趙業(yè)青， 李 巖， 魯法云， 陳修梵， 李俊鵬， 郭富安

(1.山東南山鋁業(yè)股份有限公司國家鋁合金壓力加工工程技術(shù)研究中心，山東 龍口 265713；2.北京南山航空材料研究院，北京 100048)

7150鋁合金熱變形行為及微觀組織

趙業(yè)青1,2， 李 巖1,2， 魯法云1,2， 陳修梵1， 李俊鵬1,2， 郭富安1,2

(1.山東南山鋁業(yè)股份有限公司國家鋁合金壓力加工工程技術(shù)研究中心，山東 龍口 265713；2.北京南山航空材料研究院，北京 100048)

采用Gleeble熱模擬機(jī)進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)，研究7150鋁合金在變形溫度為300～450℃、應(yīng)變速率為0.01～10s-1條件下的變形行為，采用Zener-Hollomon參數(shù)法構(gòu)建合金高溫塑性變形本構(gòu)方程，并對變形后的微觀組織進(jìn)行分析。研究表明：7150鋁合金的流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率增大而增大，隨變形溫度增大而降低。該合金熱壓縮變形的流變應(yīng)力行為可用雙曲正弦形式的本構(gòu)方程描述，其參數(shù)A為4.161×1014s-1，α為0.01956 MPa-1，n為5.14336，熱變形激活能Q為229.7531kJ/mol。隨著溫度升高和應(yīng)變速率降低，動態(tài)再結(jié)晶逐漸取代動態(tài)回復(fù)成為合金的主要軟化機(jī)制。

7150鋁合金；熱模擬；本構(gòu)方程；微觀組織

7150合金是目前航空工業(yè)使用量最大的Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金之一。該合金除具有很高的強(qiáng)度外，還具有較高的斷裂韌性、較好的抗腐蝕性能、優(yōu)良的抗疲勞損傷能力[1]。目前國內(nèi)鋁加工企業(yè)在生產(chǎn)包括7150在內(nèi)的高端航空用鋁合金方面還處于起步階段，只能小批量生產(chǎn)大規(guī)格、高性能航空用鋁合金，無法滿足中國航空工業(yè)尤其是大飛機(jī)項(xiàng)目對高性能鋁合金的需求[2, 3]。

為了研究7150鋁合金的熱加工成型性能及特征，需要對其熱變形行為進(jìn)行研究。金屬熱變形流變應(yīng)力是材料在高溫下熱變形力學(xué)性能的體現(xiàn)，是表征金屬熱變形性能的一個最基本量，在實(shí)際塑性變形過程中，材料的流變應(yīng)力值決定了變形時所需施加的載荷和所需消耗的能量多少。它不僅與材料成分有關(guān)，而且與變形溫度、變形程度、應(yīng)變速率等參數(shù)也有關(guān)，同時也是材料在熱變形過程中顯微組織演變的綜合反映[4]。近年來有限元數(shù)值模擬技術(shù)在塑性加工領(lǐng)域獲得了越來越廣泛的應(yīng)用，其中獲得精確的流變應(yīng)力數(shù)值及本構(gòu)方程是保證模擬精度最關(guān)鍵的因素?？芰真碌萚5]計(jì)算了實(shí)驗(yàn)室條件下7150鋁合金的流變應(yīng)力本構(gòu)方程。翁舒楚等[6]研究了7150鋁合金在熱壓縮變形過程中的動態(tài)組織演變，認(rèn)為隨著真應(yīng)變的增大，原始等軸狀晶粒逐漸被拉長，位錯纏結(jié)形成位錯胞和亞晶；變形過程中棒狀的T相(AlZnMgCu)和球狀彌散相Al3Zr粒子逐漸發(fā)生粗化，減弱了其對再結(jié)晶的抑制作用。陳康華等[7]研究了變形程度對7150鋁合金再結(jié)晶及性能的影響，認(rèn)為當(dāng)變形量為75%時，合金的強(qiáng)度最高；變形量為60%時，晶間腐蝕和剝落腐蝕敏感性最低，再結(jié)晶程度隨變形量增大是導(dǎo)致合金抗晶間腐蝕性能降低的主要原因；當(dāng)合金變形程度為75%時，綜合性能最佳。

目前關(guān)于7150鋁合金的熱變形行為及變形后組織研究主要集中在實(shí)驗(yàn)室階段，關(guān)于生產(chǎn)規(guī)格的材料研究尚未有報道。本研究從工業(yè)半連續(xù)鑄造生產(chǎn)的合金鑄錠中取樣，采用Gleeble熱模擬機(jī)進(jìn)行不同溫度和應(yīng)變速率下的熱壓縮實(shí)驗(yàn)，研究7150鋁合金熱變形的流變應(yīng)力變化規(guī)律及顯微組織，以期為7150合金相關(guān)研究及生產(chǎn)工藝的制定，提供理論和實(shí)驗(yàn)參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)采用的7150鋁合金取自工業(yè)半連續(xù)鑄錠，合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為：Zn 6.25，Mg 2.12，Cu 2.05，Zr 0.085，Ti 0.021，Al余量。鑄錠在460℃/24h條件下進(jìn)行均勻化熱處理，出爐后空冷，加工成φ10mm×15mm的圓柱體Rastegaev試樣。在Gleeble-1500熱模擬機(jī)上進(jìn)行熱壓縮試驗(yàn)，變形溫度分別為300℃，350℃，400℃和450℃，變形速率分別為0.01s-1，0.1s-1，1s-1，5s-1和10s-1。試驗(yàn)時在試樣兩端凹槽內(nèi)填充潤滑劑，以減少摩擦對應(yīng)力的影響，潤滑劑的成分為75%石墨+20%機(jī)油+5%硝酸三甲苯脂，壓縮后的樣品迅速水冷到室溫以保留熱變形時的組織。試樣加熱速度為10℃/s，壓縮前保溫3min，總壓縮變形量達(dá)60%，Gleeble-1500計(jì)算機(jī)系統(tǒng)自動采集應(yīng)力、應(yīng)變、壓力、位移、溫度及時間等數(shù)據(jù)，并繪制真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線[8]。

2 結(jié)果與分析

2.1 真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

7150鋁合金在不同溫度不同應(yīng)變速度的熱變形情況下，真應(yīng)力σ同真應(yīng)變ε的關(guān)系曲線如下圖所示?？梢钥闯?，在相同應(yīng)變速率條件下，隨著變形溫度的降低，流變應(yīng)力顯著增大，峰值應(yīng)力所對應(yīng)的真應(yīng)變也逐漸增大；相同變形溫度下，隨著應(yīng)變速率的升高，流變應(yīng)力增大。流變應(yīng)力的總體變化規(guī)律表現(xiàn)為：變形初期，流變應(yīng)力隨真應(yīng)變的增加迅速上升，出現(xiàn)峰值后逐漸降低，表現(xiàn)出流變軟化的特征，直到基本保持恒定，這時加工硬化與流變軟化達(dá)到平衡，真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線趨于水平。

圖1 不同應(yīng)變速率下7150鋁合金熱變形流變真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.1 True stress-true strain curves of 7150 Al alloy during hot deformation at different strain rates

在熱加工時存在加工硬化和動態(tài)軟化兩個矛盾的過程。變形時的位錯增殖以及位錯間的相互作用導(dǎo)致硬化，位錯通過攀移或交滑移并在熱激活和外加應(yīng)力作用下發(fā)生合并、重組使材料發(fā)生動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶而軟化。高溫下發(fā)生的動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶大大地抵消了熱壓縮時的加工硬化，從而產(chǎn)生動態(tài)軟化降低流變應(yīng)力。

2.2 流變應(yīng)力本構(gòu)方程

(1)

α=β/n1

低應(yīng)力水平(α·σ<0.8)條件下，指數(shù)關(guān)系模型：

(2)

高應(yīng)力水平(α·σ>1.2)條件下，冪指數(shù)關(guān)系模型：

(3)

對公式(2)和公式(3)兩邊取自然對數(shù)可以得到：

(4)

(5)

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 -lnσ；-σ

對公式(1)兩邊取自然對數(shù)，并假設(shè)變形激活能與變形溫度無關(guān)，可以得到：

(6)

圖4 變形溫度與流變應(yīng)力的關(guān)系Fig.4 Relationship betweenln[sinh(ασ)]andT-1

(7)

在金屬和合金的熱加工變形時，應(yīng)變速率受到熱激活的控制，變形溫度和應(yīng)變速率對變形的影響由Zener 和Hollomon 通過引入?yún)?shù)Z來表示：

(8)

式中：Z為Zener-Hollomon 參數(shù)，其物理意義為溫度補(bǔ)償?shù)膽?yīng)變速率因子。將Z參數(shù)代入公式(1)可得如下關(guān)系：

(9)

A=4.161×1014，n=5.14336。

故而，可以得出7150合金的流變應(yīng)力本構(gòu)方程為：

exp(-229.75×103/RT)

(10)

也可用含Zener-Hollomon 參數(shù)的函數(shù)(11)來表達(dá)：

σ=(1/α)·ln{(Z/A)1/n+[(Z/A)2/n+1]1/2}

(11)

即：

(12)

σ= 51.12·ln{(Z/4.16×1014)1/5.14+

[(Z/4.16×1014)2/5.14+1]1/2}

(13)

2.3 顯微組織

圖5所示為不同變形條件下的試樣金相組織。由圖可以看出，當(dāng)變形溫度低于350℃且應(yīng)變速率較高時，晶粒沿垂直于壓縮軸方向被拉長，沒有發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，以動態(tài)回復(fù)為主。在這個過程中，位錯對消和重排，并發(fā)生“多邊形化”過程，出現(xiàn)流變軟化，流變應(yīng)力降低。從圖5中可以看出，高溫低應(yīng)變速率條件下，材料發(fā)生了明顯的動態(tài)再結(jié)晶，合金的流變應(yīng)力降低。

7150鋁合金高溫壓縮變形過程中，隨溫度的升高及應(yīng)變速率的降低，原子熱運(yùn)動加快，變形時空位濃度增加，有利于位錯的攀移和亞晶多邊形化，位錯密度下降，位錯儲能增加速率明顯降低，從而使得要獲得激發(fā)動態(tài)再結(jié)晶形核所需的臨界應(yīng)變量增大。應(yīng)變速率足夠低有利于新晶粒的長大。所以，當(dāng)溫度較高應(yīng)變速率低時，再結(jié)晶晶粒易于長大[9,10]。

圖5中的c，f是7150在不同變形條件下的高倍光學(xué)顯微組織照片?？梢钥闯觯刂畛醯木Ы缬芯Ы缁频漠a(chǎn)生，從而導(dǎo)致應(yīng)變分布的不均勻性，進(jìn)而是在晶粒內(nèi)部產(chǎn)生微剪切帶，如圖中標(biāo)記A所示，這種微剪切帶使初始晶粒中的某一部分的取向發(fā)生改變，導(dǎo)致晶粒的平均尺寸變小[11,12]。另外，隨著應(yīng)變的增大，晶粒變成扁平狀，在延長的晶界上會形成鋸齒狀突起并成為亞晶。連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶機(jī)制就是這種亞晶形核、長大并合并其他相鄰的亞晶的現(xiàn)象[13]。因此，7150鋁合金在熱變形過程中的晶粒細(xì)化主要是由于連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶引起的。此外，圖中標(biāo)記B所示為在粗大的析出相上有再結(jié)晶形核的產(chǎn)生，隨著溫度的降低和應(yīng)變速率的增加，粗大的析出相數(shù)量增多。

圖6a所示為試樣在溫度為450℃、應(yīng)變速率為0.01s-1變形條件下的透射電鏡照片，它說明亞晶粒呈現(xiàn)為大角度亞晶界，并伴有一定數(shù)量的位錯。變形溫度越低或者是應(yīng)變速率越高，亞晶界的定義越來越模糊不清，這是由于位錯的纏結(jié)，如圖6b，c所示。在變形溫度為300℃、變形速率為10s-1的條件下，亞晶內(nèi)部也出現(xiàn)動態(tài)析出和粒子的長大，如圖6d所示。這表明動態(tài)析出和粒子的粗化長大是7150鋁合金在低溫高應(yīng)變速率下流變軟化的主要原因。在動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶中，固溶原子和細(xì)小粒子的均勻擴(kuò)散與位錯的減少相互作用，因此在熱變形過程中高的應(yīng)變能可能加速動態(tài)析出。這種現(xiàn)象與本構(gòu)方程分析中的熱變形激活能Q相一致[14,15]。

圖6 不同變形條件下的7150鋁合金TEM組織Fig.6 TEM microstructures of 7150 Al alloy specimens compressed under different =0.01s-1， T=450℃℃℃℃

3 結(jié)論

(1)7150鋁合金的流變應(yīng)力，隨變形溫度的降低而顯著增大，隨應(yīng)變速率的升高也明顯增大?？傮w變化規(guī)律表現(xiàn)為：變形初期，流變應(yīng)力隨真應(yīng)變的增加迅速上升，出現(xiàn)峰值后逐漸降低，表現(xiàn)出流變軟化的特征，直到基本保持恒定，達(dá)到加工硬化與流變軟化的平衡。

(2)計(jì)算得出了7150鋁合金高溫變形的4個特征常數(shù)：結(jié)構(gòu)因子A=4.161×1014s-1、應(yīng)力水平參數(shù)α=0.01956 MPa-1、應(yīng)力指數(shù)n=5.14336，變形激活能Q=229.7531kJ/mol。7150鋁合金的流變應(yīng)力本構(gòu)方程為：

(14)

也可用含Zener-Hollomon 參數(shù)的函數(shù)來表達(dá)：

σ=51.12·ln{(Z/4.16×1014)1/5.14+ [(Z/4.16×1014)2/5.14+1]1/2}

(15)

(16)

(3)隨變形溫度的升高和應(yīng)變速率的減小，7150鋁合金的主要軟化機(jī)制由動態(tài)回復(fù)轉(zhuǎn)變?yōu)閯討B(tài)再結(jié)晶。7150鋁合金在低溫高應(yīng)變速率下流變軟化的主要原因是動態(tài)析出和粒子的粗化長大。同時，在熱變形過程中高的應(yīng)變能可加速動態(tài)析出。

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Flow Stress Behavior and Microstructure of 7150 Aluminum Alloy during Hot Deformation

ZHAO Ye-qing1,2， LI Yan1,2， LU Fa-yun1,2， CHEN Xiu-fan1， LI Jun-peng1,2， GUO Fu-an1,2

(1.National Engineering Research Center for Plastic Working of Aluminium Alloys, Shandong Nanshan Aluminium Co., Ltd., Longkou 265713, Shandong China； 2.Beijing Nanshan Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100048, China)

The flow stress behavior and the deformation microstructure of 7150 aluminum alloy during hot compression deformation were studied by thermal simulation test using Gleeble thermal simulation machine at temperature ranging from 300℃ to 450℃ and strain-rate from 0.01s-1to 10s-1. The constitutive equation of the plastic deformation of 7150 alloy at elevated temperature was obtained by introducing Zener-Hollomon parameter. The experimental results indicate that the flow stress and peak stress increase with increasing strain rate, and decrease with increasing deformation temperature, which can be described by a constitutive equation in hyperbolic sine function, whose values of related parametersA,α,nand activation energy for hot deformationQ, are 4.161×1014s-1, 0.01956 MPa-1, 5.14336 and 229.7531kJ/mol respectively. With increasing the temperature and decreasing the strain rate, the main soften mechanism of the 7150 alloy transforms from dynamic recovery to dynamic re-crystallization.

7150 aluminum alloy; thermal simulation test; constitutive relationship; microstructure

2014-11-06；

2014-12-22

趙業(yè)青(1987—)，男，碩士，工程師，主要從事先進(jìn)鋁合金制備研究，(E-mail)zhaoyq1008@163.com。

10.11868/j.issn.1005-5053.2015.3.004

TG 146.2+1

A

1005-5053(2015)03-0018-06