不同变形量5182-O 铝合金汽车板PLC效应表现和吕德斯带演变

2023-12-21麻慧琳吴万东徐志远杨立民刘明诏王磊

精密成形工程 2023年12期

麻慧琳，吴万东，徐志远，杨立民，刘明诏，王磊

（山东南山铝业股份有限公司国家铝合金压力加工工程技术研究中心，山东烟台 265700）

近几十年来，在减排减碳的大环境下，对更高燃油效率和更低排放车辆甚至新能源电车的需求日益增加，车辆不断轻量化以保证更高的效率和更远的续航，这促使轻质的铝合金板材在汽车中的使用量显著增加[1-3]。5 系高Mg 铝合金作为一款轻质、高强度、耐腐蚀和良好可加工性的材料，被广泛应用于汽车板内板[4-6]。然而，5 系高Mg 铝合金在室温塑性变形时，会经历静态应变时效（Staic Strain Aging，SSA）和动态应变时效（Dynamic Strain Ageing，DSA），这会导致材料在塑性变形过程中产生2 种不同的塑性变形失稳现象，即吕德斯效应和 PLC（Portevin-Le Chatelier）效应。在合金材料拉伸变形时，静态应变时效的影响会导致材料的拉伸曲线存在明显的屈服平台和上下屈服点，并在材料表面形成并传播塑性变形失稳带。这种由静态应变时效导致材料塑性变形失稳和变形带形成的现象为吕德斯效应[7-10]。在合金材料拉伸变形时，动态应变时效的影响会导致拉伸曲线上产生锯齿形流动或台阶状流动现象以及形成并传播材料表面变形带，这称为PLC 效应，PLC 效应又名锯齿形屈服（Serrated Yielding）。2 种变形失稳现象都易使材料在室温塑性变形时局部变形不均匀，在材料表面形成明显局部变形带，造成最终产品表面质量不良[7-10]。此外，由于内板零件变形情况复杂，各个区域变形先后顺序和变形量不一，更易加剧吕德斯效应和PLC 效应，形成表面缺陷[11-12]。这要求5 系铝合金材料以及模具的设计更为合理。

目前对5 系铝合金的吕德斯效应、PLC 效应已经有足够多的研究，如PLC 效应的时域和空域行为研究、基于不同的实验方法研究PLC 效应的形成和传播以及加载应变率、试验温度和化学成分等对PLC效应的影响研究，这为5 系铝合金工业化的使用奠定了理论基础。目前有关汽车用5182 铝合金不同变形阶段材料吕德斯效应、PLC 效应表现以及不同阶段材料表面变形带的形成和变化的研究还较少。

本文结合5 系铝合金汽车板冲压实际情况，模拟5182 铝合金材料零件在冲压时不同区域不同变形量下的室温塑性变形行为，针对汽车用5 系铝合金不同变形阶段材料吕德斯效应、PLC 效应以及变形带的形成和变化进行系统研究，对材料吕德斯效应、PLC 效应、微观组织转变、局部变形带形成和材料表面宏观形貌的规律进行了表征，以期为避免形成5 系铝合金不良冲压表面提供理论指导以及为进一步改善汽车用5182-O 铝合金冲压零件表面质量、扩大其应用范围奠定理论基础。

1 实验

实验用5182-O 铝合金材料由山东南山铝业股份有限公司生产制备，成品厚度为1.2 mm，化学成分如表1 所示。材料生产制备流程如下：合金成分计算和配料—半连续铸造—锯切铣面—均质处理—热轧—冷轧—完全退火—成品。

表1 实验所用5182-O 合金化学成分Tab.1 Chemical composition of 5182-O alloy used in the experiment wt.%

本文设置了0.5%、1.0%、3%、5%、7%、10%不同变形量，以研究5182-O 材料拉伸变形时的微观组织演变、局部变形带形成、试样宏观形貌演变情况以及不同变形量下的吕德斯效应、PLC 效应。材料的拉伸力学性能测试和材料预变形均在Zwick 型万能拉伸试验机上进行，力学性能测试试样为A50 试样，制样和测试标准依据 ISO 6892-1，拉伸速率为6.7×10−3s−1，仅测试90°方向的拉伸速率。预变形试样为长方形试样，长宽分别为300 mm×62 mm，用砂纸打磨预拉伸完的试样表面。采用TMS-100 型拓扑仪对材料拉伸变形时的表面宏观形貌演变、局部变形带形成进行表征。采用型号为JEM-2100F 的透射电子显微镜对不同变形量下材料的微观组织演变及可动位错和溶质、第二相的交互作用进行表征，采用美国赛默飞世尔光电直读光谱仪对实验用5182 合金进行化学成分测试。

2 结果与分析

2.1 拉伸变形不同阶段的吕德斯效应、PLC效应

试样室温拉伸的应力-应变曲线如图1 所示。在拉伸开始时，材料处于弹性变形阶段，曲线平滑，无明显应力波动（见图1a）。经弹性变形后，在拉伸应变达到0.25%左右时，曲线出现锯齿后进入屈服平台，发生吕德斯效应，其中屈服点延伸率（Yield Point Elongation，YPE）约为0.3%，对于5 系高Mg 铝合金，一方面，Mg 原子形成的Mg 溶质原子柯氏气团会钉扎位错，阻碍位错的移动，另一方面，在变形初期，材料位错密度较低，无法实现位错的快速增殖，因此，当拉伸变形到屈服阶段时，在塑性变形下的应力集中处，被Mg 溶质原子柯氏气团钉扎的位错会随着外界应力的增大而脱钉为可动位错，并在较低的应力下维持塑性变形的发展，形成如图1b 所示的屈服平台[13-15]。当可动位错扫过试样表面时，会形成火焰状的局部变形带，即A 型吕德斯带，如图2 所示[4,10]。对于 5 系铝合金汽车板，一般需要避免材料存在YPE，防止在零件冲压时，在一些变形量较小且存在应力突变的区域形成A 型火焰状吕德斯带（见图2）。因此，对于5182 材料，一般在保证其冲压成形性的前提下，可通过矫直或预拉伸将YPE 消除[8,16-17]。黎凤等[18]研究发现，合适的矫直量或预拉伸量既可以保证冲压成形性，又可以消除YPE 和A 型吕德斯带。在屈服阶段后，材料进入加工硬化阶段，曲线开始出现应力波动，进入PLC 效应临界区，当拉伸应变达到4%左右时，应力上下波动幅度开始增大（见图1c）。随着拉伸的进一步进行，在应变达到5%时，应力上下波动幅度和频率强烈，应力跌幅最大达到5 MPa左右（见图1d），进入PLC 效应深入发展区。目前，基于管扩散的动态应变时效（DSA）的微观作用机制对PLC 效应（宏观的锯齿型应力流动行为）的解释被大多学者认可，这一机制认为，当材料变形时，在材料中的可动位错会在运动时被聚满溶质原子的林位错阻挠，在位错等待进一步运动的时间内，富集于林位错上的溶质原子将以管扩散形式沿着可动位错核扩散移动，随之钉扎可动位错，可动位错移动的势垒增加，直至外界提供的外力足够，才能克服势垒而自由移动，直至再次被林位错所阻碍，从而反复钉扎-脱钉，形成锯齿型应力流动行为[7,19-20]。此外，曹鹏涛[13]和刘灏文等[21]认为，材料中的析出相可起到类似林位错的阻拦作用，加剧PLC 效应。考虑到汽车板实际冲压情况，本文仅分析0%～10%应变内材料的拉伸变形行为、吕德斯效应和PLC 效应。

图1 应变速率为6.7×10−3 s−1 的5182-O 试样室温拉伸应力-应变曲线Fig.1 Room temperature tensile stress-strain curve of 5182-O sample with a strain rate of 6.7×10−3 s−1

图2 使用本实验所用5182 铝合金汽车板冲压时A 型吕德斯带表现Fig.2 Performance of type-A Luders band during stamping of 5182 aluminum alloy automotive plate used in the experiment

2.2 不同变形量材料表面宏观组织形貌及吕德斯带演变

材料在不同变形量下的吕德斯带表现如图3 所示。当试样拉伸量为0.5%时，材料表面光滑，无吕德斯带形成，但当使用同一材料进行零件实际冲压时，表面明显形成了A 型火焰状吕德斯带。结合图1的拉伸变形行为、吕德斯效应、PLC 效应可知，当拉伸量为0.5%时，材料经过弹性变形后进入屈服阶段，发生吕德斯效应，但由于实验预拉伸试样为长方形试样，板面无应力突变区域，故当可动位错脱钉自由移动扫过试样表面时，无应力突变区域阻拦，未形成明显的局部变形带，而当零件冲压时，形成A 型吕德斯带的区域不仅变形量较小（处于吕德斯效应阶段），且该区域应力发生了突变，如图2 方框标记区域所示，可动位错经过方框标记区域所指的应力突变线后无法有效继续传播，从而形成了明显的局部变形带，这一现象在Choi 等[22]的研究中也有介绍。当拉伸量为1%时，材料处于加工硬化初期，经历了弹性变形和屈服阶段，整体变形行为与拉伸量为0.5%时的材料行为一致，表面也比较光滑，无吕德斯带形成。当变形量增大至3%时，材料表面形成了与轧向呈一定倾角的平行条带，即B 型吕德斯带。继续增大变形量至5%，材料表面形成的变形条带明显增多，表面也更加粗糙，其中在表面有不同方向的变形条带产生，曹鹏涛等[23]在研究PLC 效应的特殊空域时也发现了类似现象，研究表明，PLC 材料在变形中后期存在多带共存和条带倾角转向的现象。结合图1d 分析可知，当应变为5%时，应力上下波动幅度和频率较大，应力跌幅（某峰值应力和相邻谷底应力差值）最大达到5 MPa 左右。材料处于PLC 效应深入发展区，PLC效应较为剧烈，变形量较大，单条变形带承载的塑性变形量已经无法匹配加载应变率，需多带共存以承载塑性变形。继续增大变形量至7%，材料表面不同方向的变形条带增多，直至变形量至10%，此时变形条带最为粗糙。

图3 不同变形量下5182 铝合金吕德斯带表现Fig.3 Luders band performance of 5182 aluminum alloy under different deformation

为进一步分析材料变形时不同阶段表面形貌的演变规律，进行拓扑仪分析，材料表面二维和三维形貌分别如图4 和图5 所示。当变形量较低（0%～1%）时，材料表面虽未形成明显宏观变形条带，但在材料表面留下了变形痕迹，变形痕迹具有明显方向性，与轧向（R）呈一定角度。当变形量为3%左右时，材料表面形成了变形条带，条带宽度、深度和条带间隙明显不均，这一现象可用锯齿应力行为的3 个重要特征解释。应力跌幅Δσ为某峰值应力和相邻谷底应力的差值，反映了发生锯齿行为时溶质原子和析出相对可动位错的钉扎强度，应力跌幅Δσ越大，钉扎强度越强，变形条带越深。重加载时间tr为某谷底应力攀升到相邻峰值应力时所需时间，反映了可动位错被钉扎住的时间。应力跌落时间td为从某峰值应力跌落至相邻谷底应力所需时间，反映了可动位错克服障碍脱钉移动所需时间。锯齿应力曲线3 个重要特征的示意图如图6 所示。结合图1 可知，当变形量为3%时，在这一阶段，材料处于PLC 效应临界区，锯齿应力流变行为不稳，锯齿应力波动频率以及上下波动幅度不均，导致在该阶段变形时，在钉扎-脱钉反复过程中，应力跌幅Δσ、重加载时间tr和应力跌落时间td不一致，从而导致变形条带宽度、深度和条带间隙明显不均。随着变形量的增大，到达PLC 效应深入发展区阶段，此时锯齿应力波动频率以及上下波动幅度较为一致，对应的变形宽度、深度和条带间隙也较为一致。随着变形量的增大，材料表面变形条带逐渐致密，深度逐渐增大，最大深度可达8 μm 左右。

图4 不同变形量5182 材料表面二维形貌Fig.4 2D surface morphology of 5182 materials with different deformation

图5 不同变形量5182 材料表面三维形貌Fig.5 3D surface morphology of materials with different deformation

图6 锯齿应力曲线3 个重要特征的示意图Fig.6 Diagram of 3 important features of sawtooth stress curve

2.3 不同变形量材料位错演变及位错与析出相、晶界交互作用

5182-O 合金汽车板不同变形量下的位错演变透射电镜照片如图7 所示。可以看出，当变形量为1%时，变形程度较小，如图7a 所示，材料位错密度较低，未发现位错明显缠结，位错呈现散布状态，在灰色析出相周围位错较为聚集。从图7d 局部放大图可以发现，位错切入灰色析出相中，表明析出相也参与了可动位错钉扎。当变形量增大至3%时，FLC 处于PLC 效应临界区，如图7b 所示，该阶段位错快速增殖，位错密度显著增大，位错相互交叉缠结，局部区域形成了小范围位错塞积群，但并未形成明显林位错墙。材料变形达到7%时位错的情况如图7c 所示，整个观察区域皆已经形成位错塞积群，且形成了明显的林位错墙。此外，进一步观察到位错在析出相周围聚集且切过析出相（图7c 中箭头所指）。

5182-O 合金汽车板不同变形量下位错与第二相和晶界交互作用的透射电镜照片如图8 所示。从图8a 和图8b 可以清晰看到位错经过析出相的情况，可观察到当可动位错经过析出相时，切入析出相里的位错移动距离明显小于未切入析出相的位错移动距离，这表明在经过析出相时，可动位错进入析出相的部分运动受阻，而可动位错未进入析出相部分的运动迟滞阻力明显低于切入析出相里的位错运动受到的阻力，从而形成与位错运动方向相反的反弓型运动轨迹。随后，可动位错在外力的作用下，或切过析出相继续移动，或无法逃脱析出相钉扎，在析出相处缠结，直至外界应力足够大时，得到解钉[24-25]。上述现象证明在5182 铝合金变形时，第二相参与了可动位错移动钉扎。曹鹏涛[13]和刘颢文等[21]研究发现，当Al-Mg5052合金试件拉伸变形时，存在位错缠绕和切过析出相的现象，他们还提出了广义管扩散DSA 机制。5182 铝合金汽车板变形时位错于晶界处堆积的现象如图8c所示，可以清晰发现，位错在晶界处被钉扎堆积，可动位错的运动被迟滞，对于5×××铝合金，晶粒尺寸（晶界）对5 系铝合金冲压零件表面质量至关重要。在工业生产中，通常通过调控合金晶粒尺寸以减弱晶界对位错移动的阻碍，改善5×××铝合金表面质量。

图8 5182 铝合金汽车板变形时位错与第二相、晶界交互作用Fig.8 Dislocation of 5182 aluminum alloy automotive plate interacts with the second phase and grain boundary during deformation: a) dislocation cut through the second phase; b) local magnification of Fig.a; c) dislocation enrichment at the grain boundary

综上，随着试件材料变形量的增大，位错快速增殖，位错密度快速增大，位错的形态从小变形量的散布状态逐渐演变到位错相互交叉缠结形成小范围位错塞积群（PLC 效应临界区时），最终演变至大范围的位错塞积群和林位错墙（PLC 效应深入发展区时）。当试件变形时，析出相和晶界都是PLC 效应的重要影响因素。