基于Murty失稳判据的Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金热加工行为

2023-10-23许斯洋李英龙

金属热处理 2023年10期

宋涛, 许斯洋, 李英龙,2, 丁桦,2

(1. 东北大学材料科学与工程学院, 辽宁沈阳 110819;2. 东北大学辽宁省轻量化用关键金属结构材料重点实验室, 辽宁沈阳 110819)

Cu-Ni-Sn系弹性铜合金具有无毒环保、高强度、高弹性、耐磨性、良好的抗应力松弛性能以及抗腐蚀性能等特性,近年来受到了人们的关注。该合金有望成为理想的铍青铜替代合金之一,具有较高的研究价值和商业价值[1-3]。在机械制造、电子信息、船舶化工以及大型机械制造等行业中,Cu-Ni-Sn系弹性铜合金应用广泛且不可或缺。在Cu-Ni-Sn系合金中,Cu-9Ni-6Sn合金拥有优秀的力学性能以及更高的导电性。近年来,学者们发现在Cu-Ni-Sn系合金加入微量的合金元素(V、P、Nb、Si和Ti等)可以有效改善合金的组织与性能[4-7]。由于Cr元素可以有效提高铜合金的性能并对导电性影响较小,被广泛应用于Cu-Cr-Zr系合金中,而Cr元素在Cu-Ni-Sn系合金中的研究报道较少[8-9]。塑性变形可以控制显微组织从而有效改善合金的性能,特别是热加工,不仅能使金属材料满足成形的要求,还可以在一定程度上改善材料的组织结构。合理的热加工可有效细化合金的铸态初始组织并规整铸锭尺寸[10]。基于材料动态模型建立热加工图可设计与优化材料的热加工参数,目前该模型中的失稳判据包含Prasad、Murty、Gegel、Malas和Semiatin 5种判据,其中应用较为广泛的是Prasad失稳判据[11-17]。基于合理的失稳判据确定正确的热加工图从而得到合金正确的加工窗口,同时对“失稳区”进行科学的失效分析,可实现规避缺陷产生以及完成加工参数优化[10,18]。

本文对Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr弹性铜合金的热加工行为进行研究。通过在MMS-200热模拟试验机上进行单道次热压缩试验,分析热加工温度对变形抗力的影响,并基于Murty失稳判据合理建立热加工图,再结合微观表征方法进行失稳分析,为该合金的研究和生产提供一定的理论基础和技术支持。

1 试验材料与方法

本研究的试验材料为Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr弹性铜合金。采用真空熔炼法制得10 kg铜锭,测得其具体化学成分(质量分数,%)为9.18Ni、5.88Sn、0.038Cr,余量Cu。图1(a)为Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金的铸态初始组织,晶粒尺寸约为236.7 μm。除基体组织外,还可以看到凝固过程中产生的黑色不连续组织分布在晶界处,如图1(a)中箭头所指。

将铸锭机加工为φ8 mm×15 mm的圆柱试样,采用MMS-200热模拟试验机进行等温恒应变速率的热压缩试验,试验温度分别为750、800、850 和900 ℃,应变速率分别为0.01、0.1、1、10 s-1。首先将试样以20 ℃/s的加热速率加热至指定温度,保温5 min后按照60%的变形量进行等温压缩,最后进行水冷保留高温组织,等温恒应变速率压缩工艺如图1(b)所示。

压缩后的试样分别经240～5000号砂纸逐级打磨,并用DNW0.5研磨膏进行机械抛光,然后采用5 g氯化铁+95 mL酒精+5 mL盐酸的腐蚀液腐蚀12～15 s。采用OLYMPUS-GSX500型光学显微镜(OM)和FEI G220钨灯丝透射电镜(TEM)进行显微组织观察。

2 试验结果与讨论

图2为Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr铜合金在不同应变速率和不同变形温度下的真应力-应变曲线。可以明显看出,变形初期由于应变的增加,位错迅速增殖,密度增加,阻碍滑移的进行,短时间内真应力迅速增加并达到峰值,此阶段加工硬化在合金中占据强化主导。达到峰值前,可以看到真应力的增长速度逐渐缓慢,到达峰值后开始逐渐下降,此阶段合金内发生动态软化(动态回复、动态再结晶)效应,并且逐渐占据主导。当加工硬化和动态软化达到平衡时,流变应力的变化逐渐进入相对稳定的阶段。由图2(a, b)可以看出,相同变形速率下,合金的流变应力峰值随着变形温度的升高而降低;而在相同变形温度下,合金的流变应力峰值随着变形速率的升高而增大,如图2(c, d)所示。

图3为变形温度对合金变形抗力的影响,可以看到变形抗力随着变形温度的升高而降低,这是由于变形温度的升高会降低滑移阻力,不断产生新的滑移;此外,较高的变形温度会使热激活作用增强,空位、位错攀移以及交滑移的驱动力增大,进而使得动态回复和动态再结晶更容易发生[10]。

图3 不同变形程度下Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金变形抗力与变形温度的关系Fig.3 Relationships between deformation resistance and temperature of the Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr alloy under different true strains(a) ε=0.3; (b) ε=0.6; (c) ε=0.916

3 热加工图的构建及对比分析

材料动态模型由Prasad等[11]提出,可视为联系塑性变形与组织结构耗散的纽带,并用于阐明外界输入的能量在合金塑性变形中耗散的结构理论[19]。该理论中,合金热加工过程中耗散功率P由耗散量G和耗散协量J两部分组成,如公式(1)所示:

(1)

在给定变形温度和变形速率下,G和J两种能量可由应变速率敏感指数m分配,如式(2)[18]所示:

(2)

热加工图由功率耗散因子η以及失稳判据ξ组成,如公式(3)和公式(4)所示[10,18,20]:

(3)

(4)

式中:功率耗散因子η代表热加工过程中微观组织演变消耗能量与线性能量总消耗的比值;而失稳判据ξ小于0时则代表合金发生了失稳,此时该变形条件下合金不适合热加工,通常在加工图中用阴影表示。

结合图3中不同变形程度(ε=0.3,0.6,0.916)下的变形抗力以及式(2),求出给定变形程度、不同变形条件下合金热加工后的应变速率敏感指数m。再结合公式(3)和(4)得出Prasad失稳判据下合金的热加工图,如图4所示。从图4(a～c)中阴影区可以看到,变形初期(ε=0.3),合金在低温高速变形区(750～825 ℃,0.316～10 s-1)发生失稳。变形中期(ε=0.6),失稳区分为两部分,主要集中在低温高速变形区(750～830 ℃,0.178～10 s-1)和高温高速变形区(850～900 ℃,0.178～10 s-1)。到达变形末期(ε=0.916),两个失稳区重合,主要在高速变形区(750～900 ℃,0.126～10 s-1)。将不同变形程度的失稳区叠加后可以看出(见图4(d)),本研究所用材料不适合在高速变形区进行热加工。

图4 基于Prasad失稳判据下Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金的热加工图(a)ε=0.3;(b)ε=0.6;(c)ε=0.916;(d)失稳叠加Fig.4 Hot processing maps of the Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr alloy under Prasad’s instability criterion(a) ε=0.3; (b) ε=0.6; (c) ε=0.916; (d) superposition of instability

为了验证所用Prasad失稳判据计算出的热加工图与试样实际热加工后的状态是否相符,对热模拟试样进行宏观形貌观察,如图5所示。可以看出,在高速变形区(1～10 s-1)Prasad失稳判据非常符合,材料表面存在宏观裂纹。而在低速变形区,特别是变形速率0.1 s-1附近,Prasad失稳判据计算出加工区为可加工区,而实际样品表面也有微裂纹出现,说明在低速区Prasad失稳判据并不适合本研究所用材料的热加工图计算。Prasad失稳判据应用较为广泛,基于最大熵增原理且认为应变速率敏感指数m为恒定值,该理论适合纯金属以及合金化程度较低的合金[19]。由于本研究材料中加入了0.04%Cr,而Cr在铜合金中多以单质的形式存在,因而合金的系统较为复杂,并不适合以恒定m值为研究基础的Prasad失稳判据。

图5 不同压缩条件下Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金的样品形貌变形温度:(a1～d1)750 ℃;(a2～d2)800 ℃;(a3～d3)850 ℃;(a4～d4)900 ℃应变速率:(a1～a4)10 s-1;(b1～b4)1 s-1;(c1～c4)0.1 s-1;(d1～d4)0.01 s-1Fig.5 Morphologies of the Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr alloy specimens compressed with different conditionsDeformation temperature: (a1-d1) 750 ℃; (a2-d2) 800 ℃; (a3-d3) 850 ℃; (a4-d4) 900 ℃Strain rate: (a1-a4) 10 s-1; (b1-b4) 1 s-1; (c1-c4) 0.1 s-1; (d1-d4) 0.01 s-1

如前所述,Prasad失稳判据适合非复杂系统的合金,基于此,Murty等[15]提出了适用于复杂系统的Murty失稳判据。该失稳判据适合任何应力-应变速率曲线的失稳判据[19],Murty对公式(1)中的耗散量G进行修正,将耗散量G拆分为两部分,如公式(5)所示[21]:

(5)

ξ=2m-η≤0

(6)

式中:ξ为失稳判据;m为应变速率敏感指数;η为功率耗散因子,代表热加工过程中微观组织演变消耗能量与线性能量总消耗的比值。

图6为不同变形程度(ε=0.3, 0.6, 0.916)下结合Murty失稳判据所计算出的热加工图。从图6中阴影区可以看到,变形初期(ε=0.3),合金在中高速变形区(750～900 ℃,0.018～1 s-1)发生失稳,变形中期(ε=0.6),失稳区逐渐减小,主要集中在中高速变形区(750～900 ℃, 0.032～10 s-1),变形末期(ε=0.916),失稳区主要在中高速变形区(750～900 ℃,0.1～10 s-1)。将不同变形程度的失稳区叠加后可以看出(见图6(d)),失稳区的分布范围基本与图5中的宏观形貌相吻合,说明Murty失稳判据更适合本研究所用材料。另外,需要注意的是,随着变形程度的增加,合金的失稳区范围略有减小,这与合金变形所处的状态相关。变形初期,合金内积累大量的位错,位错密度增加,阻碍滑移的进行,此时合金的再结晶程度较低,因而变形更为困难,更容易造成失稳;随着变形程度的增加,在应变速率低的区域有充分的时间使位错消失,再结晶程度变大,合金的失稳区逐渐减小。

图6 基于Murty失稳判据下Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金的热加工图(a)ε=0.3;(b)ε=0.6;(c)ε=0.916;(d)失稳叠加Fig.6 Hot processing maps of the Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr alloy based on Murty’s instability criterion(a) ε=0.3; (b) ε=0.6; (c) ε=0.916; (d) superposition of instability

4 失稳分析

图7为Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金在Murty失稳判据计算所得热加工图中失稳区进行热变形后的微观组织。由图7(a, b)可见,在高速变形区,显微组织中存在大量的混晶组织,此时所对应的功率耗散因子η较低,混晶组织的出现不利于合金高温变形,在粗大的晶粒三角边界处容易引起很大的应力集中效应,且当应力超过基体的抗拉强度后,会引起楔形开裂,由此造成材料变形过程中发生失稳[18]。此外,由于变形温度更高,相比于低温高速变形区(750 ℃,10 s-1),高温高速变形区(900 ℃,10 s-1)的再结晶晶粒尺寸更大。由图7(c)可见,在低温低速变形区(750 ℃,0.01 s-1),显微组织内有明显的链状再结晶结构,这是由于在低温低速变形时,再结晶不充分,合金软化能力较差。此外,在透射电镜下可以看到合金内部存在大量的变形带(见图7(d)),变形区内存在高密度的位错,容易造成流变失稳。