王向東，潘清林，熊尚武，劉麗麗，張 豪，范 曦

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噴射成形7055鋁合金的熱變形行為和加工圖

王向東1，潘清林1，熊尚武2，劉麗麗1，張 豪3，范 曦3

(1. 中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083；2. 中南大學 輕合金研究院，長沙 410083;3. 江蘇豪然噴射成形合金有限公司，鎮(zhèn)江 212004)

通過高溫熱壓縮實驗研究噴射成形7055鋁合金的熱變形行為，實驗溫度為340~480℃，應變速率為0.001~1 s?1。結果表明：該合金在變形過程中的流變應力隨著溫度升高和應變速率的降低而降低，在480℃時會出現(xiàn)失穩(wěn)現(xiàn)象。變形過程中的主要軟化機制為動態(tài)回復和動態(tài)再結晶，其中低溫時，動態(tài)回復占主導地位，隨著溫度升高，軟化機制逐步轉變?yōu)閯討B(tài)再結晶，再結晶晶粒的尺寸隨著溫度的升高而增大?；趧討B(tài)材料模型和極化互惠模型，結合熱變形中的組織演變，確定該合金在應變量為0.7時的適宜加工范圍為：溫度范圍400~420℃，應變速率0.01~0.1 s?1，此時對應的動態(tài)材料模型加工圖能量耗散效率超過33%，極化互惠模型加工圖內在加工參數(shù)在65%~70%之間。

噴射成形7055鋁合金；加工圖；動態(tài)材料模型；極化互惠模型

7xxx鋁合金由于具備高強度、高韌性、高比強度以及不錯的腐蝕性能被廣泛應于在航空航天、先進武器設備和軌道交通等領域中[1?3]。近年來，隨著對加工過程和熱處理工藝的不斷優(yōu)化，7055鋁合金的性能得到進一步提高[4?8]。通過噴射成形工藝制備的合金，通常由細小的等軸晶(10~100 μm)細化的金屬間彌散相(0.5~15 μm)以及第二相組成。這些固溶體和中間相可以在隨后的加工和熱處理過程中抑制晶粒的長大，進一步優(yōu)化力學性能，此外，還可以有效縮短或避免均勻化[9]。除了在細化晶粒方面的優(yōu)勢外，噴射成形技術還可以帶來成分與組織的均勻性，提高加工工藝的靈活性等[10]。熱加工工藝對噴射成形7055鋁合金的性能有著極其重要的影響，因此，研究熱變形行為對其加工工藝的確定、變形中組織的演變以及性能的提高都有著密不可分的關系[11]。

合金的熱變形過程非常復雜。在這個過程中，常常伴隨著動態(tài)回復(DRV)、動態(tài)再結晶(DRX)，也會存在一些失穩(wěn)行為，比如孔洞的形成以及斷裂行為的發(fā)生。這些現(xiàn)象的發(fā)生通常與加工工藝有著密不可分的關系，無論是溫度、變形速率還是變形量，都會對合金的組織演變產生影響，從而影響其各項性能[12]。相應地，熱變形過程中的組織演變也會通過加工參數(shù)的形式呈現(xiàn)出來。熱加工圖是基于原子模型(AM)、動態(tài)材料模型(DMM)和極化互惠模型(PRM)等構建的，通過分析熱加工圖可以會加深對熱變形行為的認識。其中，Raj圖(AM)[13]可以有效呈現(xiàn)不同熱變形行為發(fā)生的邊界條件，從而預測在不同熱加工參數(shù)下的變形行為；然而，合金對加工參數(shù)的響應比較復雜，限制了這個模型的應用。動態(tài)材料模型則因為可以將材料與模擬系統(tǒng)建立有效聯(lián)系而得到廣泛應用。FENG等[14]通過DMM熱加工圖確定了均勻化Al-Zn-Mg-Cu-Zr的動態(tài)再結晶和動態(tài)回復區(qū)域。WU等[15]則通過DMM熱加工圖研究了Al-Zn-Mg-Er-Zr的動態(tài)回復區(qū)域和失穩(wěn)區(qū)。然而，DMM的變形歷史依賴性被忽略，可能是DMM存在的問題。極化互惠模型(PRM)則將變形歷史這一因素考慮在內，同時將材料的速率依賴性作為主要特征來構建加工圖，PRM熱加工圖的一大特點為失穩(wěn)區(qū)與合理加工區(qū)充分分開，因此，在鈦合金的加工中得到很好的應用[16]。

本文作者研究噴射成形Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金在不同加工條件下的熱變形行為，結合DMM和PRM加工圖，通過組織觀察，確定兩種加工圖與軟化機制和失穩(wěn)行為的關系，以期確定合適的加工工藝，避免該合金在熱加工過程中發(fā)生失穩(wěn)行為。

1 實驗

1.1 實驗材料

實驗所用合金是由江蘇豪然噴射成形有限公司制備，其實際成分為Al-7.91Zn-1.98Mg-2.42Cu-0.12Zr(質量分數(shù)，%)。不同鑄造方式制備的7055鋁合金的顯微組織如圖1所示。由圖1(a)可知，其晶粒為均勻、細小、直徑不到50 μm的等軸晶，內部存在著細小的第二相，通過低倍金相顯微鏡觀察可知(見圖1(b))，晶界處有部分孔洞。通過EDX分析，合金元素Zn、Mg和Cu主要在晶界處富集。而采用傳統(tǒng)鑄造方式制備的7055鋁合金，原始晶粒為等軸晶和枝晶(見圖1(c))，在均勻化處理后直徑大約為100 μm(見圖(1(d))。

合金的熱壓縮實驗是在Gleeble?3500熱模擬試驗機上進行，熱壓縮試樣為經過致密化的噴射成形樣品，試樣為10 mm×15 mm的圓柱體。變形溫度分別為340、370、410、450和480℃，應變速率為0.001、0.01、0.1和1 s?1。熱壓縮之前，試樣以2℃/s 的速率升溫到設定溫度，保溫3 min以確保材料內部各處的溫度均勻，隨后進行熱壓縮實驗，待真應變量達到0.8后，立即用20℃的冷水淬火，以保留熱壓縮結束時的組織。

1.2 加工圖理論

1.2.1 DMM加工圖理論

動態(tài)材料模型是由PRASAD等提出，被廣泛應用在高溫熱變形行為的分析中[13]。在DMM模型中，加工圖是由能量耗散圖和失穩(wěn)圖疊加而成，而熱變形可以視為能量耗散的過程，被試樣吸收的能量則由兩部分組成：一部分稱為耗散因子()，為塑性變形所消耗的能量，其中大部分以熱量的形式散失，少部分則以晶格缺陷的方式儲存。另一部分稱為耗散協(xié)調因子()，為變形過程中微觀組織變化消耗的能量，與不同的冶金過程有關，例如：動態(tài)再結晶、動態(tài)回復和變形引起的相變等。所以，總能量可以表達為[17]

在一定的溫度和應變下，流變應力可以用下列公式描述

圖1 不同鑄造方式制備的7055鋁合金的顯微組織

式中：是與溫度和結構有關的參數(shù)；是應變速率敏感因子，可以表達為

應變速率敏感因子在構建加工圖中起到至關重要的作用，利用實驗所得數(shù)據(jù)，通過插值法得到應力值的二維矩陣，在此基礎上，通過梯度下降函數(shù)，根據(jù)公式(3)計算出在不同點的應變速率敏感因子[11]。

因此，在給定的條件下，組織消耗功率可以通過以下方程表示：

可以看出，在失穩(wěn)參數(shù)為負值時，材料的熱變形過程中發(fā)生失穩(wěn)。

1.2.2 極化互惠模型

式中：1可以為任意的具體應變值；min則為在這一任意值1下流變應力的最小值。通過對應變速率和應力之間的極化互惠處理，可以得到以下方程

2 結果與討論

2.1 流變行為

噴射成形7055鋁合金的真應力?真應變曲線如圖2所示。由圖2可知，真應力隨著變形溫度的提高和應變速率的降低而降低。當溫度低于450 ℃，在應變初期(真應變量小于0.1)，真應力隨著應變過程的進行急劇上升，在達到峰值后，會保持穩(wěn)定或者出現(xiàn)小幅度的下降。真應力的變化可以通過位錯密度來說明，熱壓縮開始后，隨著應變量的增加，能量積累，激活位錯的移動，因此，位錯密度急劇增加，位錯塞積后，出現(xiàn)加工硬化現(xiàn)象，使真應力急劇上升。與此同時，在外界壓力下，移動位錯同樣也會與晶胞內和位錯墻中的位錯發(fā)生相互作用，產生位錯偶極，當大量位錯塞積，產生亞晶界，發(fā)生動態(tài)回復。當貯存的能量達到了最大值，與此同時耗散速率低至臨界值，會發(fā)生動態(tài)再結晶。動態(tài)回復和動態(tài)再結晶的發(fā)生則可以全部或者部分抵消加工硬化的作用。當在480℃下變形時，該合金的真應力?真應變曲線出現(xiàn)變化：真應力在達到峰值后，隨即出現(xiàn)明顯下降。真應力的急劇下降是由失穩(wěn)行為引起的。

如圖2(a)所示，合金的應力應變曲線平滑，沒有出現(xiàn)尖峰。可以推斷出，在340℃下變形，不會發(fā)生DRX，此時，DRV為主要的軟化機制。隨著溫度的升高，出現(xiàn)峰值的曲線數(shù)目增加，由此可以推斷，溫度提高有利于DRX過程的發(fā)生。而在熱變形過程中，最有效的能量消耗方式為斷裂產生的自由界面[20]，隨著大量能量的散失，引起真應力的顯著下降，如圖2(e) 所示。

圖2 在不同溫度下熱壓縮變形實驗合金的真應力?應變曲線

變形溫度以及應變速率對峰值應力的影響如圖3所示。由圖3可知，變形溫度和應變速率對峰值應力有很大影響，峰值應力隨著變形溫度的增加或應變速率的降低而減小。隨著變形溫度的升高，合金內原子的平均動能增加，原子間的相互作用增強，合金形變時的熱激活作用加強，促進了位錯的相互作用和軟化行為的發(fā)生。當應變速率提高時，合金內的能量積累加快，促進了位錯的運動，而變形時間會相應減短，導致位錯有充足的時間和能量進行攀移和交滑移，位錯湮滅和重排不充分；并且晶粒長大過程就是“大吞并小”的過程，因此，在更高變形速率的條件下，晶粒無法有效合并長大，軟化機制弱化，使真應力值增加[21]。

2.2 加工圖

2.2.1 DMM加工圖

圖4所示為噴射成形7055鋁合金在真應變量為0.5和0.7時的三維能量耗散圖。由圖4可以看出，能量耗散效率有兩個峰值區(qū)域，其中心分別為(480℃，1 s?1)和(480℃，0.001 s?1)。最小值則出現(xiàn)在兩個峰值區(qū)之間，其中心在(480℃，0.01 s?1)左右。通常，能量耗散效率高意味著合金在該區(qū)域加工可以獲得較好的性能。KAI等[22]的研究表明，當能量耗散效率超過0.3時，主要的軟化機理為DRX。通過能量耗散圖，可以看出在400℃以上加工，DRX過程占據(jù)主導。

圖3 變形溫度和應變速率對合金峰值應力的影響

合金在真應變?yōu)?.5和0.7時的加工圖如圖5所示，圖中的等高線代表能量耗散效率，陰影部分為失穩(wěn)區(qū)。由圖5可以看出，隨著真應變的增加，失穩(wěn)區(qū)的面積有增大趨勢，失穩(wěn)區(qū)主要在加工圖上部的高速熱變形區(qū)和右側的高溫熱變形區(qū)。兩圖中的能量耗散效率則基本相似，但隨著應變的增加，低溫區(qū)的效率值有不同程度的提高，而在高溫區(qū)域，能量耗散效率則有不同程度的降低。從加工圖中可以看出，溫度超過450℃以及應變速率超過0.55 s?1，不適合該合金的加工。

圖4 噴射成形7055鋁合金在不同真應變時的三維能量耗散圖

圖5 合金在不同真應變下的DMM加工圖

2.2.2 PRM加工圖

圖6所示為噴射成形7055鋁合金在真應變0.5和0.7時的PRM加工圖。圖中的區(qū)域與加工過程中的變形機理可以對應起來。RAJAGOPALACHARY等[16]通過對鈦合金的研究，得出以下結論：當內在加工參數(shù)在0.8~1時，發(fā)生的典型微觀現(xiàn)象為斷裂、剪切帶、動態(tài)應變時效以及晶粒的長大等；當處于0.7~0.8時，主要發(fā)生動態(tài)再結、動態(tài)回復和孔洞的形成；當處于0.5至0.7之間時，發(fā)生動態(tài)回復、動態(tài)再結晶、晶界釘扎和織構軟化；當小于0.5時，發(fā)生超塑性現(xiàn)象。由圖6可知，該合金在480℃和0.01~0.1 s?1區(qū)域變形時，內在加工參數(shù)出現(xiàn)峰值，超過0.8，該峰值對應的現(xiàn)象為斷裂；內在加工參數(shù)在370~390℃和0.001~0.004 s?1區(qū)域也存在峰值(見圖6(b))，說明在該應變下合金出現(xiàn)動態(tài)應變硬化現(xiàn)象。而在(480℃，0.001 s?1)和(480℃，1 s?1)時，內在加工參數(shù)出現(xiàn)最小值，前者對應在高速應變的條件下發(fā)生斷裂，后者對應在在低速條件下發(fā)生DRX和晶粒的長大。通過PRM加工圖，可以得出在480℃下加工容易出現(xiàn)失穩(wěn)現(xiàn)象，這些加工區(qū)應該避免。

2.3 組織演變

噴射成形7055鋁合金在不同變形條件下的TEM像如圖7所示。當合金變形條件為(340℃，0.01 s?1) 時，可見許多納米級Al3Zr粒子呈彌散分布 (見圖7(a)和(b))，這些Al3Zr粒子對位錯和亞晶界有著強烈的釘扎作用，可以有效延緩變形中的動態(tài)回復過程以及阻礙動態(tài)再結晶過程的發(fā)生，使該合金發(fā)生再結晶的溫度提高，應變速率降低[23]。同時，可以觀察到大量的位錯纏結，主要形成位錯墻存在于晶界處。在此溫度下，由于位錯的湮滅和重組，亞晶界形成，DRV發(fā)生并且占主導地位。當溫度升高，變形條件為(410℃，0.01 s?1)時，位錯的交滑移過程增強，亞晶界可以吸收大量位錯并形成大角度晶界，晶界平滑，這樣有利于晶界在外加應力下移動，促進了再結晶過程的發(fā)生。KNIPLING等[24]發(fā)現(xiàn)，在400~425℃中，彌散分布的Al3Zr粒子的體積分數(shù)會有明顯的下降，同樣有利于動態(tài)再結晶過程的形核。當變形條件為(480℃，0.01 s?1)時，只存在少量的位錯環(huán)。這是由于，在較高的溫度下，容易激活位錯的運動，位錯間的相互作用增強，加劇了位錯的湮滅，而第二相粒子可以釘扎部分位錯，從而形成位錯環(huán)。

圖8所示為噴射成形7055鋁合金在不同變形條件下的金相組織。由圖8可知，變形過程中，晶粒在垂直于壓縮方向被拉長。當變形條件為(340℃，0.1 s?1)時，晶界較為平滑(見圖8(a))，這時的軟化機制為動態(tài)回復。在變形條件為(410℃，0.1 s?1)時，存在大量的再結晶晶粒(見圖8(b))，沒有明顯的缺陷。動態(tài)再結晶是主要軟化機制，在DMM加工圖中對應的能量耗散效率為33%，在PRM加工圖中對應的內在加工參數(shù)在0.6~0.7，與加工圖所指示的動態(tài)再結晶區(qū)域吻合。當變形條件為(450℃，0.1 s?1)時，可以觀察到晶粒尺寸較410℃時有所增大(見圖8(c))，這是因為隨著溫度的升高，原子的擴散能力增強，有利于位錯和晶界的移動。此外，可以看出大部分再結晶晶粒位于晶界處，少部分晶粒位于晶內，這是由于動態(tài)再結晶主要在晶界形核，只有少部分會在晶內形核。當變形條件為(480℃，0.1 s?1)時，晶粒尺寸進一步增大，在晶界處仍可以看到再結晶晶粒(見圖8(d))。

此外，噴射成形7055鋁合金在熱壓縮過程中出現(xiàn)了不同程度的失穩(wěn)現(xiàn)象，如圖9所示。由圖9可知，該合金在(340℃，1 s?1)、(480℃，0.01 s?1)和(480℃，1 s?1)時，分別會出現(xiàn)孔洞、楔形斷裂和沿晶斷裂等失穩(wěn)行為(依次見圖9(a)~(c))。變形條件為(340℃，1 s?1)時，較軟的鋁基體繞過較硬的第二相粒子，將會產生更大的變形量，導致在第二相粒子周圍出現(xiàn)更強的加工硬化作用和應力；當應力值積累到足夠大時，界面就會破裂，產生孔洞，孔洞的產生將會引起加工性能的下降，甚至會引起斷裂。變形條件為(480℃，0.01 s?1)時，相對應的DMM加工圖中能量耗散效率最低，并處于PRM加工圖中的峰值區(qū)域，此時將會產生楔形斷裂。這是由于一定的應力作用于三角晶界處時，相鄰的晶界將會產生滑移，產生微裂紋，當晶界的擴散能力較弱，不能夠有效修復裂紋，引起楔形斷裂，楔形斷裂一般在較高溫度和中間速率下發(fā)生。而變形條件為(480℃，1 s?1)時，由于變形時間較短，晶界遷移不充分，導致晶界斷裂，從而使能量大量耗散，DMM加工圖中呈現(xiàn)峰值。

圖6 合金在不同真應變下的PRM加工圖

圖7 實驗合金在不同變形條件下的TEM像

通過結合DMM加工圖和PRM加工圖的分析，觀察該合金的組織演變。可以看出，在低溫時，由于能量耗散效率較低，流變應力較大，不利于合金的加工；而當溫度最高時，則容易出現(xiàn)斷裂現(xiàn)象，同樣不利于加工。DRX可以有效抑制局部失穩(wěn)的發(fā)生，因此在噴射成形7055鋁合金熱變形過程中需要盡可能的考慮動態(tài)再結晶區(qū)域。通過DMM加工圖，合金在較高溫度和較低的應變速率下加工，這樣有利于DRX過程。過高的溫度下變形將會在很大程度上使晶粒進一步長大，低溫DRX變形可以得到相對細化的晶粒，可以為合金的熱處理奠定基礎。

圖8 合金在不同變形條件下的金相組織

圖9 合金在不同變形條件下的失穩(wěn)現(xiàn)象

3 結論

1) 噴射成形7055鋁合金在熱變形過程中，其峰值應力隨著溫度的升高或應變速率的降低而逐漸降低。

2) 通過DMM加工圖分析可知，在能量耗散效率低于0.3時，主要發(fā)生動態(tài)回復，當能量耗散效率超過0.3時，動態(tài)再結晶成為主要軟化機制。合適的加工參數(shù)為：溫度400~420℃，應變速率0.01~0.1 s?1。

3) Al3Zr粒子的存在能夠抑制動態(tài)回復和動態(tài)再結晶的發(fā)生。

4) 在熱壓縮過程中會有失穩(wěn)狀態(tài)發(fā)生：低溫高速變形時會有孔洞形成，高溫時則會發(fā)生斷裂。

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Hot deformation behavior and processing map of spray formed 7055 aluminum alloy

WANG Xiang-dong1, PAN Qing-lin1, XIONG Shang-wu2, LIU Li-li1, ZHANG Hao3, FAN Xi3

(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;2. School of Light Alloys Research Institution, Central South University, Changsha 410083, China;3. Hao-ran Co. Ltd., Jiangsu, Zhenjiang 212004, China)

The hot deformation behavior of spray formed 7055 aluminum alloy was studied by a series of isothermal compression tests at different temperatures ranging from 340℃to 480℃and strain rates varying from 0.001 s?1to 1 s?1. The results show that the flow stress decreases with increasing temperature and deceasing strain rate, and the instable behaviors occurs at 480 ℃. The main softening mechanisms are dynamic recovery and dynamic recrystallization. The dynamic recovery occurs at low temperature and it turns to dynamic recrystallization as temperature increases. The grain size increases with increasing temperature. Based on dynamic materials model, polar reciprocity model and microstructure evolution, the appropriate processing conditions for this alloy are in the strain rate range of 0.01–0.1 s-1and deformation temperature range of 400–420 ℃, with power efficiency over 33% and intrinsic workability parameter of 65%–70%, respectively.

spray formed 7055 aluminum alloy; processing map; dynamic materials model; polar reciprocity model

Project(XXXX-K2008-6) supported by the Special Materials Project of National Large Aircraft Engineering, China

2017-04-07;

2017-06-20

PAN Qing-lin; Tel: +86-731-88830933; E-mail: PQL1964@yeah.net

國家大飛機工程材料專項(XXXX-K2008-6)

2017-04-07；

2017-06-20

潘清林，教授，博士；電話：0731-88830933；E-mail: PQL1964@yeah.net

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.06.03

1004-0609(2018)-06-1101-10

TG146.2

A

(編輯 何學鋒)