大塑性变形的方法(SPD)是制备块体细晶材料最有前途的方法^[1].多向锻造方法作为大塑性变形典型方法之一，与其他几种大塑性变形方法如等径角挤压(ECAP)^{[2, 3, 4]}、高压扭转(HTC)^{[5, 6]}、折叠轧制(ARB)^{[7, 8]}相比，具有工艺简单、成本低、使用现有工业装备即可制备大块材料、易于实现工业化生产等优点^{[9, 10]}.

5182铝合金以其中等强度以及优良的耐蚀性广泛应用于易拉罐盖、汽车车板、操纵盘、加强件、托架等零部件.作为典型的不可热处理强化铝合金，5182铝合金强化主要通过加工硬化实现，而加工硬化程度与变形量、变形温度、变形速率等条件密切相关.本文利用多向锻造能获得大塑性变形的特点对5182铝合金进行不同工艺条件下的多向锻造，并分析多向锻造工艺对5182铝合金变形组织的影响.

实验所用材料为山东南山铝业公司生产的横截面积为1650mm×620mm的5182铝合金扁锭.用英国牛津仪器生产的全谱直读光谱仪(FOUNDRY-MASTER PRO)进行成分分析，铝合金的主要成分(质量分数，%)为0.11 Si，0.26 Fe，0.31 Mn，4.3 Mg，0.02 Ti.先将5182铝合金进行均匀化退火，退火温度为465℃，保温时间为24h，退火后试样随炉冷却至室温.再将退火后的铸锭锯成50mm×50mm×100mm的小块，将试样置于加热炉中加热至460℃，保温2h后在300t油压机上进行多向锻造.锻造前将锻造锤头加热至设定温度.多向锻造过程如图 1所示，先将试样沿长边(Z)方向压下，压至50mm时将锤头抬起，将试样翻转90°，沿新形成的长边(Y)方向压下，压至50mm时将锤头抬起，再将试样翻转90°，沿新形成的长边(X)方向压下，压至50mm，如此反复，实现在保持试样形状基本不变的条件下持续增加变形量.锻造过程中利用内卡钳控制各道次的压下量，用表面测温仪测量试样表面温度，利用调整锻造道次间隔控制试样的温度.锻造过程中锤头的压下速度控制在5mm/s.不同试样的工艺条件以及试样编号如表 1所示.各个试样终锻温度均控制在340℃左右，锻造道次分别为3,6,9,12.

图 1(Figure 1)

Fig. 1

图 1 多向锻造过程示意图 Fig. 1 Schematic diagram of the multi-directional forging

表 1

Table 1

表 1(Table 1)

表 1 5182铝合金多向锻造工艺条件 Table 1 Experimental parameters of the 5182 aluminum alloy during multi-directional forging process 编号 开锻造温度/℃ 锻造道次 终锻温度/℃ 累计应变量 1 460 3 337 1.5 2 460 6 337 3 3 460 9 340 4.5 4 460 12 339 6

表 1 5182铝合金多向锻造工艺条件 Table 1 Experimental parameters of the 5182 aluminum alloy during multi-directional forging process

将试样沿末道次锤头接触面的短边中线切开(如图 1所示).试样经磨光后，用王水对其进行宏观腐蚀，观察宏观形貌.取试样典型位置进行电解抛光及阳极覆膜，用偏光显微镜观察多向锻造试样的微观组织.

图 2为5182铝合金铸锭经465℃,24h退火后的偏光组织，由图可以看出5182铝合金铸锭经退火后的组织为典型的等轴晶组织，枝晶网格基本消失，用截距法测得其平均晶粒尺寸约为240μm.

图 2(Figure 2)

Fig. 2

图 2 均火后5182铸锭的微观组织 Fig. 2 Microstructures of initial ingot after homogenization

5182铝合金经3,6,9,12次多向锻造后沿竖直纵截面的宏观组织如图 3所示.可以看出各试样的侧面出现了明显的单鼓形，这与单向自由锻过程中形成的单鼓形相似，经不同道次锻造的试样的外形基本一致，这表明通过控制压下各道次的变形量可以保持试样的形貌不变.各试样表面及内部均无明显的裂纹等缺陷，表明5182铝合金这些锻造工艺条件具备较好的成形性.由宏观组织照片还可以看出不同试样的心部与边部的晶粒尺寸存在一定的差异，但用肉眼难以辨别其大小.

图 3(Figure 3)

Fig. 3

图 3 多向锻后5182铝合金的宏观组织 Fig. 3 Macrostructure of the 5182 aluminum alloy after multi-directional forging (a)—3道次； (b)—6道次; (c)—9道次； (d)—12道次.

图 4为各试样沿末道次压下方向由边部到心部的偏光照片拼接图，图 4对应图 3框图标注的区域.由图 4a可以看出，经不同道次锻造后5182铝合金试样的边部和心部的变形组织均存在较大的差异，试样中心附近的组织比较细小而锤头附近的组织比较粗大.经3道次锻后试样边部与心部的组织差异较大.随着锻造道次的增加，试样锤头附近的组织在持续变形作用下不断破碎变细，同时试样心部变形组织细小的区域不断扩大，如图 4b~图 4d所示.

图 4(Figure 4)

Fig. 4

图 4 与图3相对应的虚线框部位的偏光组织照片 Fig. 4 Microstructures under the polarized light corresponded to the zone signed by the dotted line box in Fig. 3 (a)—3道次； (b)—6道次; (c)—9道次； (d)—12道次.

图 5为锤头附近以及心部的偏光组织照片.当锻造道次为3时，试样锤头附近的组织中还存在一些未发生明显变形的晶粒(部分保留着铸态组织)，变形组织中未发现再结晶晶粒，见图 5a；锻造道次增加到6次时，锤头附近的组织进一步破碎、拉长，原始晶粒的形貌已难以分辨，局部区域出现了白亮的再结晶晶粒，见图 5b；随着锻造道次逐渐增至9，12，变形组织进一步破碎拉长，偏光下已经很难辨别晶粒的形貌，仅能在局部再结晶的区观察到少数小尺寸白色晶粒，见图 5c，图 5d.相同的锻造条件下试样心部的组织与边部明显的不同，锻造道次为3次，试样心部的原始铸态组织被完全破坏，可以清楚的看到与末道次锻造方向垂直的变形带，在变形组织中间存在大量白色的小尺寸再结晶晶粒，见图 5e；锻造道次达到6时，试样心部为细小的再结晶晶粒，这些晶粒多沿与末道次锻造垂直方向被拉长，晶界弯曲，见图 5f；当锻造道次增至9时，试样心部为仍为较细小的再结晶晶粒，这些晶粒晶界弯曲，晶粒较锻6次试样略有粗化，见图 5g；当锻造道次进一步增至12道次，试样心部仍为较细小的再结晶晶粒，再结晶晶粒的尺寸与锻9道次试相近，但在较大尺寸再结晶晶粒之间存在一些晶粒未完全长大的块状区域，如图 5h所示.

图 5(Figure 5)

Fig. 5

图 5 锻后试样不同位置的偏光组织照片 Fig. 5 Microstructures on different position of the sample under the polarized light (a)—锤头附近3道次； (b)—锤头附近6道次; (c)—锤头附近9道次； (d)—锤头附近12道次; (e)—心部3道次； (f)—心部6道次; (g)—心部9道次； (h)—心部12道次.

多向锻造的每次压下都是一次自由锻过程，在此过程中金属在上、下锤头压力作用下向水平方向流动，锤头与试样表面的摩擦阻碍了金属向水平方向移动，在试样侧面形成了一个“单鼓形”，如图 6所示.此时，在试样内部按变形量的不同可以分为3个区域，即心部变形量大的易变形区Ⅱ，上下锤头附近变形量小的难变形区Ⅰ，以及变形量居中的自由变形区Ⅲ.随着锻造道次增加及压下方向改变，试样的难变形区与自由变形区发生交替变化，累积应变量持续增加，但其应变量增速远低于试样心部附近不随压下反向而改变的易变形区的增速.由于这种易变形区与周边自由变形区、难变形区累计变形量差异的存在，致使锻后试样心部X型区域的变形组织与周边的组织存在很大的差异.

图 6(Figure 6)

Fig. 6

Ⅰ 难变形区, Ⅱ 易变形区, Ⅲ 自由变形区 图 6 自由锻过程中试样中3个不同变形区示意图 Fig. 6 Sketch illustrate of three deformation zones in the free forging process

金属材料在多向锻造过程中，随着累积应变量的增加，其变形组织的演变过程经历原始组织破坏的加工硬化阶段，位错消失的回复阶段，以及新晶粒形核长大的再结晶阶段.这3个阶段的组织演变进程与材料的属性、变形量、变形速度、变形温度以及变形方式等因素有关.

根据文献[11]，冷变形量为71%的5182铝合金的再结晶温度约为288℃，本实验采用的末道次变形温度在340℃高于再结晶温度.由于锤头及自由变形区附近变形量小，5182铝合金锻3次后，锤头附近组织还保留着部分原始组织；当锻6次后，锤头及自由变形区附近的累积应变量持续增加，原始组织被破坏，在局部区域出现了少量白亮的再结晶晶粒；随着锻造道次继续增至9,12次，锤头附近的变形组织被进一步破坏，变形组织变细，但并未出现大量的再结晶晶粒.与锤头及自由变形区附近变形方式不同，心部易变形区的道次变形量大、且各道次间变形方向交替发生变化，心部的组织也发生了与边部不同的变化；当锻3次后，试样心部的原始组织被完全破坏，变形组织中出现了一定数量的再结晶晶粒；当锻6次后，试样心部再结晶晶粒大量形核长大，并相互接触，形成细小的再结晶晶粒；随着锻造道次进一步增至9,12道次，试样心部的再结晶晶粒较锻6道次后略有粗化，但差异不大.这表明在一定的温度下多向锻造时，当5182铝合金试样心部的累积应变量达到一定值时试样开始发生再结晶，随着累计应变量的持续增加再结晶晶粒尺寸趋于一个极限值，晶粒不再细化，这与之前有关高纯铝多向锻造的结果相近^[10].此外，边部与心部的变形组织差异并未因道次的增加而消除，表明仅增加道次难以消除多向锻造过程中的组织不均匀性.

再结晶的发生，除了与累积应变量有关，还与局部区域变形方式有关，还可能与局部变形区各道次的应变状态的差异有关.用有限元软件(DEFORM-3D)对锻造过程进行模拟的结果表明，经12次锻造后试样边部的累积应变量(为5.24)已经超过经6次多向锻造后试样心部的累计应变量(为4.95)，但锻2次后试样锤头附近的晶粒较6次锻造后试样心部晶粒粗大很多.

1) 5182铝合金在多向锻造过程中，锻造道次由3增至12，心部细晶区的面积随锻造道次的增加而扩大，但无法消除因累计变形量不同而导致的心部与边部的组织差异.

2) 5182铝合金多向锻造过程中，锻造道次由3增至12，试样锤头附近的组织不断破碎成变形组织，但未发生明显的再结晶.

3) 5182多向锻造过程中，试样心部的变形组织在3道次时开始发生再结晶，在6道次时发生完全再结晶，9和12道次锻后试样心部的晶粒尺寸基本相同，但略粗于6锻道次试样.多向锻造过程中试样心部5182铝合金再结晶晶粒尺寸随累计应变量的增加会达到一个细化极限.