基于Murty失穩判據的Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金熱加工行為

宋 濤, 許斯洋, 李英龍,2, 丁 樺,2

(1. 東北大學 材料科學與工程學院, 遼寧 沈陽 110819;2. 東北大學 遼寧省輕量化用關鍵金屬結構材料重點實驗室, 遼寧 沈陽 110819)

Cu-Ni-Sn系彈性銅合金具有無毒環保、高強度、高彈性、耐磨性、良好的抗應力松弛性能以及抗腐蝕性能等特性,近年來受到了人們的關注。該合金有望成為理想的鈹青銅替代合金之一,具有較高的研究價值和商業價值[1-3]。在機械制造、電子信息、船舶化工以及大型機械制造等行業中,Cu-Ni-Sn系彈性銅合金應用廣泛且不可或缺。在Cu-Ni-Sn系合金中,Cu-9Ni-6Sn合金擁有優秀的力學性能以及更高的導電性。近年來,學者們發現在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組織與性能[4-7]。由于Cr元素可以有效提高銅合金的性能并對導電性影響較小,被廣泛應用于Cu-Cr-Zr系合金中,而Cr元素在Cu-Ni-Sn系合金中的研究報道較少[8-9]。塑性變形可以控制顯微組織從而有效改善合金的性能,特別是熱加工,不僅能使金屬材料滿足成形的要求,還可以在一定程度上改善材料的組織結構。合理的熱加工可有效細化合金的鑄態初始組織并規整鑄錠尺寸[10]?；诓牧蟿討B模型建立熱加工圖可設計與優化材料的熱加工參數,目前該模型中的失穩判據包含Prasad、Murty、Gegel、Malas和Semiatin 5種判據,其中應用較為廣泛的是Prasad失穩判據[11-17]?；诤侠淼氖Х€判據確定正確的熱加工圖從而得到合金正確的加工窗口,同時對“失穩區”進行科學的失效分析,可實現規避缺陷產生以及完成加工參數優化[10,18]。

本文對Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr彈性銅合金的熱加工行為進行研究。通過在MMS-200熱模擬試驗機上進行單道次熱壓縮試驗,分析熱加工溫度對變形抗力的影響,并基于Murty失穩判據合理建立熱加工圖,再結合微觀表征方法進行失穩分析,為該合金的研究和生產提供一定的理論基礎和技術支持。

1 試驗材料與方法

本研究的試驗材料為Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr彈性銅合金。采用真空熔煉法制得10 kg銅錠,測得其具體化學成分(質量分數,%)為9.18Ni、5.88Sn、0.038Cr,余量Cu。圖1(a)為Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金的鑄態初始組織,晶粒尺寸約為236.7 μm。除基體組織外,還可以看到凝固過程中產生的黑色不連續組織分布在晶界處,如圖1(a)中箭頭所指。

將鑄錠機加工為φ8 mm×15 mm的圓柱試樣,采用MMS-200熱模擬試驗機進行等溫恒應變速率的熱壓縮試驗,試驗溫度分別為750、800、850 和900 ℃,應變速率分別為0.01、0.1、1、10 s-1。首先將試樣以20 ℃/s的加熱速率加熱至指定溫度,保溫5 min后按照60%的變形量進行等溫壓縮,最后進行水冷保留高溫組織,等溫恒應變速率壓縮工藝如圖1(b)所示。

壓縮后的試樣分別經240～5000號砂紙逐級打磨,并用DNW0.5研磨膏進行機械拋光,然后采用5 g氯化鐵+95 mL酒精+5 mL鹽酸的腐蝕液腐蝕12～15 s。采用OLYMPUS-GSX500型光學顯微鏡(OM)和FEI G220鎢燈絲透射電鏡(TEM)進行顯微組織觀察。

2 試驗結果與討論

圖2為Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr銅合金在不同應變速率和不同變形溫度下的真應力-應變曲線?？梢悦黠@看出,變形初期由于應變的增加,位錯迅速增殖,密度增加,阻礙滑移的進行,短時間內真應力迅速增加并達到峰值,此階段加工硬化在合金中占據強化主導。達到峰值前,可以看到真應力的增長速度逐漸緩慢,到達峰值后開始逐漸下降,此階段合金內發生動態軟化(動態回復、動態再結晶)效應,并且逐漸占據主導。當加工硬化和動態軟化達到平衡時,流變應力的變化逐漸進入相對穩定的階段。由圖2(a, b)可以看出,相同變形速率下,合金的流變應力峰值隨著變形溫度的升高而降低;而在相同變形溫度下,合金的流變應力峰值隨著變形速率的升高而增大,如圖2(c, d)所示。

圖3為變形溫度對合金變形抗力的影響,可以看到變形抗力隨著變形溫度的升高而降低,這是由于變形溫度的升高會降低滑移阻力,不斷產生新的滑移;此外,較高的變形溫度會使熱激活作用增強,空位、位錯攀移以及交滑移的驅動力增大,進而使得動態回復和動態再結晶更容易發生[10]。

圖3 不同變形程度下Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金變形抗力與變形溫度的關系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 熱加工圖的構建及對比分析

材料動態模型由Prasad等[11]提出,可視為聯系塑性變形與組織結構耗散的紐帶,并用于闡明外界輸入的能量在合金塑性變形中耗散的結構理論[19]。該理論中,合金熱加工過程中耗散功率P由耗散量G和耗散協量J兩部分組成,如公式(1)所示:

(1)

在給定變形溫度和變形速率下,G和J兩種能量可由應變速率敏感指數m分配,如式(2)[18]所示:

(2)

熱加工圖由功率耗散因子η以及失穩判據ξ組成,如公式(3)和公式(4)所示[10,18,20]:

(3)

(4)

式中:功率耗散因子η代表熱加工過程中微觀組織演變消耗能量與線性能量總消耗的比值;而失穩判據ξ小于0時則代表合金發生了失穩,此時該變形條件下合金不適合熱加工,通常在加工圖中用陰影表示。

結合圖3中不同變形程度(ε=0.3,0.6,0.916)下的變形抗力以及式(2),求出給定變形程度、不同變形條件下合金熱加工后的應變速率敏感指數m。再結合公式(3)和(4)得出Prasad失穩判據下合金的熱加工圖,如圖4所示。從圖4(a～c)中陰影區可以看到,變形初期(ε=0.3),合金在低溫高速變形區(750～825 ℃,0.316～10 s-1)發生失穩。變形中期(ε=0.6),失穩區分為兩部分,主要集中在低溫高速變形區(750～830 ℃,0.178～10 s-1)和高溫高速變形區(850～900 ℃,0.178～10 s-1)。到達變形末期(ε=0.916),兩個失穩區重合,主要在高速變形區(750～900 ℃,0.126～10 s-1)。將不同變形程度的失穩區疊加后可以看出(見圖4(d)),本研究所用材料不適合在高速變形區進行熱加工。

圖4 基于Prasad失穩判據下Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金的熱加工圖(a)ε=0.3;(b)ε=0.6;(c)ε=0.916;(d)失穩疊加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

為了驗證所用Prasad失穩判據計算出的熱加工圖與試樣實際熱加工后的狀態是否相符,對熱模擬試樣進行宏觀形貌觀察,如圖5所示?？梢钥闯?在高速變形區(1～10 s-1)Prasad失穩判據非常符合,材料表面存在宏觀裂紋。而在低速變形區,特別是變形速率0.1 s-1附近,Prasad失穩判據計算出加工區為可加工區,而實際樣品表面也有微裂紋出現,說明在低速區Prasad失穩判據并不適合本研究所用材料的熱加工圖計算。Prasad失穩判據應用較為廣泛,基于最大熵增原理且認為應變速率敏感指數m為恒定值,該理論適合純金屬以及合金化程度較低的合金[19]。由于本研究材料中加入了0.04%Cr,而Cr在銅合金中多以單質的形式存在,因而合金的系統較為復雜,并不適合以恒定m值為研究基礎的Prasad失穩判據。

圖5 不同壓縮條件下Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金的樣品形貌變形溫度:(a1～d1)750 ℃;(a2～d2)800 ℃;(a3～d3)850 ℃;(a4～d4)900 ℃應變速率:(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失穩判據適合非復雜系統的合金,基于此,Murty等[15]提出了適用于復雜系統的Murty失穩判據。該失穩判據適合任何應力-應變速率曲線的失穩判據[19],Murty對公式(1)中的耗散量G進行修正,將耗散量G拆分為兩部分,如公式(5)所示[21]:

(5)

ξ=2m-η≤0

(6)

式中:ξ為失穩判據;m為應變速率敏感指數;η為功率耗散因子,代表熱加工過程中微觀組織演變消耗能量與線性能量總消耗的比值。

圖6為不同變形程度(ε=0.3, 0.6, 0.916)下結合Murty失穩判據所計算出的熱加工圖。從圖6中陰影區可以看到,變形初期(ε=0.3),合金在中高速變形區(750～900 ℃,0.018～1 s-1)發生失穩,變形中期(ε=0.6),失穩區逐漸減小,主要集中在中高速變形區(750～900 ℃, 0.032～10 s-1),變形末期(ε=0.916),失穩區主要在中高速變形區(750～900 ℃,0.1～10 s-1)。將不同變形程度的失穩區疊加后可以看出(見圖6(d)),失穩區的分布范圍基本與圖5中的宏觀形貌相吻合,說明Murty失穩判據更適合本研究所用材料。另外,需要注意的是,隨著變形程度的增加,合金的失穩區范圍略有減小,這與合金變形所處的狀態相關。變形初期,合金內積累大量的位錯,位錯密度增加,阻礙滑移的進行,此時合金的再結晶程度較低,因而變形更為困難,更容易造成失穩;隨著變形程度的增加,在應變速率低的區域有充分的時間使位錯消失,再結晶程度變大,合金的失穩區逐漸減小。

圖6 基于Murty失穩判據下Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金的熱加工圖(a)ε=0.3;(b)ε=0.6;(c)ε=0.916;(d)失穩疊加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 失穩分析

圖7為Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr合金在Murty失穩判據計算所得熱加工圖中失穩區進行熱變形后的微觀組織。由圖7(a, b)可見,在高速變形區,顯微組織中存在大量的混晶組織,此時所對應的功率耗散因子η較低,混晶組織的出現不利于合金高溫變形,在粗大的晶粒三角邊界處容易引起很大的應力集中效應,且當應力超過基體的抗拉強度后,會引起楔形開裂,由此造成材料變形過程中發生失穩[18]。此外,由于變形溫度更高,相比于低溫高速變形區(750 ℃,10 s-1),高溫高速變形區(900 ℃,10 s-1)的再結晶晶粒尺寸更大。由圖7(c)可見,在低溫低速變形區(750 ℃,0.01 s-1),顯微組織內有明顯的鏈狀再結晶結構,這是由于在低溫低速變形時,再結晶不充分,合金軟化能力較差。此外,在透射電鏡下可以看到合金內部存在大量的變形帶(見圖7(d)),變形區內存在高密度的位錯,容易造成流變失穩。

5 結論

1) Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr銅合金的峰值流變應力隨變形速率的升高而升高,或隨變形溫度降低而升高。合金的變形抗力在變形初期迅速升高,達到峰值后逐漸降低并最終達到平穩。此外,變形抗力隨著變形溫度的升高而降低。

2) 對比Prasad失穩判據,Murty失穩判據更適合Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr銅合金?；贛urty失穩判據建立的熱加工圖中,失穩區集中在中高速變形區(750～900 ℃,0.1～10 s-1)。

3) Cu-9Ni-6Sn-0.04Cr銅合金失穩區顯微組織的觀察分析表明,在高速變形區由于混晶的出現造成合金發生流變失穩;在低溫低速變形區由于再結晶不充分,鏈狀再結晶結構的出現造成合金發生流變失穩。