009, 38(S1): 509-514.

[16] 閆亮明, 沈 建, 李周兵, 李俊鵬，閆曉東，毛柏平. 基于神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)的7055鋁合金流變應(yīng)力模型和加工圖[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2010, 20(7): 1296-1301.YAN Liang-ming, SHEN Jian, LI Zhou-bing, LI Jun-peng, YAN Xiao-dong, MAO Bai-ping. Modelling for flow stress and processing map of 7055 aluminum alloy based on artificial neural networks[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2010, 20(7):1296-1301.

[17] PRASAD Y V R K, SASTRY D H, DEEVI S C. Processing maps for hot working of a P/M iron aluminide alloy[J].Intermetallics, 2000, 9/11(8): 1067-1074.

[18] PRASAD Y V R K. Recent advance in the science of mechanical processing[J]. Indian Journal of Technology, 1990, 28(6/8):435-451.

High temperature deformation behavior and processing map of Zn-8Cu-0.3Ti Zn alloy

XU Xiao-qing, LI De-fu, GUO Sheng-li, WU Xiao-ping, DU Peng
(Nonferrous Processing Division, General Research Institute for Nonferrous Metals, Beijing 100088, China)

The hot compression deformation of Zn-8Cu-0.3Ti alloy was performed on Gleeble-1500D at temperature of 230-380 ℃, strain rate of 0.01-10 s-1, height direction reduction of 50%. The true stress—strain curves under different deformation conditions were obtained and the processing map was developed based on the dynamic material modeling(DMM). The results indicate that the flow stress is sensitive to the strain rate and the deforming temperature. The flow stress increases with increasing the strain rate, and decreases with increasing the deforming temperature, which can be described by a constitutive equation in the form of Arrhenius function. The processing map shows one unsteady zone of high temperature deformation of Zn-8Cu-0.3Ti alloy, which is above strain rate of 0.2 s-1. At the temperature of 340-370℃ and below the strain rate of 0.001 s-1, the peak efficiency of power dissipation is 0.53, in which zone the deformation mechanism is dynamics recrystallization (DR).

zinc alloy; flow stress model; high temperature deformation; processing map

TG146.1+3

A

1004-0609(2012)04-1075-07

“十一五”國(guó)家科技支撐計(jì)劃資助項(xiàng)目(2009BAE71B03)

2011-03-08；

2011-07-28

李德富，教授，博士；電話：010-82241292；E-mail: Lidf@grinm.com

(編輯 李艷紅)