陳學(xué)海 ，陳康華，董朋軒，彭國(guó)勝，陳送義

(1.中南大學(xué) 粉末冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083；2.中國(guó)南車(chē)集團(tuán) 株洲電力機(jī)車(chē)有限公司，株洲 412001)

7000系鋁合金由于具有密度低、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性強(qiáng)、塑性以及加工性能好等優(yōu)點(diǎn)，一直是大飛機(jī)機(jī)體結(jié)構(gòu)的主要用材料[1?3]。7085鋁合金是新近開(kāi)發(fā)的一種高性能鋁合金，具有高強(qiáng)度、高淬透性和高損傷容限等優(yōu)異的綜合性能，在航空航天、國(guó)防、軍工等領(lǐng)域一些重要裝備器件的制造中，獲得了廣泛的應(yīng)用[4]。與已有7000系超高強(qiáng)鋁合金鍛件或厚板的厚度方向性能相比，7085鋁合金的性能有很大的提高，例如7055鋁合金板厚度不能超過(guò)38 mm，超過(guò)該厚度的厚板或者鍛件，性能顯著降低。當(dāng)7150鋁合金厚度超過(guò)120 mm時(shí)，其性能也顯著降低。美國(guó)Alcoa公司設(shè)計(jì)了具有專(zhuān)利權(quán)的7085鋁合金，該合金的溶鑄性以及淬透性均很好，因此，可獲得厚度更大的超高強(qiáng)鋁合金鍛件或厚板。當(dāng)該合金的鍛件最大厚度達(dá)到240 mm時(shí)，仍能保持很好的性能，7085高強(qiáng)鋁合金的問(wèn)世為鋁合金特大鍛件開(kāi)辟了道路[5]。但是，目前關(guān)于 7085鋁合金的熱加工成型等方面的研究報(bào)道較少。

金屬材料熱變形時(shí)所發(fā)生的組織演變決定著其成型后的性能，其中，一種重要的組織演變機(jī)制是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。隨著計(jì)算機(jī)技術(shù)的發(fā)展，可通過(guò)有限元模擬技術(shù)模擬材料在熱變形過(guò)程中的微觀組織演變，以達(dá)到預(yù)測(cè)與控制材料組織的目的。但采用有限元軟件模擬材料熱變形組織演變的必要條件之一是建立動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型。因此，建立7085鋁合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型是采用有限元方法模擬 7085鋁合金熱變形時(shí)組織演變首要解決的問(wèn)題。為此，本文作者以7085鋁合金為研究對(duì)象，通過(guò)等溫?zé)釅嚎s方法研究3個(gè)熱變形參數(shù)(變形溫度、應(yīng)變速率及應(yīng)變量)對(duì)7085鋁合金顯微組織演變的影響，建立7085鋁合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型，為模擬 7085鋁合金熱變形過(guò)程中顯微組織演變的數(shù)值模擬提供條件。

1 實(shí)驗(yàn)

熱壓縮實(shí)驗(yàn)采用經(jīng)過(guò)均勻化后的半連鑄 7085鋁合金鑄錠，該合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)如下：Zn 7.5，Mg 1.5，Cu 1.6，Zr 0.12，Al余量。壓縮前，鑄錠采用分級(jí)均勻化，均勻化退火工藝參數(shù)如下：在1 h升溫至450 ℃，保溫10 h，再在10 min內(nèi)升溫至470 ℃保溫38 h，之后取出空冷。壓縮試樣尺寸為d 10 mm×15 mm，且在圓柱體兩端有加工的凹槽，凹槽在壓縮前填充潤(rùn)滑劑(75%石墨+20%機(jī)油+5%硝酸三甲苯酯，質(zhì)量分?jǐn)?shù))，以減小試樣與實(shí)驗(yàn)機(jī)壓頭之間的摩擦。壓縮實(shí)驗(yàn)在Gleeble?1500熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，熱壓縮試驗(yàn)方案如表1所列。變形完成后立即進(jìn)行水淬，以保留變形后的高溫組織。

采用OM和TEM觀察合金變形后的組織，觀察位置均為壓縮后試樣的心部。透射試樣在 MTP?II型雙噴液電解減薄儀上制備，采用雙噴液(30%HNO3+70%CH3OH，體積分?jǐn)?shù))減薄穿孔制成薄膜，工作電壓為10～20 V，電流為80～100 mA，溫度為?20 ℃。透射電鏡型號(hào)為JEOL?2100F，發(fā)射電壓為150 kV。最后，結(jié)合熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)結(jié)果，利用Original軟件，通過(guò)線性回歸方法建立 7085鋁合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型。

表1 熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)方案Table 1 Scheme of thermal simulation compression experiment

2 結(jié)果與討論

2.1 變形溫度對(duì)7085鋁合金微觀組織的影響

圖1所示為7085鋁合金在應(yīng)變速率為0.1 s?1、應(yīng)變量為0.7、變形溫度為350～450 ℃時(shí)OM照片(見(jiàn)圖1(a)、(c)、(e))和 TEM 像(見(jiàn)圖1(b)、(d)、(f))。如圖1(a)和(b)所示，在 350℃變形的合金金相組織中只觀察到變形的原始晶粒，未發(fā)現(xiàn)新生的再結(jié)晶晶粒。從TEM像發(fā)現(xiàn)，晶界處存在較多的位錯(cuò)堆積和明顯的位錯(cuò)纏結(jié)，這表明7085鋁合金在350 ℃變形過(guò)程發(fā)生了較強(qiáng)的動(dòng)態(tài)回復(fù)過(guò)程；當(dāng)變形溫度為400 ℃時(shí)，金相組織中可觀察到少量細(xì)小的再結(jié)晶晶粒(如 1(c)中箭頭所示)，這表明在該條件下合金發(fā)生了輕微的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，由該條件下的TEM像可知，與350 ℃變形的合金相比，400 ℃變形的合金晶粒內(nèi)部部分區(qū)域位錯(cuò)發(fā)生湮沒(méi)，位錯(cuò)密度明顯降低，并且晶界的取向差顯著增大， 再結(jié)晶晶粒處于三角晶界處(見(jiàn)圖1(d))；當(dāng)變形溫度升高至450 ℃時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象更加明顯，再結(jié)晶晶粒尺寸增大，合金的位錯(cuò)也基本消除，晶界取向差進(jìn)一步加大，晶界更加明晰且鋒銳(見(jiàn)圖1(e)和(f))。綜上所述，隨著變形溫度的升高，7085鋁合金的位錯(cuò)密度降低，再結(jié)晶晶粒尺寸增大，軟化機(jī)制由動(dòng)態(tài)回復(fù)向動(dòng)態(tài)再結(jié)晶轉(zhuǎn)變。

圖1 變形溫度對(duì)7085鋁合金微觀組織的影響Fig.1 Effect of deformation temperature on microstructures of 7085 aluminum alloy: (a), (b)350 ℃; (c), (d)400 ℃; (e), (f)450 ℃

相同應(yīng)變速率條件下，在350 ℃的較低溫度下變形時(shí)，螺型位錯(cuò)的交滑移以及刃型位錯(cuò)的攀移能力較弱，7085鋁合金只能發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)過(guò)程。因此，在較低溫度發(fā)生變形的合金保留著較高的位錯(cuò)密度。當(dāng)變形溫度升高到400和450℃時(shí)，原子熱激活能力增強(qiáng)，可以激活原本不利于變形的滑移系，從而形成更多的亞晶界，形成的亞晶在應(yīng)力和熱激活作用下，活性增高，細(xì)小的亞晶可轉(zhuǎn)變?yōu)檩^大角度取向差的亞晶，導(dǎo)致合金的軟化機(jī)制由動(dòng)態(tài)回復(fù)轉(zhuǎn)變?yōu)閯?dòng)態(tài)再結(jié)晶。另外，變形溫度升高也能促進(jìn)亞晶發(fā)展成大角度晶粒以及增強(qiáng)再結(jié)晶晶粒晶界的遷移能力，且變形溫度升高，能加快位錯(cuò)抵消，降低合金的位錯(cuò)密度和阻礙合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核[6?8]。因此，變形溫度越高，變形后的合金位錯(cuò)密度越低，晶界越清晰和鋒銳，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸也越大。

2.2 應(yīng)變速率對(duì)7085鋁合金微觀組織的影響

圖2所示為7085鋁合金在450 ℃、應(yīng)變量為0.7、應(yīng)變速率分別為1、0.01及0.001 s?1下變形的金相照片(見(jiàn)圖2(a)、(c)、(e))和 TEM 像(見(jiàn)圖2(b)、(d)、(f))。從金相照片中可以看出，在450 ℃和不同應(yīng)變速率下變形的合金均發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成了再結(jié)晶晶粒，并且再結(jié)晶晶粒尺寸隨應(yīng)變速率的降低而增大。從TEM像發(fā)現(xiàn)：當(dāng)在應(yīng)變速率為1 s?1的條件下變形時(shí)，合金晶粒內(nèi)部散亂地分布著少量位錯(cuò)；當(dāng)應(yīng)變速率為0.01和0.001 s?1時(shí)，位錯(cuò)基本消失，并且隨著溫度的升高，晶界變得更清晰。

圖2 應(yīng)變速率對(duì)7085鋁合金組織的影響Fig.2 Effect of strain rate on microstructures of 7085 aluminum alloy: (a), (b)1 s?1; ( c), (d)0.01 s?1; (e), (f)0.001 s?1

材料發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的過(guò)程與變形時(shí)間密切相關(guān)。在450 ℃和較高應(yīng)變速率下變形時(shí)，變形時(shí)間較短致使更多區(qū)域位錯(cuò)來(lái)不及抵消，且動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程時(shí)間也有限。因此，在高應(yīng)變速率下，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大受到抑制，晶粒內(nèi)部還存在部分散亂的位錯(cuò)。但隨著應(yīng)變速率的減小，位錯(cuò)有足夠的時(shí)間進(jìn)行攀移和交滑移，位錯(cuò)銷(xiāo)毀和重排也進(jìn)行得更充分，而且在相同應(yīng)變量時(shí)所經(jīng)歷的變形時(shí)間更長(zhǎng)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程也進(jìn)行得更充分，再結(jié)晶晶粒有足夠的時(shí)間長(zhǎng)大[9?11]。因此，應(yīng)變速率減小導(dǎo)致 7085鋁合金的位錯(cuò)密度降低，晶界變得清晰和鋒銳，再結(jié)晶晶粒尺寸增大。

2.3 應(yīng)變量對(duì)7085鋁合金組織的影響

圖3 應(yīng)變量對(duì)7085鋁合金微觀組織的影響Fig.3 Effect of strain on microstructures of 7085 aluminum alloy: ( a), (b)0.4; (c), (d)0.9

圖3所示為7085鋁合金在變形溫度為450 ℃、應(yīng)變速率為0.1 s?1、應(yīng)變量分別為0.4與0.9時(shí)的金相照片(見(jiàn)圖3(a)、(c))和 TEM 像(見(jiàn)圖3(b)、(d))。當(dāng)應(yīng)變量為0.4時(shí)，從金相圖片中可觀察到少量的再結(jié)晶晶粒(見(jiàn)圖3(a))。這表明合金在變形過(guò)程中發(fā)生較小程度的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶；從 TEM 像發(fā)現(xiàn)晶界較粗，內(nèi)部排列著許多位錯(cuò)墻(見(jiàn)圖3(b))。當(dāng)應(yīng)變量增大至 0.9時(shí)，在金相圖片中可觀察到許多新生的再結(jié)晶晶粒，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)增大，從 TEM 像中發(fā)現(xiàn)該應(yīng)變條件下的合金晶界明晰且鋒銳，晶內(nèi)位錯(cuò)基本消失，這表明應(yīng)變量為0.9時(shí)，合金發(fā)生了很高程度的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(見(jiàn)圖3 (c)、(d))?？偟膩?lái)說(shuō)，隨著應(yīng)變量的增大，合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度增大。

在相同應(yīng)變速率和變形溫度下變形時(shí)，7085鋁合金的變形初期，以位錯(cuò)的交滑移為主的動(dòng)態(tài)軟化不足以補(bǔ)償位錯(cuò)密度增加而導(dǎo)致的加工硬化，應(yīng)變量增大到臨界應(yīng)變量時(shí)開(kāi)始發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，隨著應(yīng)變量的不斷增大，產(chǎn)生的位錯(cuò)也不斷增多，導(dǎo)致儲(chǔ)存能增加，從而動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力增大，有利于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生。另外，在相同的變形溫度與應(yīng)變速率下，合金的應(yīng)變量越大，則合金所經(jīng)歷的變形時(shí)間越長(zhǎng)，合金有更多時(shí)間進(jìn)行動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程[6,12?13]。因此，應(yīng)變量增大，7085鋁合金中發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒數(shù)量增多，晶界也越清晰且明銳，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度增大。

2.4 7085鋁合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型

金屬材料在熱變形過(guò)程中發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶時(shí)，其動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型(包括峰值應(yīng)變方程、臨界應(yīng)變方程、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)方程以及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸方程)的常用形式分別如下[14?16]：

式中：d0為初始晶粒尺寸；εc和εp分別為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶時(shí)所對(duì)應(yīng)的臨界應(yīng)變和峰值應(yīng)變，臨界應(yīng)變?nèi)?.8εp；Z為Zener-Hollomon參數(shù)；X為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)；Ddrex為再結(jié)晶晶粒尺寸；A、p、q、k、n、C和a均為材料相關(guān)的常數(shù)。求得這些相關(guān)參數(shù)即可得到動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型。

采用金相法測(cè)定 7085鋁合金熱變形過(guò)程中的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)以及再結(jié)晶晶粒平均尺寸，并且找出不同熱變形條件下的真應(yīng)力—應(yīng)變曲線上峰值應(yīng)力對(duì)應(yīng)的應(yīng)變。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸以及不同熱變形條件下峰值應(yīng)變結(jié)果如表2所列。

表2 7085鋁合金在不同變形條件下的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)Table 2 Experimental results of 7085 aluminum alloy under different deformation conditions

為獲得式(1)～(4)中的系數(shù)，將式(1)～(4)兩邊取對(duì)數(shù)，方程轉(zhuǎn)換為線性問(wèn)題，然后利用表2中熱模擬實(shí)驗(yàn)得到的結(jié)果。其中，由于合金的原始晶粒尺寸對(duì)峰值應(yīng)變影響很小，因此，可取p=0。通過(guò)Origin軟件線性擬合得到相關(guān)線性關(guān)系如圖4～6所示，從而求得模型中的相關(guān)系數(shù)如下：A=4.26×10?4，p=0，q=0.135 4，k=1.64×10?4，n=1.573，C=4.38×10?4，a=?0.107。

將所得相關(guān)系數(shù)代入動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型，得到7085鋁合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型如下：

圖4 ln εp與ln Z之間的線性關(guān)系Fig.4 Relationship between ln εp and ln Z

圖5 ln[?ln(1?X)]與ln[(ε?εc)/εp]之間的線性關(guān)系Fig.5 Relationship between ln[?ln (1?X)]and ln[(ε?εc)/εp]

圖6 ln Ddrex與ln Z之間的線性關(guān)系Fig.6 Relationship between ln Ddrex and ln Z

3 結(jié)論

1)變形溫度對(duì)7085鋁合金的微觀組織演變影響顯著。在相同應(yīng)變速率與應(yīng)變量條件下，隨著變形溫度升高，變形后7085鋁合金的位錯(cuò)密度降低，再結(jié)晶晶粒尺寸增大，合金熱變形過(guò)程中的軟化機(jī)制由動(dòng)態(tài)回復(fù)向動(dòng)態(tài)再結(jié)晶轉(zhuǎn)變。

2)應(yīng)變速率降低有利于7085鋁合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生，導(dǎo)致變形后合金位錯(cuò)密度降低，晶界變得更鋒銳和清晰，再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大更充分，再結(jié)晶晶粒尺寸增大。

3)應(yīng)變量對(duì)7085鋁合金熱變形微觀組織有明顯影響。隨著應(yīng)變量的增加，合金內(nèi)的位錯(cuò)密度降低，晶界變得更細(xì)且平直，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)增大。

4)以熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)結(jié)果為基礎(chǔ)，通過(guò)線性回歸方法，獲得了包括峰值應(yīng)變方程、臨界應(yīng)變方程、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)方程以及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸方程的7085鋁合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型。

[1]WILLIAMS J C, EDGAR A, STARKE J R.Progress in structural materials for aerospace systems [J].Acta Materialia,2003, 51(19): 5775?5799.

[2]STALEY J T, LIU J, H J, WARREN H.Aluminum alloys for aerostructures [J].Advanced Materials and Processes, 1997,152(4): 10?17.

[3]HEINZ A, HASZLER A, KEIDEL C, MOLDENHAUER S,BENEDICTUS R, MILLER W S.Recent development in aluminium alloys for aerospace applications [J].Materials Science and Engineering A, 2000, 280(3): 102?107.

[4]肖代紅, 巢 宏, 陳康華, 黃伯云.微量Sc對(duì)AA7085鋁合金組織和性能的影響[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2008, 18(12):2145?2150.XIAO Dai-hong, CHAO Hong, CHEN Kang-hua, HUANG Bai-yun.Effect of minor Sc addition on microstructure and properties of AA7085 alloy [J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2008, 18(12): 2145?2150.

[5]曹春曉.一代材料技術(shù)，一代大飛機(jī)[J].航空學(xué)報(bào), 2008,29(3): 701?706.CAO Chun-xiao.One generation of material technology, one generation of large aircraft[J].Acta Aeronautica et Astronautica,2008, 29(3): 701?706.

[6]ZHANG Ya, ZENG Xiao-qing, CHEN Lu, DING Wen-jiang.Deformation behavior and dynamic recrystallization of Mg-Zn-Y-Zr alloy [J].Materials Science and Engineering A,2006, 428 (1/2): 91?97.

[7]LIANG Zhen, HU Hui-e, WANG Xin-yun, ZHANG Bao-you,SHAO Wen-zhu.Distribution characterization of boundary misorientation angle of 7050 aluminum alloy after high-temperature compression [J].Journal of Materials Processing Technology, 2009, 209(2): 754?761.

[8]LIU Xiao-yan, PAN Qing-lin, HE Yun-bin, LI Wen-Bin, LIANG Wen-jie, YIN Zhi-min.Flow behavior and microstructural evolution of Al-Cu-Mg-Ag alloy during hot compression deformation [J].Materials Science and Engineering A, 2009,500(1/2): 150?154.

[9]ZHANG Hui, LI Luo-xing, DENG Yuan, PENG Da-shu.Hot deformation behavior of the new Al-Mg-Si-Cu aluminum alloy during compression at elevated temperatures [J].Materials Characterization, 2007, 58(2): 168?173.

[10] HU H E, ZHEN L, ZHANG B Y, YANG L, CHEN J Z.Microstructure characterization of 7050 aluminum alloy during dynamic recrystallization and dynamic recovery [J].Materials Characterization, 2008, 59(9): 1185?1189.

[11]HUANG Xu-dong, ZHANG Hui, HAN Yi, WU Wen-xiang,CHEN Jiang-hua.Hot deformation behavior of 2026 aluminum alloy during compression at elevated temperature [J].Materials Science and Engineering A, 2010, 527(3): 485?490.

[12]LI Jun-peng, SHEN Jian, YAN Xiao-dong, MAO Bai-ping, YAN Liang-ming.Microstructure evolution of 7050 aluminum alloy during hot deformation [J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2010, 20(2): 189?194.

[13]JIN Neng-ping, ZHANG Hui, HAN Yi, WU Wen-xiang, CHEN Jiang-hua.Hot deformation behavior of 7150 aluminum alloy during compression at elevated temperature [J].Materials Characterization, 2009, 60(6): 530?536.

[14]ROBERT M.The topographic primal sketch [J].The International Journal of Robotics Research, 1983, 2(1): 50?72.

[15]ZHU Li-juan, WU Di, ZHAO Xian-ming.Recrystallization modelling of hot deformed Si-Mn TRIP steel [J].Journal of Iron and Steel Research International, 2007, 14(2): 61?65.

[16]周曉光, 劉振宇, 吳 迪, 王國(guó)棟, 劉相華.FTSR熱軋含Nb鋼動(dòng)態(tài)再結(jié)晶數(shù)學(xué)模型中參數(shù)的確定[J].金屬學(xué)報(bào), 2008,44(10): 1188?1192.ZHOU Xiao-guang, LIU Zhen-yu, WU Di, WANG Guo-dong,LIU Xiang-hua.Modelling of dynamic recrystallization for Nb bearing steels on flexible thin slab rolling [J].Acta Metallrugica Sinica, 2008, 44(10): 1188?1192.