楊純梅，王 燕，曹海龍，田宇興

（1.西南鋁業(yè)（集團）有限責任公司，重慶401326;2.中鋁材料應用研究院有限公司，北京102209）

0 前言

7055 合金屬于Al-Zn-Mg-Cu 系可熱處理強化超硬鋁合金中的典型牌號，是在7050 合金的基礎上增加了Zn 含量、進一步降低了Mn 和Mg 含量而開發(fā)出來的。因此，7055 合金比7050 合金具有更高的強度，同時具有較高的斷裂韌性[1-3]?；谄鋬?yōu)良的綜合性能，7055 合金已經(jīng)廣泛應用于航空飛行器承力結構件，而且面向不同領域應用的7055合金的加工工藝還在不斷優(yōu)化。

針對7055 合金的熱加工工藝研究已經(jīng)有較多文獻報道。王向東等[4]基于動態(tài)材料模型和極化互惠模型研究了噴射成形7055 鋁合金的熱變形行為，表明合金在應變量為0.7 時的適宜加工溫度為400～420 ℃，應變速率為0.01～0.1s-1。趙曉東等[5]研究了一種與7055 合金成分相近的新型高強鋁合金的熱變形行為，表明組織演變主要是亞晶的形成和完善，熱變形組織演變機理為動態(tài)回復和大應變幾何動態(tài)再結晶。黃繼武[6]對7055合金熱加工的研究表明，7055合金在450 ℃以下熱變形組織主要為動態(tài)回復，在450 ℃以上熱變形組織有動態(tài)再結晶發(fā)生，較適宜的熱加工溫度為400 ℃左右。

目前，針對7055 熱變形的研究報道大部分集中在實驗及理論分析，而關于熱變形研究和實際熱擠壓變形工藝優(yōu)化方面的研究鮮有報道。由于7055 合金的合金化程度高，變形抗力大，擠壓過程既要保證合金的可擠壓性，同時要兼顧設備可承受的擠壓力，因此熱擠壓難度大。本文通過熱模擬壓縮實驗對7055 合金的熱變形行為進行研究，分析微觀組織的演變規(guī)律，確定該合金的熱加工窗口；同時結合工廠試制確定了工業(yè)化7055 合金熱擠壓工藝參數(shù)，其研究結果對于類似合金的熱加工研究和生產(chǎn)具有極大的參考價值。

1 試驗過程

1.1 試驗材料

本試驗采用的材料為? 162 mm 的7055 鑄錠，其化學成分列于表1，圖1 是其鑄態(tài)和均勻化態(tài)的金相組織。鑄態(tài)組織為典型的枝晶網(wǎng)絡結構，粗大相在晶界上連續(xù)分布（圖1（a））；均勻化熱處理后，枝晶組織基本消失，晶界處的可溶粗大相已基本回溶，同時在均勻化熱處理后的空冷過程中晶內(nèi)有析出相析出（圖1（b））。

表1 7055合金的主要化學成分（質量分數(shù)/%）

圖1 7055合金顯微組織圖

1.2 試驗方法

在均勻化熱處理后的7055 合金鑄錠上切取熱壓縮試樣，尺寸為? 10 mm×15 mm的光滑圓柱。在Gleeble-3500 熱模擬試驗機上進行等溫壓縮實驗，選擇壓縮溫度380～460 ℃、應變速率0.001-10s-1、變形量60%。以3 ℃/s 的升溫速率將試樣加熱到相應的壓縮溫度，保溫3 min 后，以恒定的速率進行壓縮。實驗過程中，溫度由焊在試樣側面中部的R型熱電偶實時測控，以保證變形過程中的恒溫條件。試樣壓縮到預定的應變量后立即水淬，以保留其變形組織。壓縮試樣沿縱向中心剖開進行研磨及機械拋光，拋光后采用混合酸覆膜，并將覆膜樣品置于Leica DFC295 光學顯微鏡下進行組織觀察。表2所示為熱壓縮試驗參數(shù)和樣品編號。

表2 熱壓縮變形參數(shù)和樣品編號

2 結果與分析

2.1 壓縮試樣宏觀分析

圖2 是熱壓縮后試樣的照片，可見25#試樣出現(xiàn)嚴重開裂，其變形條件為溫度460 ℃，應變速率10s-1；而其他條件下的變形試樣均沒有開裂。這表明460 ℃、10s-1的變形條件不適用于7055鋁合金在缺少體積約束條件下的熱加工；同時，其它未開裂的試樣還需要進一步組織分析其工藝可靠性。

圖2 7055合金熱壓縮后的宏觀照片

2.2 流變應力曲線

圖3 是7055 合金在380 ℃、420 ℃和460 ℃條件下熱壓縮的真應力-應變曲線。在相同的變形溫度下，流變應力隨著應變速率的增大而增大；在相同應變速率條件下，流變應力隨著變形溫度的升高而降低。應變速率在0.001～0.1s-1范圍內(nèi)，合金處于準靜態(tài)壓縮狀態(tài)，應力表現(xiàn)為穩(wěn)態(tài)流變。當應變速率達到1s-1，合金在380～460 ℃變形溫度范圍內(nèi)均出現(xiàn)微小的應變硬化。這種微小的硬化行為出現(xiàn)的機理是：應變速率為1s-1時，壓縮過程在1 s內(nèi)完成，塑性變形引起的位錯增值導致合金發(fā)生宏觀硬化，而相對較快的組織變形無法消減這種硬化趨勢，導致流變曲線隨著應變增大而出現(xiàn)硬化現(xiàn)象。當應變速率達到10s-1，在應變量為0.1～0.2 時達到應力峰值，隨后出現(xiàn)應變軟化。在380 ℃和420 ℃條件下，流變軟化趨勢雖然明顯但并無失穩(wěn)，這是快速加載導致剪切變形的結果。然而，460 ℃條件下的流變曲線在達到應力峰值后急劇下降，預示著材料發(fā)生變形失穩(wěn)。圖2中壓縮試樣的宏觀照片也證實了塑性失穩(wěn)。

圖3 7055合金的熱模擬壓縮真應力-應變曲線

2.3 熱加工圖

本文采用包含變形激活能Q和變形溫度T的雙曲正弦形式的Arrhenius 修正函數(shù)（公式（1））來表示流變應力、應變速率和溫度之間的關系，從而推導7055合金熱變形的功率耗散圖和失穩(wěn)圖。

式中：A、α和n 分別為與溫度無關的常數(shù)。對公式（1）兩邊取自然對數(shù)的偏微分可得到：

式中：第一項代表ln ε?—ln[sinh（ασ）]關系曲線的斜率；第二項代表ln[sinh（ασ）]—1/T 關系曲線的斜率。將合金壓縮變形時各變形條件下的應力值和不同溫度下求得的α參數(shù)代入ln[sinh（ασ）]，對應相應的應變速率和溫度，用線性回歸繪制出ln ε?—ln[sinh（ασ）]關系曲線和ln[sinh（ασ）]—1/T 關系曲線，將所得斜率代入公式（2），得到不同變形溫度下的變形激活能及應力指數(shù)n。經(jīng)計算得到合金變形激活能Q=134.7 kJ/mol。

圖4 所示為7055 合金的功率耗散圖和失穩(wěn)圖。功率耗散最大值出現(xiàn)在高溫、低應變速率條件下；而變形失穩(wěn)出現(xiàn)在高應變速率條件下。從失穩(wěn)圖來看，失穩(wěn)區(qū)出現(xiàn)在高應變速率區(qū)間，尤其是應變速率10 s-1條件下。失穩(wěn)區(qū)的功率耗散值最小，在高速變形時產(chǎn)生的較多熱量來不及散出，使局部區(qū)域溫度明顯升高，材料高溫區(qū)間塑性降低，最終導致失穩(wěn)開裂。

從功率耗散圖來看，合金的可加工范圍較大，功率耗散值的變化較小，說明該合金的加工性能較好。但金屬在高溫下變形時，可能產(chǎn)生再結晶晶粒組織；如果熱變形需要控制再結晶，最終的工藝的選擇還需要結合組織觀察而確定。

圖4 7055合金熱變形失穩(wěn)圖和功率耗散圖

2.4 熱壓縮組織分析

圖5～圖9是不同壓縮條件下變形組織的覆膜金相照片。如圖5所示，在380 ℃條件下變形時，隨著應變速率從0.001s-1增大到10s-1，晶界由平直狀態(tài)轉變?yōu)閺澢鸂顟B(tài)、由拉長的晶粒轉變?yōu)閿嗬m(xù)的晶粒狀態(tài)，尤其是在高應變速率10s-1條件下，晶界的彎曲和剪斷更加明顯，但是沒有顯現(xiàn)出明顯的再結晶組織。如圖6～圖8 所示，400 ℃、420 ℃、440 ℃條件下的變形組織與380 ℃條件下的變形組織相似。作者認為，在380～440 ℃下的變形以動態(tài)回復為主，隨著應變速率的增大，集中在壓縮試樣中心的應變增大，出現(xiàn)幾何動態(tài)再結晶趨勢，這與文獻[5]的結論類似。然而從圖5～圖9的金相組織來看，這種幾何動態(tài)再結晶的比例很小，變形組織依然是動態(tài)回復組織。

圖9 是合金在460 ℃時的變形組織。由此可見，相比于其他較低溫度的組織，應變速率為0.001s-1和0.1s-1下的動態(tài)回復因溫度的升高而更加明顯，晶粒多邊化明顯加強。然而，當應變速率為10s-1時變形組織出現(xiàn)開裂，如圖9（c）箭頭所示，大部分為晶間開裂。其主要原因是快速變形引起升溫而導致材料超出了最佳的塑性區(qū)間。文獻[4]表明噴射成型的7055 合金在480 ℃、1s-1的條件下同樣出現(xiàn)晶間開裂，盡管噴射成型的鑄錠和本文研究的半連續(xù)鑄錠有所區(qū)別，但類似的結論表明7055 合金在高溫、高應變速率變形時將在晶界開裂，失去可塑性加工的能力。

文獻[6]表明，7055 合金在450 ℃以下熱變形時，熱變形組織主要為動態(tài)回復，在450 ℃以上熱變形有動態(tài)再結晶發(fā)生，這與本文觀察到的不完全一致。一方面，這種差異與變形量有關；另一方面與合金中彌散析出相有關。文獻[8-9]表明，合金中的彌散析出相對位錯和亞晶界具有很強的釘扎作用，會嚴重阻礙合金變形過程中再結晶的發(fā)生。這種彌散相抑制再結晶的行為已經(jīng)普遍被接受。本研究采用的7055 合金中含有大量的Al3Zr 等彌散析出相，能夠產(chǎn)生抑制再結晶的作用，這可能是本實驗中7055合金的熱變形組織主要為動態(tài)回復的原因。

結合壓縮曲線、熱加工圖和金相組織分析，初步確定了7055 的熱變形溫度不應高于450 ℃，最好選擇在420～450 ℃之間，應變速率應控制在0.001～0.1s-1之間。

圖5 7055合金在溫度380 ℃條件下的變形組織

圖6 7055合金在溫度400 ℃條件下的變形組織

圖7 7055合金在溫度420 ℃條件下的變形組織

圖8 7055合金在溫度440 ℃條件下的變形組織

圖9 7055合金在溫度460 ℃條件下的變形組織

2.5 擠壓工藝驗證

根據(jù)實驗結果與分析，開展了工業(yè)化擠壓驗證。熱壓縮試驗研究結果表明，合金較佳的變形溫度在420～450 ℃之間，應變速率應控制在0.001～0.1s-1之間。為了進一步研究實際擠壓工藝，擠壓溫度選取了相對較寬的溫度范圍（400 ℃、420 ℃、430 ℃、440 ℃、460 ℃），鑄棒在感應爐內(nèi)加熱保溫。由于擠壓速度增大引起擠壓力增大，為了保證在特定噸位的擠壓機上安全擠出，選取較低的應變速率：0.001s-1、0.003s-1、0.005s-1、0.006s-1、0.007s-1，對應的擠壓速率依次為：0.3 m/min、0.5 m/min、0.7 m/min、0.9 m/min、1.0 m/min。工業(yè)化鑄錠采用與熱壓縮試樣相同的均勻化熱處理工藝。擠壓比采用20，擠壓筒溫度410 ℃，擠壓試驗結果列于表3。

表3 7055合金擠壓型材工業(yè)試驗

試驗發(fā)現(xiàn)，擠壓溫度在400～460 ℃時均具有可擠壓性，但隨著擠壓速率的升高，擠壓工藝窗口逐漸減小，這與熱模擬壓縮得到的結論一致。

擠壓溫度在400 ℃、420 ℃、430 ℃時，型材均可擠出，但溫度較低時擠壓力較大；溫度較高且擠壓速率較大時，盡管未開裂但表面發(fā)白，這主要是由于擠壓速率較快，擠壓熱塑性變形不均，使得表層金屬承受較大的摩擦力和附加拉應力導致的。如果擠壓速率過大，擠壓溫度偏高，當瞬時應力超過金屬抗拉強度時就會產(chǎn)生擠壓裂紋。

圖10 不同溫度、不同擠壓速率下的7055合金擠壓型材表面情況

擠壓溫度為440 ℃和460 ℃、對應的擠壓速率分別為0.9 m/min 和0.7 m/min 時，型材表面已出現(xiàn)發(fā)白的現(xiàn)象；速率提高至1.0 m/min，型材出現(xiàn)明顯的裂紋。綜合熱模擬試驗與組織分析、熱加工圖以及熱擠壓工藝驗證，確定了7055 合金較佳的擠壓溫度為420～440 ℃，擠壓速率為0.3～0.7 m/min。

3 結論

（1）在溫度380～460℃范圍內(nèi)，應變速率在0.001～0.1s-1間時，合金表現(xiàn)為穩(wěn)態(tài)流變；應變速率為1s-1時，合金發(fā)生流變硬化。當變形溫度為460 ℃、應變速率為10s-1時，合金發(fā)生嚴重的塑性失穩(wěn)。

（2）對熱變形工藝參數(shù)進行工業(yè)化驗證，確定了7055 合金較佳的擠壓溫度為420～440℃，擠壓速率為0.3～0.7 m/min。

（3）本文通過熱模擬壓縮試驗研究，結合工廠試制確定了7055 合金熱擠壓工藝參數(shù)，對于類似合金的熱加工研究和生產(chǎn)具有極大的參考價值。