仇琍麗，高文理，陸　政，馮朝輝

(1 湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410082；2 北京航空材料研究院，北京 100095)

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7A85鋁合金的熱壓縮流變行為與顯微組織

仇琍麗1，高文理1，陸政2，馮朝輝2

(1 湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410082；2 北京航空材料研究院，北京 100095)

采用Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)對鑄態(tài)7A85鋁合金進(jìn)行高溫?zé)釅嚎s實(shí)驗(yàn)，研究了7A85鋁合金在變形溫度為300～450℃、應(yīng)變速率為0.01～10s-1條件下的流變行為與顯微組織。結(jié)果表明：流變應(yīng)力在變形初期迅速升至峰值，隨后由于動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶有所降低，最后趨于穩(wěn)態(tài)；峰值流變應(yīng)力隨變形溫度的降低和應(yīng)變速率的增加而增大，可用Zener-Hollomon參數(shù)描述。采用線性回歸方法獲得7A85鋁合金高溫條件下流變應(yīng)力本構(gòu)方程，其變形激活能Q為253.68kJ/mol。隨著lnZ降低，晶粒沿徑向拉長，亞晶長大，位錯密度和第二相數(shù)量降低。軟化機(jī)制主要為動態(tài)再結(jié)晶。

7A85鋁合金；熱壓縮；本構(gòu)方程；顯微組織

7XXX系A(chǔ)l-Zn-Mg-Cu超高強(qiáng)鋁合金具有密度小、抗應(yīng)力腐蝕性能高、斷裂韌性好等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空航天中的受力結(jié)構(gòu)件，如飛機(jī)機(jī)身框架、機(jī)翼蒙皮、起落架等[1-4]。工業(yè)生產(chǎn)中常通過擠壓、鍛造等熱變形工藝使合金獲得優(yōu)良性能，熱模擬實(shí)驗(yàn)可模擬工業(yè)擠壓、鍛造及軋制等熱加工工藝，研究金屬熱變形時(shí)的流變應(yīng)力與顯微組織演變對優(yōu)化金屬的熱加工工藝及控制熱變形后的組織具有重要意義。Taleghani等[5]研究了粉末冶金7075鋁合金的熱壓縮流變行為，其熱變形激活能Q隨生坯密度增加而增大，為157～192kJ/mol；Zhang等[6]對比了7056和7150鋁合金的流變行為，結(jié)果表明在相同變形條件下，7150鋁合金的變形激活能(229.75kJ/mol)比7056鋁合金(244.64kJ/mol)低，但峰值流變應(yīng)力高，這是因?yàn)?150鋁合金中更多細(xì)小的亞結(jié)構(gòu)和高密度析出相強(qiáng)化了合金；陳學(xué)海等[7，8]、Chen等[9]研究了7085鋁合金熱變形行為、加工圖、組織演變和動態(tài)再結(jié)晶模型等，對合金的熱變形進(jìn)行了較為全面、系統(tǒng)的研究。

7A85鋁合金是我國自主研發(fā)的新型鋁合金，目前，對其工程應(yīng)用研究尚處在起步階段。熱處理研究中，唐秋菊[10]研究了7A85鋁合金降溫時(shí)效工藝，研究表明，降溫時(shí)效工藝可使合金獲得較好的綜合性能；熱變形研究中，賈逢博等[11]研究了合金鍛件熱壓縮流變行為，采用線性回歸方法獲得其流變應(yīng)力本構(gòu)方程。本工作對鑄態(tài)7A85鋁合金進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)，研究合金的熱壓縮流變行為與顯微組織演變規(guī)律。

1　實(shí)驗(yàn)材料與方法

本實(shí)驗(yàn)所用材料為北京航空材料研究院提供的7A85鋁合金鑄錠，其名義成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)如下：Zn 8.53～8.90，Mg 2.59～2.81，Cu 2.28～2.32，Zr 0.12～0.18，Al余量。鑄錠經(jīng)460℃/24h均勻化處理后，加工成φ10mm×15mm的圓柱體試樣，并在兩端加工0.2mm深的凹槽，以填充潤滑劑(75%石墨+20%機(jī)油+5%硝酸三甲苯酯，均為體積分?jǐn)?shù))來減小試樣與試驗(yàn)機(jī)壓頭間的摩擦。在Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行等溫恒應(yīng)變速率熱壓縮實(shí)驗(yàn)，變形溫度為300,350,400，450℃，應(yīng)變速率為0.01，0.1，1，10s-1，試樣首先以10℃/s的加熱速率升至460℃，保溫3min，然后以5℃/s降至壓縮溫度，保溫1min后，進(jìn)行恒應(yīng)變速率壓縮實(shí)驗(yàn)，真應(yīng)變?yōu)?.1，壓縮完立即水淬，以保留鋁合金熱壓縮后的變形組織。

本實(shí)驗(yàn)運(yùn)用線性回歸方法建立7A85鋁合金動態(tài)再結(jié)晶模型；利用Zeiss金相顯微鏡觀察變形后的金相組織，觀察部位為與壓縮方向平行的縱截面；利用JEM-3010高分辨透射電子顯微鏡觀察變形后組織中的亞結(jié)構(gòu)和第二相的數(shù)量及分布情況。

2　結(jié)果與討論

2.1真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

在實(shí)際塑性變形中，流變應(yīng)力決定了變形時(shí)所

需施加載荷的大小和消耗能量的多少，它是顯微結(jié)構(gòu)演變和變形機(jī)制的反映。圖1為7A85鋁合金在變形溫度為300～450℃、應(yīng)變速率為0.01～10s-1時(shí)的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。由圖1可見，在變形初期，真應(yīng)力迅速增大，達(dá)到峰值后，緩慢降低，最終趨于平穩(wěn)。在熱變形初期，位錯密度迅速增加，位錯纏結(jié)，阻礙位錯運(yùn)動，產(chǎn)生加工硬化，故真應(yīng)力迅速增大。此時(shí)應(yīng)變量很小，沒有足夠的驅(qū)動力發(fā)生動態(tài)回復(fù)軟化，所以在熱變形初期加工硬化占主導(dǎo)，流變應(yīng)力隨真應(yīng)變增加迅速升高。隨著變形程度增大，晶內(nèi)存儲能逐漸增大，發(fā)生動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶，加工硬化被動態(tài)軟化過程抵消，真應(yīng)力有所降低，最終兩者趨于平衡，進(jìn)入穩(wěn)定變形階段。

由圖1(a)可知，當(dāng)應(yīng)變速率相同時(shí)，流變應(yīng)力隨變形溫度的升高而降低。溫度升高，位錯和空位活動性提高，晶界容易遷移，有利于發(fā)生動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶，降低流變應(yīng)力。由圖1(b)可知，當(dāng)變形溫度相同時(shí)，流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率的增加而增大，說明7A85鋁合金是正的應(yīng)變速率敏感材料，應(yīng)變速率提高，一方面位錯密度顯著增大，形成高密度位錯纏結(jié)，提高了流變應(yīng)力[12]；另一方面，應(yīng)變速率越大，動態(tài)軟化時(shí)間越短，軟化不充分，也會提高流變應(yīng)力。在變形后期，潤滑不充分，由于摩擦力的影響，金屬變形困難，流變應(yīng)力提高，真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線尾部有輕微上翹。

圖1　不同變形條件下7A85鋁合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線℃Fig.1　True stress-true strain curves of 7A85 aluminum alloy under different deformation conditions℃

2.2本構(gòu)方程

(1)

(2)

(3)

(4)

對式(3)、式(4)求對數(shù)得：

(5)

(6)

在一定應(yīng)變速率下對式(1)求導(dǎo)可得：

(7)

(8)

也可用包含Z的參數(shù)表示為：

(9)

圖2　應(yīng)變速率與流變應(yīng)力的關(guān)系Fig.2　Relationship between strain rate and flow -σ

圖與ln[sinh(α1σ)]的關(guān)系Fig.3　Relationship between and ln[sinh(α1σ)]

圖4　變形溫度與流變應(yīng)力的關(guān)系Fig.4　Relationship between deformationtemperature and flow stress

2.3顯微組織演變

7A85鋁合金鑄態(tài)組織存在鑄造應(yīng)力、偏析等缺陷，這些缺陷會對后續(xù)的塑性變形造成不利影響，所以對鑄錠進(jìn)行均勻化處理。圖6所示為鑄態(tài)7A85鋁合金經(jīng)460℃/24h均勻化處理后的組織，均勻化后的鑄錠沒有偏析，除少量粗大的Fe，Si不溶雜質(zhì)相，大部分第二相溶解于基體中，晶粒呈等軸狀，晶粒尺寸為50～150μm，尺寸較大的晶粒是由均勻化過程中部分晶粒長大造成的。

表1　不同變形條件下lnZ值

圖5　流變應(yīng)力與參數(shù)Z的關(guān)系Fig.5　Relationship between flow stress and Z

在不同的變形條件下對均勻化后的7A85鋁合金

圖6　7A85鋁合金均勻化后的組織Fig.6　The microstructure of 7A85 aluminum alloy after homogenization

圖7　7A85鋁合金在不同變形條件下的金相組織(a)300℃,10s-1;(b)350℃,1s-1;(c)400℃,0.1s-1;(d)450℃,0.01s-1Fig.7　Optical deformed microstructures of 7A85 aluminum alloy under different deformation conditions(a)300℃,10s-1;(b)350℃,1s-1;(c)400℃,0.1s-1;(d)450℃,0.01s-1

綜上所述，在變形溫度較低、應(yīng)變速率較大時(shí)(lnZ較大，見圖7(a),(b))，晶粒細(xì)化并拉長，組織纖維化，發(fā)生了動態(tài)回復(fù)；在變形溫度較高、應(yīng)變速率較小時(shí)(lnZ較小，見圖7(c),(d))，晶粒拉長并長大，晶界和晶內(nèi)均有再結(jié)晶晶粒，發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶。

綜上所述，隨著lnZ的減小，即變形溫度升高、應(yīng)變速率降低，位錯密度減小，流變應(yīng)力降低，第二相數(shù)量減少，動態(tài)軟化機(jī)制由動態(tài)回復(fù)轉(zhuǎn)變?yōu)閯討B(tài)再結(jié)晶。

3　結(jié)論

(1)7A85鋁合金在熱壓縮過程中，其流變應(yīng)力在加工硬化的作用下先迅速上升，達(dá)到峰值后由于動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶而有所下降，最后趨于平穩(wěn)。峰值流變應(yīng)力隨著變形溫度的降低和應(yīng)變速率的增加而增大。

(3)7A85鋁合金經(jīng)熱壓縮變形后，晶粒均細(xì)化并拉長。當(dāng)lnZ較大時(shí)，晶粒較細(xì)，組織纖維化，發(fā)生了動態(tài)回復(fù)；當(dāng)lnZ較小時(shí)，晶粒拉長并長大，發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶。

(4)隨著lnZ的減小，7A85鋁合金熱壓縮變形的軟化機(jī)制由動態(tài)回復(fù)轉(zhuǎn)變?yōu)閯討B(tài)再結(jié)晶，亞晶長大，第二相數(shù)量減少，位錯密度逐漸降低，再結(jié)晶晶粒長大。

[1]STARINK M J, WANG S C. A model for the yield strength of overaged Al-Zn-Mg-Cu alloys[J]. Acta Materialia, 2003, 51(17):5131-5150.

[2]王少華, 馬志鋒, 張顯峰, 等. Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.5Er合金型材組織性能研究[J]. 材料工程, 2014,(3): 27-33.

WANG Shao-hua, MA Zhi-feng, ZHANG Xian-feng, et al. Investigation on microstructure and properties of Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.5Er alloy profile[J]. Journal of Materials Engineering, 2014,(3):27-33.

[3]SHUEY R T, BARLAT F, KARABIN M E, et al. Experimental and analytical investigations on plane strain toughness for 7085 aluminum alloy[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2009, 40(2): 365-376.

[4]LI X M, STARINK M J. Identification and analysis of intermetallic phases in overaged Zr-containing and Cr-containing Al-Zn-Mg-Cu alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2011, 509(2): 471-476.

[5]TALEGHANI J, RUIZ NAVAS E M, SALEHI M, et al. Hot deformation behaviour and flow stress prediction of 7075 aluminum alloy powder compacts during compression at elevated temperatures[J]. Materials Science and Engineering:A, 2012, 534: 624-631.

[6]ZHANG H, JIN N P, CHEN J H. Hot deformation behavior of Al-Zn-Mg-Cu-Zr aluminum alloys during compression at elevated temperature[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2011, 21(3): 437-442.

[7]陳學(xué)海, 陳康華, 梁信, 等. 7085鋁合金熱變形的流變應(yīng)力行為和顯微組織[J]. 粉末冶金材料科學(xué)與工程, 2011, 16(2): 225-230.

CHEN Xue-hai, CHEN Kang-hua, LIANG Xin, et al. Flow stress behavior and microstructure of 7085 aluminum alloy during hot deformation[J]. Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy, 2011, 16(2):225-230.

[8]陳學(xué)海, 陳康華, 董朋軒, 等. 7085鋁合金的熱變形組織演變及動態(tài)再結(jié)晶模型[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2013, 23(1):44-50.

CHEN Xue-hai, CHEN Kang-hua, DONG Peng-xuan, et al. Microstructure evolution and dynamic recrystallization model of 7085 aluminum alloy during hot deformation[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2013,23(1):44-50.

[9]CHEN S Y, CHEN K H, PENG G S, et al. Effect of heat treatment on hot deformation behavior and microstructure evolution of 7085 aluminum alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2012, 537: 338-345.

[10]唐秋菊. 7A85 鋁合金降溫時(shí)效工藝的研究[D]. 哈爾濱:哈爾濱工業(yè)大學(xué), 2010.

[11]賈逢博, 易幼平, 黃施全, 等. 7A85鋁合金熱壓縮流變行為與本構(gòu)方程研究[J]. 熱加工工藝, 2010,39(16): 19-21.

JIA Feng-bo, YI You-ping, HUANG Shi-quan, et al. Study on flow behavior and constitutive equation of 7A85 aluminum alloy during hot compression[J]. Hot Working Technology, 2010,39(16): 19-21.

[12]ROKNI M R, ZAREI-HANZAKI A, ROOSTAEI A A, et al. An investigation into the hot deformation characteristics of 7075 aluminum alloy[J]. Materials & Design, 2011, 32(4): 2339-2344.

[13]POIRIER J P, 關(guān)德林. 晶體的高溫塑性變形[M]. 大連:大連理工大學(xué)出版社,1989.33-67.

[14]SHEPPARD T, JACKSON A. Constitutive equations for use in prediction of flow stress during extrusion of aluminum alloys[J]. Materials Science and Technology, 1997, 13(3): 203-209.

[15]陶樂曉, 臧金鑫, 張坤, 等. 新型高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的熱變形行為和熱加工圖[J]. 材料工程, 2013, (1): 16-20.

TAO Le-xiao, ZANG Jin-xin, ZHANG Kun, et al. Hot deformation behavior and processing map for new Al-Zn-Mg-Cu alloy[J]. Journal of Materials Engineering,2013,(1):16-20.

[16]HU H E, ZHEN L, YANG L, et al. Deformation behavior and microstructure evolution of 7050 aluminum alloy during high temperature deformation[J]. Materials Science and Engineering:A, 2008, 488(1): 64-71.

[17]WUSATOWSKA-SARNEK A M, MIURA H, SAKAI T. Nucleation and microtexture development under dynamic recrystallization of copper[J]. Materials Science and Engineering:A, 2002, 323(1): 177-186.

Flow Behavior and Microstructure of 7A85 Aluminum Alloy During Hot Compression

QIU Li-li1,GAO Wen-li1,LU Zheng2,FENG Zhao-hui2

(1 College of Materials Science and Engineering,Hunan University,Changsha 410082,China;2 Beijing Institute of Aeronautical Materials,Beijing 100095,China)

The flow stress behavior and the microstructure evolution of as-cast 7A85 aluminum alloy were studied by the hot compression test, which was performed on Gleeble-3500 thermal simulation machine at 300-450℃ and strain rate 0.01-10s-1. The results show that the true stress is rising to peak stress rapidly in the initial deformation period, then the flow stress decreases due to dynamic recovery and dynamic recrystallization, finally the flow stress tends to be stable. The peak flow stress increases with decreasing deformation temperature and increasing strain rate. It can be described by Zener-Hollomon parameter. The constitutive equation of 7A85 aluminum alloy is obtained by linear regression, and the hot deformation activation energyQis 253.68kJ/mol. With the decreasing of lnZ, the grains are elongated radially, the sub-grains grow up, the dislocation density and the quantity of second phase particles decrease. The softening mechanism is mainly dynamic recrystallization.

7A85 aluminum alloy;hot compression;constitutive equation;microstructure

中央高校基本科研業(yè)務(wù)費(fèi)專項(xiàng)資金(2242014R20012)；江蘇省博士后科研資助計(jì)劃(1302045B)

2014-08-11；

2015-07-30

潘冶(1956-)，男，教授，博士生導(dǎo)師，從事非晶合金研究，聯(lián)系地址：江蘇省南京市江寧區(qū)吉印大道8號東南大學(xué)九龍湖校區(qū)材料學(xué)院(211189)，E-mail:panye@seu.edu.cn

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.01.005

TG146.2

A

1001-4381(2016)01-0033-07