5A90铝锂合金电子束焊焊板超塑性变形力学行为



5A90铝锂合金电子束焊焊板超塑性变形力学行为

陈　龙，　程东海，　陈益平，　胡德安

(南昌航空大学 航空制造工程学院，南昌　330063)

摘　要：通过高温拉伸试验研究了5A90铝锂合金电子束焊焊板超塑性变形行为. 结果表明，5A90铝锂合金电子束焊焊板具有良好的超塑性变形能力，焊板的峰值流变应力随温度升高及初始应变速率的减小而减小，应变速率小于110-2/s时，焊板峰值流变应力小于32 MPa；焊板的断后伸长率随温度的升高和初始应变速率的增大而先增大再减小，在450 ℃，5×10-3/s断后伸长率达到最大为171.1%. 提出变形比例系数K(接头与母材断后伸长率的比值)，评价焊板中接头的超塑性变形协调能力，在各变形条件下K值均达到70%以上.

关键词：铝锂合金；电子束焊；超塑性成形

中图分类号：TG456.3

文献标识码：A

文章编号：0253-360X(2016)09-0075-04

0　序　　言

铝锂合金因其具有高比强度、低密度、良好的超塑成形性能及抗腐蚀性能等优点，在航空航天结构件中有着广泛的应用前景[1]. 铝锂合金超塑性成形技术可以实现零构件的整体成形，更拓宽了在航空工业方面的应用范围. 但是随着航空工业的发展，对零构件的复杂程度提出了更高的要求，尤其是多层空心轻量化结构，一般超塑性成形技术无法实现，而焊接/超塑性成形组合工艺却可以实现多层空心轻量化结构及异形复杂零件的一次整体成形，因此国内外学者对焊接/超塑性成形组合工艺进行了积极探索[2,3]. SPF/DB组合工艺技术因其可以将扩散连接和超塑性成形两个工艺一次完成，加工出整体性能良好的复杂构件，而受到国内外学者的广泛关注[4]. 然而随着航空工业的发展，扩散连接也暴露出一系列的问题，如铝锂合金在加热时很容易在表面形成一种坚固的氧化膜，给扩散连接造成很大的困难；扩散连接需要在真空高温条件下保温较长时间，使得材料晶粒长大而导致零件成形后力学性能下降，特别是疲劳性能明显下降；在复杂焊板形式下容易造成内外层材料粘结，限制对复杂零件的设计[5]. 真空电子束焊是在真空条件下进行，可以有效防止焊缝氧化，并且形成的焊缝窄、组织细小、变形小[6,7]，能形成力学性能良好的焊板并适用于多层结构的制作，所以电子束焊接/超塑性组合工艺有望制造出性能更优良的结构件. 而关于铝锂合金电子束焊接/超塑性成形方面的研究还未见报道. 因此文中对铝锂合金电子束焊/超塑性组合工艺中电子束焊焊板的超塑性变形行为，以及超塑性变形特征进行了研究，为超塑成形/电子束焊组合工艺的实际应用提供理论和试验基础.

1　试验方法

试验材料为2 mm厚5A90铝锂合金板材，其化学成分如表1所示. 电子束焊接试验在ZD150-30C CV65M型电子束焊机上进行，采用的焊接速度为25 mm/s，加速电压为 90 kV，聚焦电流为1 570 mA，电子束流为16 mA. 焊缝的正面熔宽为2.9 mm，背面熔宽为2.2 mm，焊缝成形良好，经X 射线探伤仪检测焊缝内部没有观察到气孔或裂纹. 高温拉伸试验在RG2000-20型微机控制电子万能试验机上进行，拉伸前试样先保温15 min. 变形温度425500 ℃，初始应变速率5×10-4～1×10-2/s. 拉伸试样尺寸如图1所示，拉伸试样变形部分的宽度为6 mm，包括了接头(焊缝、热影响区)和母材两个部分，在实际生产中接头是作为零件的一部分参与零件的变形，变形时必然是接头(焊缝、热影响区)和母材两个部分同时发生变形.

表1　5A90铝锂合金板材主要化学成分(质量分数，%)

Table 1　Chemical compositions of sheet alloy used

MgLiZrSiFeAl4.5～6.01.9～2.30.08～0.15≤0.15≤0.2余量

图1　高温拉伸试样尺寸(mm)

Fig.1　Dimension of samples for hot tensile tests

2　试验结果及分析

2.1　焊板的高温力学性能

图2为焊接试样高温拉伸前后的宏观形貌. 由图2可以看出，试样两侧呈现细小的锯齿状，表明试样在变形过程中发生了颈缩与抗颈缩的典型超塑性变形过程. 另外试样的接头与母材的超塑性变形性能不一样，在接头与母材的交界处容易产生应力集中形成空洞，先发生破坏，所以接头超塑性变形性能及接头与母材的超塑性变形协调性对焊板的超塑性变形性能有极大的影响.

图2　试样超塑性前后形貌

Fig.2　Photos of specimens before and after superplastic deformation

图3为初始应变速率对焊板应力应变曲线的影响. 由图3可以看出，电子束焊焊板的应力应变曲线没有屈服点，焊板拉伸过程中没有弹性变形过程，而是直接进入了塑性变形. 在高温拉伸过程中，焊板受到高温的作用，已经充分软化. 另外应力应变曲线在进入稳态阶段后都呈锯齿状，表现出明显的超塑性变形特征. 焊板在超塑性变形过程进入稳态阶段后，应变硬化与再结晶软化达到动态平衡，流动应力在一个小范围内波动. 从图3中还可以看出，随着初始应变速率的增大，焊板的应力应变曲线整体上移. 初始应变速率是影响焊板超塑性变形行为的重要因素之一，随着初始应变速率增大，材料内部变形协调的时间变短，变形协调能力变弱，使得应力集中，应力应变曲线整体上移，这也表明5A90铝锂合金是一种正应变敏感材料.

图3　初始应变速率对焊板应力-应变曲线的影响

Fig.3　Relationship between stress-strain curve and tensile parameters

图4为焊板峰值流变应力. 由图4可以看出，焊板峰值流变应力随变形温度的升高而减小,随初始应变速率的增大而增大. 这是因为随着变形温度的升高，原子的动能增大，热激活作用增强，可降低临界切变应力并提高原子的自由能，促进晶界滑移及提高扩散蠕变能力. 此外动态回复及再结晶引起的软化程度也随温度的升高而增大，从而导致合金的应力水平下降. 如图4所示，当初始应变速率恒定为1×10-3/s时，变形温度从425 ℃升高到500 ℃，流变应力从20 MPa降低至9.4 MPa. 在同一变形温度下，流变应力随着应变速率的增大而增大，这是由材料的应变速率敏感性决定的. 当应变速率较高时，位错密度增加较快，晶粒内出现位错线，引起位错塞积，扩散蠕变和位错滑移不能有效地对其晶界滑动起协调作用. 另外焊板的晶粒尺寸并非完全一致，尤其焊缝、热影响区与母材之间的组织差异较大，所以晶粒在滑动和转动过程中必然在一些地方受阻，从而引起应力集中. 因此材料内部变形的协调来不及进行，应变硬化不能充分消除，从而导致流变应力增大. 当温度恒定为500 ℃，应变速率从5×10-4/s增加至1×10-2/s时，流变应力从8.8 MPa增加至15.9 MPa，与不同温度下变化趋势相反.

图4　拉伸参数对焊板峰值流变应力的影响

Fig.4　Relationship between maximal flow stress and tensile parameters

2.2　焊板变形性能

图5所示为变形参数对焊板断后伸长率的影响. 焊板的断后伸长率随温度的升高和初始应变速率的减小而先增大，分别在450 ℃，510-3/s达到最大，而后开始减小. 焊板的断后伸长率在450 ℃，5×10-3/s最大达到171. 分析认为，温度升高有助于促进晶界滑移及扩散蠕变能力的提高，并加强了动态回复及再结晶软化作用，提高焊板内部组织的变形协调能力，从而增加焊板的断后伸长率；而温度过高时，会使晶粒长大严重，且试样容易被氧化，造成焊板断后伸长率的下降. 所以温度过高反而会对焊板超塑性变形能力产生不利影响. 初始应变速率降低，材料内部有更多的时间来协调变形，有助于提高焊板的断后伸长率，但是初始应变速率过低时，焊板在高温停留时间过长，晶粒长大严重，反而会使焊板的断后伸长率下降. 当温度高于475 ℃时，材料内部组织的软化程度已经不是影响焊板超塑性变形性能的主要因素，影响焊板超塑性变形性能的主要因素是高温而引起的晶粒长大，而在较高的初始应变速率时，焊板拉伸变形的时间都很短，在这短时间内晶粒来不及长大，所以温度在475～500 ℃内，应变速率由110-3/s增大到1×10-2/s，焊板的断后伸长率都没有明显的变化.

图5　拉伸参数对焊板断后伸长率的影响

Fig.5　Relationship between elongation of weld joint and tensile parameters

2.3　接头变形比例系数

在复杂零构件的超塑性成形中，接头与母材同时受力变形，但从上述分析可知，接头的超塑性变形能力与母材的超塑性变形能力不一样，若接头的超塑性变形能力与母材相差太大，零构件将无法良好的成形，所以评估在不同变形条件下焊缝与母材的超塑性变形协调能力具有重要意义. 为评估5A90铝锂合金电子束焊接头的超塑性变形协调能力，研究接头对焊板超塑性变形协调性的影响，文中提出用变形比例系数K来表征焊板中接头的超塑性变形协调能力. 由于焊板在超塑性变形试验中，接头的断后伸长率等于焊板的断后伸长率，所以定义变形比例系数K为焊板断后伸长率与母材断后伸长率的比值,即

(1)

式中：δJ为焊板超塑性断后伸长率；δM为母材超塑性断后伸长率.

表2为不同变形条件下的K值. 由表2可知，在各变形条件下K值都达到70%以上. 由此可知5A90铝锂合金电子束焊焊板的超塑性变形能力相较于母材有所下降，但仍具有良好的超塑性变形能力. 分析认为，焊缝组织为细小的等轴组织，同样具有良好的超塑性变形能力，同时焊缝与母材的组织存在较大差异，变形时容易造成应力集中和形成空洞，所以在各变形条件下K值都达到70%以上，但必定小于1.

表2　焊板与母材断后伸长率的比值K(%)

Table 2　Ratio of weld joint and parent metal break elongation

温度T/℃初始应变速率5×10-4/s1×10-3/s5×10-3/s1×10-2/s42571.686.275.579.045078.888.492.687.647590.284.283.885.750099.589.585.975.7

K值代表了焊缝超塑性变形能力，K值越大，焊板的断后伸长率越接近母材断后伸长率，说明焊缝对焊板超塑性变性能力的影响越小. 但在一定程度上K值过大反而说明了母材没有充分进行变性，断后伸长率过小，如在变形条件为500 ℃， 510-4/s时焊板的断后伸长率只有92.3%，但由于母材的断后伸长率也只有92.5%，导致了焊板与母材断后伸长率的比值达到了99.5%. 所以在选择变形条件时，要从焊板断后伸长率和K值两方面考虑. 在变形条件为450 ℃， 510-3/s时，焊板的断后伸长率达到171.1%，在此工艺条件下的K值同样达到较高值92.6%. 因此在试验参数范围内，450 ℃,510-3/s为5A90铝锂合金焊缝纵向变形的最佳工艺参数.

3　结　　论

(1) 焊板应力应变曲线均表现出明显的软化现象及伴有锯齿状的流变现象；焊板的峰值流变应力随温度升高而减小，随初始应变速率的增大而增大. 在425 ℃，110-2/s时，焊板的峰值流变应力达到最大为32 MPa.

(2) 5A90铝锂合金电子束焊焊板的断后伸长率随温度的升高和初始应变速率的减小而先增大，分别在450 ℃，5×10-3/s达到最大后开始减小，最大断后伸长率为171.

(3) 文中提出焊缝变形比例系数K，评价焊缝的超塑性变形能力，在各变形条件下K值都达到70%以上. 从焊板断后伸长率和K值两方面考虑，试验参数范围内的最佳变形参数为450 ℃， 5×10-3/s，在此变形条件下，焊板的断后伸长率达到171.1%，K值同样达到较高值92.6%.

参考文献：

[1]　尹登峰, 郑子樵. 铝锂合金研究开发的历史与现状[J]. 材料导报, 2003, 17(2): 18-20．

Yin Dengfeng, Zheng Ziqiao. History and current status of aluminum-lithium alloys research and development[J]. Materials Review, 2003, 17(2): 18-20.

[2]　程东海, 黄继华, 陈益平, 等. 激光焊接头超塑变形组织表征[J]. 焊接学报, 2012, 33(7): 89-92．

Cheng Donghai, Huang Jihua, Chen Yiping, et al. Microstructure evolution characterization of superplastic deformation of titanium alloy[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2012, 33(7): 89-92.

[3]　Ma Z Y， Mishra R S， Mahoney M W． Superplastic deformation behaviour of friction stir processed 7075Al alloy[J]． Acta Materialia， 2002， 50(17): 4419-4430．

[4]　Han Wenbo， Zhang Kaifeng， Wang Guofeng． Superplastic forming and diffusion bonding for honeycomb structure of Ti-6Al-4V alloy[J]． Journal of Materials Processing Technology， 2007， 183(2-3): 450-454．

[5]　王长文, 张凯锋. Al-Li 2091合金超塑成形/扩散连接工艺研究[J]. 塑性工程学报, 1998, 5(4): 1-6.

Wang Changwen, Zhang Kaifeng. Study of SPF/DB technology of Al-Li alloy[J]. Journal of Plasticity Engineering,1998, 5(4): 1-6.

[6]　翟熙伟, 陈芙蓉, 毕良艳, 等. 7A52铝合金电子束焊接参数及性能[J]. 焊接学报, 2012, 33(8): 73-76.

Zhai Xiwei, Chen Furong, Bi Liangyan, et al. Welding parameters and mechanical properties of electron beam welding of 7A52 aluminum alloy[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2012, 33(8): 73-76.

[7]　Huang J C， Shen Y D， Hao N J． Characterization of electron beam welding of superplastic 8090 Al-Li alloys[J]． Materials Science and Technology， 1994， 10(6): 647-657．

收稿日期：2014-10-22

基金项目：国家自然科学基金资助项目( 51465042);航空科学基金资助项目(2013ZE56)

作者简介：陈　龙，男，1989年出生，硕士研究生. 主要从事电子束焊及超塑性成形方面研究.Email: [e-mail]

通讯作者：程东海，男，副教授.Email: [e-mail]