郎玉婧，崔 華，蔡元華，張濟山

(1. 北京科技大學(xué) 新金屬材料國家重點實驗室，北京 100083；2. 北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100083)

應(yīng)變誘導(dǎo)析出對7050合金連續(xù)熱變形組織的影響

郎玉婧1，崔 華2，蔡元華1，張濟山1

(1. 北京科技大學(xué) 新金屬材料國家重點實驗室，北京 100083；2. 北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100083)

利用Gleeble?1500熱模擬試驗機、光學(xué)顯微鏡(OM)、X射線衍射儀(XRD)、透射電鏡(TEM)和背散射衍射(EBSD)，研究變形工藝對7050鋁合金析出相顆粒的影響，以及應(yīng)變誘導(dǎo)析出顆粒對連續(xù)熱變形組織的影響。結(jié)果表明：變形可使析出相顆粒發(fā)生球化，低應(yīng)變速率促使析出相顆粒細(xì)化和再析出，高應(yīng)變速率則促使析出相顆?；厝芎痛只?；在連續(xù)熱變形過程中，應(yīng)變誘導(dǎo)析出的細(xì)小球形顆粒仍大量彌散分布在合金中，尺寸略有長大，并且析出相顆粒釘扎位錯和晶界，晶內(nèi)取向差變大。變形條帶晶粒被細(xì)化，合金基體中形成大量多邊形亞結(jié)構(gòu)，這可能對鋁合金強度和斷裂韌性的提高產(chǎn)生積極作用。

7050合金；應(yīng)變誘導(dǎo)析出；熱變形；析出相

7000系鋁合金是超高強度合金，由于比強度高、韌性好和抗應(yīng)力腐蝕開裂等優(yōu)良的綜合性能，被廣泛地應(yīng)用于航空航天和交通運輸?shù)阮I(lǐng)域。在設(shè)計鋁合金時，EDGAR提出盡可能降低鋁合金的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)[1]。鋁合金在保持變形組織時，強度和韌性才能發(fā)揮最佳的配合[2]。國內(nèi)外學(xué)者對鋁合金塑性變形的研究主要包括加工方法(傳統(tǒng)變形和強變形)、變形工藝對顯微組織及性能的影響[3?5]、變形組織的演變過程(位錯、亞晶和變形帶等)[6?7]，再結(jié)晶組織的控制[8]等。1981年，WERT 等[9]利用高溫過時效的方法將大、小顆粒引入7075合金中，影響合金的變形組織，使晶粒有效細(xì)化。此后，第二相顆粒的析出行為及影響因素和第二相顆粒對變形組織的影響，逐漸成為鋁合金變形研究熱點之一。最新的研究發(fā)現(xiàn)，在7050鋁合金中等通道角擠壓工藝(Equal channel angular pressing)[10]和應(yīng)變誘導(dǎo)析出處理[11]均可使MgZn2顆粒發(fā)生球化，釘扎作用影響變形組織并能提高合金的力學(xué)性能。Al-Cu合金在強變形(Severe plastic deformation)過程中也會誘導(dǎo)析出相發(fā)生再析出和回溶行為[12?14]。本文作者研究熱變形過程中第二相的析出行為，利用傳統(tǒng)熱變形將析出相顆粒引入7050鋁合金中，研究析出相顆粒對變形組織和析出行為的作用。

1 實驗

7050合金的成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為Zn 6，Mg 2.3，Cu 2.1，Zr 0.11，F(xiàn)e 0.1，Si 0.05，Ti 0.02，Al余量，原始狀態(tài)為T7451。板材經(jīng)480 ℃、16 h 和483 ℃、8 h的長時間固溶處理，室溫水淬，然后加工成直徑10 mm、長15 mm的圓柱試樣，軸向為軋制方向。熱機械處理實驗在Gleeble?1500熱模擬機上進行，在圓柱試樣的兩個端面涂抹石墨粉加機油作為壓縮變形時的潤滑劑，以減少摩擦力對樣品測試時的影響。熱機械處理工藝1：試樣加熱到300 ℃保溫120 s后立即室溫水淬；工藝2：試樣加熱到300 ℃保溫120 s后立即以應(yīng)變速率0.1 s?1變形，試樣高度從15 mm降低到6 mm，壓下率為60%；工藝3：試樣加熱到300 ℃保溫120 s后立即以應(yīng)變速率10 s?1變形，壓下率為60%；工藝4：試樣加熱到400 ℃保溫120 s后立即以應(yīng)變速率10 s?1變形，試樣高度從15 mm降低到3 mm，壓下率為80%；工藝5：試樣加熱到300 ℃保溫120 s后立即以應(yīng)變速率10 s?1變形，試樣高度從15 mm降低到6 mm，隨后試樣立即升溫到400 ℃保溫10 s后以10 s?1變形，試樣高度從6 mm降低到3 mm，總壓下率為80%；在熱機械處理過程中，試樣的加熱速率均為2 ℃/s，試樣變形后均立即室溫水淬，以保留其高溫變形組織，同時測得應(yīng)力—應(yīng)變曲線。

利用金相顯微鏡(OM)，Philips APD210型X射線衍射儀(XRD)，電子背散射衍射(EBSD)，JEM?2010透射電鏡(TEM)和選區(qū)電子衍射(SAED)對試樣進行微觀組織和相分析。金相試樣的制備采用標(biāo)準(zhǔn)的金相試樣制備方法，浸蝕試劑為Keller試劑(2.5%HNO3+ 1.5%HCl+1%HF水溶液)。EBSD和TEM電鏡薄膜樣品均采用電解雙噴減薄技術(shù)，電解液為30%硝酸和70%甲醇溶液(體積分?jǐn)?shù))，電流為50～70 mA，溫度在?20～ ?30 ℃之間。

2 實驗結(jié)果

2.1 析出相的狀態(tài)

圖1所示為不同狀態(tài)下7050鋁合金的TEM像。由圖1可知，鋁合金在300 ℃保溫120 s后，基體中出現(xiàn)大量析出相，大部分析出相顆粒呈短棒狀和針狀，少量析出相顆粒呈球形或橢球形，晶內(nèi)顆粒尺寸為20～80 nm，長徑比為2～4；晶界上顆粒明顯大于晶內(nèi)顆粒，但二者的長徑比較為接近(見圖1(a))。若鋁合金在300 ℃保溫120 s并以不同的應(yīng)變速率進行壓下率為60%的變形后，顆粒以球形為主，分布也更加均勻，如圖1(b)所示，析出相顆粒的數(shù)量明顯增多，顆粒細(xì)小，說明低應(yīng)變速率(0.1 s?1)變形促使析出相球化和再析出；如圖1(c)所示，析出相顆粒數(shù)量有所減少，顆粒發(fā)生粗化，說明高應(yīng)變速率(10 s?1)變形促使析出相球化并聚集長大。在此，將變形促使析出相球化、再析出和聚集長大的現(xiàn)象定義為應(yīng)變誘導(dǎo)析出。

圖1(d)所示為圖1(c)中析出相在鋁合金基體〈100〉晶面的選區(qū)電子衍射(SAED)譜及其衍射斑點標(biāo)定示意圖，基體Al為面心立方(FCC)結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)a=0.405 nm。MgZn2相有兩種結(jié)構(gòu)，η′是六方(HCP)亞穩(wěn)相，晶格常數(shù)a=0.496 nm，c=1.402 nm；η是六方平衡相，晶格常數(shù)a=0.522 1 nm，c=0.856 7 nm[15]。由圖1(d)可見，在1/3{220}Al位置存在衍射斑點對應(yīng)η-MgZn2相的衍射，而在1/3{220}Al和2/3{220}Al位置存在衍射斑點對應(yīng)η′-MgZn2相的衍射[15?16]，說明300℃變形過程析出了六方穩(wěn)態(tài)的η相和亞穩(wěn)態(tài)的η′相。根據(jù)文獻[16]，圖1(d)中“×”位置的衍射斑對應(yīng)GP(I)區(qū)的衍射，且衍射斑較弱，表明在300 ℃變形時基體中出現(xiàn)少量的過渡相GP區(qū)。

圖1(e)所示為鋁合金在400 ℃保溫120 s并以高應(yīng)變速率10 s?1進行壓下率為80%變形(工藝4)的TEM像。可以看出基體中析出相數(shù)量較少，尺寸不均勻，且存在粗大的板狀析出相和變形過程中再析出的細(xì)小球形析出相；而300 ℃應(yīng)變誘導(dǎo)析出的鋁合金經(jīng)過后續(xù)400 ℃熱變形(工藝5)后，鋁合金基體出現(xiàn)仍然是球形析出相(見圖1(f))，與圖1(c)相比，析出相顆粒明顯時顆粒長大至40～90 nm，顆粒密度降低，但析出數(shù)量明顯多于圖1(e)中的，顆粒分布均勻，可見應(yīng)變誘導(dǎo)析出對后續(xù)熱變形過程中析出相的形貌、數(shù)量和分布有著重要影響。

圖1 7050鋁合金在不同工藝下析出相的TEM像Fig. 1 TEM images of precipitates in 7050 alloy under process 1 (a), process 2 (b), process 3 (c), SAED pattern and schematic representation of Fig.1c (d), process 4 (e) and process 5 (f)

圖2所示為7050鋁合金不同工藝下的XRD譜。固溶態(tài)合金XRD譜中未出現(xiàn)MgZn2相的衍射峰(見圖2中譜線(a))，說明在長時間固溶處理過程中MgZn2相完全回溶到基體中。固溶態(tài)合金經(jīng)300 ℃保溫120 s后，MgZn2相的衍射峰相對較弱(見圖2中譜線(b))，說明加熱使部分MgZn2粒子析出，圖1(a)表明加熱促使粗大棒狀和小球形顆粒生成。固溶態(tài)合金經(jīng)300 ℃和0.1 s?1熱變形后，MgZn2相衍射峰的相對強度增大(見圖2中譜線(c))，圖1(b)表明析出相顆粒密度增加，說明經(jīng)過熱變形后，析出更多的MgZn2粒子，即熱變形促進了MgZn2相的析出。而固溶態(tài)合金經(jīng)300 ℃和粗化，此10 s?1熱變形后，MgZn2相衍射峰的相對強度顯著增加(見圖2中譜線(d))，說明經(jīng)過高應(yīng)變速率熱變形 后，MgZn2粒子析出體積分?jǐn)?shù)增加；由圖1(c)可以看出，析出相顆粒密度減小，但發(fā)生聚集長大，尺寸增大。300 ℃應(yīng)變誘導(dǎo)析出繼400 ℃高應(yīng)變速率10 s?1變形(工藝5)之后，MgZn2相的衍射峰強度明顯減弱(見圖2中譜線(e))，表明在400 ℃熱變形過程中析出相的體積分?jǐn)?shù)減??；圖1(f)也表明析出相顆粒繼續(xù)聚集長大，密度顯著降低。XRD譜和TEM像的實驗結(jié)果一致，說明熱變形能有效促進MgZn2相的析出，在高溫400 ℃變形后析出粒子數(shù)量減少。

圖2 7050鋁合金在不同工藝下的XRD譜Fig. 2 XRD patterns of 7050 Al alloy under solution (a), process 1 (b), process 2 (c), process 3 (d) and process 5 (e)

2.2 流變應(yīng)力的變化

圖3所示為7050鋁合金不同工藝條件下的熱變形曲線。圖3(a)所示為工藝2、3和4變形鋁合金的真應(yīng)力—應(yīng)變曲線。由圖3(a)可見，在變形溫度300 ℃、應(yīng)變速率10 s?1、壓下率60%時，在變形初期，流變應(yīng)力隨應(yīng)變的增大迅速升高，當(dāng)應(yīng)變達(dá)到峰值后，熱變形呈現(xiàn)穩(wěn)態(tài)流變的特征，最大流變應(yīng)力為228 MPa；在變形溫度300 ℃、應(yīng)變速率0.1 s?1、壓下率60%時，變形初期，流變應(yīng)力也隨應(yīng)變的增大迅速升高，達(dá)到峰值后呈現(xiàn)穩(wěn)態(tài)流變的特征，最大流變應(yīng)力(197 MPa)低于高應(yīng)變速率的應(yīng)力值；在變形溫度400 ℃、應(yīng)變速率10 s?1、壓下率80%時，在變形初期時流變應(yīng)力仍隨應(yīng)變的增大迅速升高達(dá)到峰值后呈現(xiàn)穩(wěn)態(tài)流變的特征，高溫應(yīng)力為140 MPa。圖3(b)所示為工藝5變形鋁合金的應(yīng)力—應(yīng)變曲線，曲線表明，經(jīng)過應(yīng)變誘導(dǎo)析出的鋁合金繼續(xù)變形時依然呈現(xiàn)穩(wěn)態(tài)流變的特征，此時鋁合金的最大流變應(yīng)力達(dá)到172 MPa，明顯高于工藝4變形鋁合金的應(yīng)力值(140 MPa)，同時鋁合金變形的流變應(yīng)力呈持續(xù)增加的態(tài)勢，說明應(yīng)變誘導(dǎo)析出的顆粒(見圖1(c))使鋁合金在高溫變形時發(fā)生硬化現(xiàn)象，即動態(tài)應(yīng)變時效[2]對熱變形行為有一定貢獻，導(dǎo)致后續(xù)變形過程的變形抗力持續(xù)增強，使隨后應(yīng)力—應(yīng)變曲線緩慢升高。

圖3 7050合金在不同變形條件下的真應(yīng)力—應(yīng)變曲線Fig. 3 True stress—strain curves of 7050 Al alloy under single-pass deformation (a) and two-pass deformation (b)

2.3 合金的變形組織

晶粒大小和取向可以通過EBSD測得，圖4所示為7050合金不同變形工藝后的EBSD圖。圖中取向差角θ＞15°為大角度晶界，用粗線條標(biāo)定；2°＜θ＜15°為小角度晶界，用細(xì)線條標(biāo)定。鋁合金在300 ℃變形(工藝3)后，基體為變形組織，圖中5條寬度不等的拉長晶粒帶，晶內(nèi)存在大量由小角度晶界組成的多邊形亞晶，在亞晶密度高的區(qū)域和晶界處出現(xiàn)細(xì)小等軸晶(見圖4(a))；晶內(nèi)取向差較小，晶粒間的取向差較大(見圖4(b))。鋁合金經(jīng)過400 ℃變形(工藝4)后，變形晶粒尺寸較大，圖中沒有呈現(xiàn)一個完整的拉長晶粒帶，并且小角度晶界的密度顯著較少，沒有形成完整的亞晶，晶內(nèi)出現(xiàn)個別等軸晶粒(見圖4(c))；晶粒間的取向差較大，同時晶粒內(nèi)部出現(xiàn)較小的取向差(見圖4(d))。而鋁合金經(jīng)應(yīng)變誘導(dǎo)析出續(xù)后400 ℃變形(工藝5)后，根據(jù)圖4(a)和4(e)可以看出，在晶粒的演變過程，合金在圖4(a)組織的基礎(chǔ)上繼續(xù)加熱變形，帶狀拉長晶粒的寬度變小，晶內(nèi)構(gòu)成亞晶的高密度小角度晶界轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы纾傻容S晶粒，小角度晶界密度降低沿變形方向分布，帶狀組織和晶粒的細(xì)化效果明顯增強(見圖4(e))；且晶粒間存在明顯的取向差。

圖4 7050合金在不同變形工藝下的晶界圖和取向圖Fig. 4 EBSD maps of 7050 Al alloy after different deformation processes: (a) Process 3, grain boundary map; (b) Process 3, grain orientation; (c) Process 4, grain boundary map; (d) Process 4, grain orientation; (e) Process 5, grain boundary map; (f) Process 5, grain orientation

7050鋁合金在不同工藝條件下(應(yīng)變速率10 s?1)變形后的金相組織如圖5所示。在300 ℃變形，壓下率為60%時，基體組織出現(xiàn)明顯的拉長晶粒和變形帶，變形帶上為窄條帶組織，且組織不均勻，聚集在晶界上的黑色物質(zhì)為富Fe相和S相(見圖5(a))。在400 ℃變形，壓下率為80%時，基體存在較寬的拉長晶粒，且出現(xiàn)明顯的明暗組織和單顆粒晶粒(見圖5(b))。然而在300 ℃壓下率60%變形后再進行400 ℃變形，總壓下率為80%時，基體中拉長晶粒變窄，演變成為均勻的細(xì)長變形帶(見圖5(c))。由圖5(b)和5(c)可以明顯地看出：7050鋁合金經(jīng)過應(yīng)變誘導(dǎo)析出后基體為細(xì)長的變形組織，金相組織結(jié)果與EBSD圖一致，帶狀組織細(xì)化效果明顯。

3 分析與討論

3.1 變形條件對析出相的影響

圖6所示為Al-MgZn2偽二元系的平衡相圖[17]。由圖6可以看出，在300 ℃以下時，隨溫度的升高，MgZn2相在鋁基體的固溶量緩慢增加，當(dāng)溫度超過300 ℃時，MgZn2相在鋁基體中的固溶度急劇增大。因此，從亞穩(wěn)定的過飽和固溶體中析出MgZn2相是一個自發(fā)的熱力學(xué)過程。

圖5 7050合金在不同變形工藝下的金相組織Fig. 5 Optical images of 7050 Al alloy after deformation by process 3 (a), process 4 (b) and process 5 (c)

圖6 Al-MgZn2偽二元系相圖[17]Fig. 6 Al-MgZn2pseudo-binary phase diagram[17]

一定低溫下，過飽和固溶體的分解析出是一個熱力學(xué)自發(fā)過程，其脫溶相變驅(qū)動力?G足以促使第二相從基體中析出。而在某溫度下進行變形時，第二相顆粒的析出和長大不僅涉及熱力學(xué)問題，還涉及動力學(xué)問題。熱力學(xué)條件是第二相析出能否自發(fā)進行的保證，而動力學(xué)條件則影響第二相顆粒的析出過程，變形會在鋁基體中產(chǎn)生變形儲能W，則在熱變形條件下的MgZn2析出驅(qū)動力為?G—W，此驅(qū)動力顯然大于平衡脫溶的驅(qū)動力，有利于形核率的增加，在有限的時間內(nèi)析出更多數(shù)量的第二相顆粒，更加有利于MgZn2相的析出。由圖1(a)～(c)可以看出，變形明顯地改變了析出相的形貌，TROEGER和STARKE[18]認(rèn)為變形帶的存在提供非均勻形核位置改變了析出相的形態(tài)。第二相的形成和長大還需要組成原子的擴散等動力學(xué)方面的條件。熱變形在鋁合金基體中形成大量的組織缺陷，如位錯和變形帶等，這些組織缺陷不僅因為結(jié)構(gòu)起伏較大，會為MgZn2的析出形核提供更多的位置，還會成為合金中固溶原子的快速擴散通道，加快原子的擴散，促進第二相的形核和長大。因此，熱變形會促進第二相的析出。

應(yīng)變速率對變形過程中第二相顆粒析出數(shù)量及尺寸有明顯影響。由圖1(b)和(c)還可看出，較低應(yīng)變速率變形所誘導(dǎo)析出的顆粒更加細(xì)小，數(shù)量更多，顆粒分布更趨于均勻，低應(yīng)變速率變形后析出顆粒尺寸為15～30 nm；較高應(yīng)變速率變形的鋁合金析出顆粒數(shù)量密度變小，析出相粗化尺寸為20～50 nm。因此，變形條件使析出相球化、再析出和熟化。其原因如下：低應(yīng)變速率可以使鋁合金的變形有充足的時間開動所有滑移系，使形變在鋁合金中均勻進行，產(chǎn)生數(shù)量更多、分布更加均勻的形變?nèi)毕荩峁└嗟男魏宋恢?，從而?dǎo)致較高密度、細(xì)小均勻的第二相析出；而在高應(yīng)變速率條件下，鋁合金的加工硬化較高，流變應(yīng)力大(見圖3(a))，變形儲能增大，第二相晶核長大驅(qū)動力較大，促使析出相小顆?；厝埽箢w粒聚集長大，發(fā)生熟化，故高應(yīng)變速率析出的第二相顆粒數(shù)量較少、顆粒尺寸較大。

3.2 析出相對鋁合金變形組織的影響

金屬在塑性變形過程中，由于外加應(yīng)力作用產(chǎn)生高密度的位錯，位錯在運動過程中受析出相、晶界等釘扎作用阻礙運動，就產(chǎn)生加工硬化；若析出相減少，阻礙運動減弱，位錯重新排列，密度降低，形成多邊形的亞結(jié)構(gòu)，便產(chǎn)生動態(tài)軟化。

在本實驗中，對于熱變形工藝5，在300 ℃高應(yīng)變速率下變形，形成大量彌散分布的球形析出相，在熱變形初期形成高密度的位錯，此時位錯主要被析出相釘扎，阻礙其運動，使流變應(yīng)力迅速達(dá)到峰值(見圖3(b))，后進入穩(wěn)態(tài)變形階段，位錯密度降低，重排在晶內(nèi)形成多邊形亞結(jié)構(gòu)(見圖4(a))；300 ℃變形后合金繼續(xù)被升溫至400 ℃變形，合金中大量析出相顆粒的存在會對鋁合金產(chǎn)生較強的析出強化作用，應(yīng)變增加析出相顆粒對位錯和晶界產(chǎn)生強大的釘扎作用，加工硬化第二段流變應(yīng)力繼續(xù)增加(見圖3(b))，析出相顆粒阻礙鋁合金位錯和晶界的遷移，晶內(nèi)取向差增大(見圖4(e)和4(f))，拉長晶粒寬度變窄，在原始晶界處形成細(xì)小的等軸晶，變形組織得到明顯細(xì)化。并且工藝5變形合金的變形儲能高于工藝4變形合金的，圖1(f)中析出相顆粒數(shù)量明顯比圖1(e)中的析出相顆粒多，析出相尺寸均勻，彌散分布球形顆粒，這一結(jié)果增強了析出相顆粒對變形組織的作用。

本課題組已有的研究結(jié)果表明[11]：采用熱變形工藝5能使7050鋁合金形成大量的亞結(jié)構(gòu)，小角度晶界體積分?jǐn)?shù)為83.8%，有利于鋁合金性能的提高，尤其是鋁合金斷裂韌性的提高，回溶時效處理后7050-T6的抗拉強度為603 MPa，屈服強度為513 MPa，伸長率為12.3%。

4 結(jié)論

1) 變形促使7050鋁合金基體形成大量細(xì)小、球形的析出相顆粒。低應(yīng)變速率使得析出相顆粒球化，數(shù)量增加，發(fā)生再析出；高應(yīng)變速率使得析出相顆粒球化，且數(shù)量有所減少，顆粒發(fā)生回溶、長大現(xiàn)象。

2) 應(yīng)變誘導(dǎo)析出使鋁合金后續(xù)400 ℃變形過程中，大部分析出相顆粒仍保持球形，尺寸有所長大，彌散分布，增強位錯和晶界運動的阻礙作用，提高鋁合金后續(xù)熱變形的臨界流變應(yīng)力。

3) 應(yīng)變誘導(dǎo)析出顆粒釘扎位錯和晶界，在熱變形過程中，鋁合金產(chǎn)生大量多邊形亞結(jié)構(gòu)，有效細(xì)化合金的變形組織，有利于同時提高7050合金的強度和斷裂韌性。

REFERENCES

[1]EDGAR A, STARKE E A Jr. Aluminum alloy and temper design: contributions of Dr. James T. Staley[C]//Proceedings from Materials Solutions Conference, 2001: 1?5.

[2]KAPPOR R, KUMAR N, MISHRA R S, HUSKAMP C S. SANKARAN K K. Influence of fraction of high angle boundaries on the mechanical behavior of an ultrafine grained Al-Mg alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2010, 527: 5246?5254.

[3]李俊鵬, 沈 健, 閆曉東, 毛柏平, 閆亮明. 溫度對7075鋁合金熱變形顯微組織演化的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2008, 18(11): 1951?1957. LI Jun-peng, SHEN Jian, YAN Xiao-dong, MAO Bai-ping, YAN Liang-ming. Effect of temperature on microstructure evolution of 7075 alloy during hot deformation[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2008, 18(11): 1951?1957.

[4]王 東, 馬宗義. 軋制工藝對7050鋁合金顯微組織和力學(xué)性能的影響[J]. 金屬學(xué)報, 2008, 44(1): 49?54. WANG Dong, MA Zhong-yi. Effects of rolling process on microstructure and mechanical property of 7050 aluminum alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2008, 44(1): 49?54.

[5]VALIEV R Z, ENIKEEV N A, MURASHKIN M Y, KAZYHANOV V U, SAUVAGE X. On the origin of the extremely high strength of ultrafine-grained Al alloys produced by severe plastic deformation[J]. Scripta Materialia, 2010, 63: 949?952.

[6]沈 健, 唐京輝, 謝水生. Al-Zn-Mg合金的熱變形組織演化[J]. 金屬學(xué)報, 2000, 36(10): 1033?1036. SHEN Jian, TANG Jing-hui, XIE Shui-sheng. Microstructure evolution of Al-Zn-Mg alloy during hot deformation[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2000, 36(10): 1033?1036.

[7]KAMIKAWA N, HUANG X X, TSUJI N, HANSEN N. Strengthening mechanisms in nanostructured high-purity aluminium deformed to high strain and annealed[J]. Acta Materialia, 2009, 57: 4198?4208.

[8]KANNAN B M, RAJA V S. Enhancing stress corrosion cracking resistance in Al-Zn-Mg-Cu-Zr alloy through inhibiting recrystallization[J]. Engineering Fracture Mechanics, 2010, 77: 249?256.

[9]WERT J A, PATON N E, HAMILTON C H, MAHONEY M W. Grain refinement in 7075 aluminum by thermo-mechanical processing[J]. Metallurgical Transactions, 1981, 12: 1267?1276.

[10]CARDOSO K R, TRAVESSA D N, BOTTA W J, JORGE A M Jr. High strength AA7050 Al alloy processed by ECAP: microstructure and mechanical properties[J]. Materials Science and Engineering A, 2011, 528: 5804?5811.

[11]LANG Y J, CAI Y H, CUI H, ZHANG J S. Effect of strain-induced precipitation on the low angle grain boundary in AA7050 aluminum alloy[J]. Materials and Design, 2011, 32: 4241?4246.

[12]黨 朋, 許曉嫦, 劉志義, 于文斌, 寧愛林, 曾蘇民. Al-Cu合金析出相在等徑角擠壓中的演變[J]. 材料科學(xué)與工藝, 2009,17(2): 263?269. DANG Peng, XU Xiao-chang, LIU Zhi-yi, YU Wen-bin, NING Ai-lin, ZENG Su-min. Evolution of precipitates in Al-Cu alloy subjected to equal-channel angular pressing[J]. Materials Science and Technology, 2009, 17(2): 263?269.

[13]彭北山, 寧愛林, 劉志義, 許曉嫦, 蔣壽生, 曾蘇民. 強塑性變形中Al-Cu二元合金相的溶解行為[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2009, 19(5): 874?880. PENG Bei-shan, NING Ai-lin, LIU Zhi-yi, XU Xiao-chang, JIANG Shou-sheng, ZENG Su-ming. Dissolution behavior of second phases in Al-Cu binary alloy during severe plastic deformation[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2009, 19(5): 874?880.

[14]張孜昭, 許曉嫦, 劉志義, 夏卿坤, 曾蘇民. 強變形誘導(dǎo)形成的Al-Cu 合金過飽和固溶體在繼續(xù)變形時的再析出行為[J].中國有色金屬學(xué)報, 2009, 19(11): 1962?1968. ZHANG Zi-zhao, XU Xiao-chang, LIU Zhi-yi, XIA Qing-kun, ZENG Su-ming. Re-precipitate behavior of supersaturated solid solution of Al-Cu alloy caused by severe plastic deformation during subsequent deformation[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2009, 19(11): 1962?1968.

[15]BERG L K, GJ?NNES J, HANSEN V, LI X Z, KNUTSON W M, WATERLOO G, SCHRYVERS D, WALLENBERG L R. GP-zones in Al-Zn-Mg alloys and their role in artificial aging[J]. Acta Materialia, 2001, 49: 3443?3451.

[16]STILLER K, WARREN P J, HANSEN V, ANGENTE J, GJ?NNES J. Investigation of precipitation in an Al-Zn-Mg alloy after two-step ageing treatment at 100 ℃ and 150 ℃[J]. Materials Science and Engineering A, 1999, 270: 55?63.

[17]ФридпяHдч И H, ДобагкиH В И, Захаров Ё Д. 變形鋁合金[M]. 鄧宗鋼, 譯. 北京: 國防工業(yè)出版社, 1965: 8. ФридпяHдч И H, ДобагкиH В И, Захаров Ё Д. Deformed aluminium alloy[M]. DENG Zhong-gang, transl. Beijing: Defense Technology Press, 1965: 8

[18]TROEGER L P, STARKE J E A. Particle-stimulated nucleation of recrystallization for grain-size control and superplasticity in an Al-Mg-Si-Cu alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2000, 293: 19?29.

(編輯 龍懷中)

Effect of strain-induced precipitation on subsequent hot deformed microstructure of 7050 alloy

LANG Yu-jing1, CUI Hua2, CAI Yuan-hua1, ZHANG Ji-shan1
(1. State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China; 2. School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China)

The effect of deformation process on the precipitates and effect of strain-induced precipitation particles on the subsequent hot deformed microstructure of 7050 alloy were investigated by optical microscope (OM), X-ray diffractometer (XRD), transmission electron microscope (TEM) and electron backscattering diffractometer (EBSD) on a Gleeble?1500 thermo-mechanical simulator. The results indicate that the deformation can accelerate the spheroidization of the precipitates. The refinement and re-precipitation of the precipitates at low strain rate deformation, and the dissolution and coarsening of the precipitates at high strain rate deformation can be observed. A large number of small globular precipitates distribute dispersively in the alloy, and the size of the precipitates increases during the subsequent hot deformation. The precipitates can pin the dislocations and grain boundaries, and misorientation increases in the elongated grain interior. The ribbon deformed-grains are refined and many polygonal substructures form, which maybe have a positive effect to improve the strength and fracture toughness of aluminum alloys.

7050 alloy; strain-induced precipitation; hot deformation; precipitates

TG146.2

A

新金屬材料國家重點實驗室自主課題資助項目(2008Z-13)

2011-09-02；

2012-03-15

張濟山，教授；電話：010-62334717；E-mail: zhangjs@skl.ustb.edu.cn

1004-0609(2012)10-2726-08