仇琍麗，高文理，陸　政，馮朝輝

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

采用Gleeble-3500熱模擬試驗機對鑄態(tài)7A85鋁合金進行高溫熱壓縮實驗，研究了7A85鋁合金在變形溫度為300～450℃、應變速率為0.01～10s-1條件下的流變行為與顯微組織。結果表明：流變應力在變形初期迅速升至峰值，隨后由于動態(tài)回復和動態(tài)再結晶有所降低，最后趨于穩(wěn)態(tài)；峰值流變應力隨變形溫度的降低和應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力本構方程，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。軟化機制主要為動態(tài)再結晶。

7A85鋁合金；熱壓縮；本構方程；顯微組織

7XXX系Al-Zn-Mg-Cu超高強鋁合金具有密度小、抗應力腐蝕性能高、斷裂韌性好等優(yōu)點，廣泛應用于航空航天中的受力結構件，如飛機機身框架、機翼蒙皮、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，熱模擬實驗可模擬工業(yè)擠壓、鍛造及軋制等熱加工工藝，研究金屬熱變形時的流變應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，但峰值流變應力高，這是因為7150鋁合金中更多細小的亞結構和高密度析出相強化了合金；陳學海等[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)再結晶模型等，對合金的熱變形進行了較為全面、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鋁合金降溫時效工藝，研究表明，降溫時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力本構方程。本工作對鑄態(tài)7A85鋁合金進行熱壓縮實驗，研究合金的熱壓縮流變行為與顯微組織演變規(guī)律。

1　實驗材料與方法

本實驗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(質量分數(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%機油+5%硝酸三甲苯酯，均為體積分數(shù))來減小試樣與試驗機壓頭間的摩擦。在Gleeble-3500熱模擬試驗機上進行等溫恒應變速率熱壓縮實驗，變形溫度為300,350,400，450℃，應變速率為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，進行恒應變速率壓縮實驗，真應變?yōu)?.1，壓縮完立即水淬，以保留鋁合金熱壓縮后的變形組織。

本實驗運用線性回歸方法建立7A85鋁合金動態(tài)再結晶模型；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構和第二相的數(shù)量及分布情況。

2　結果與討論

2.1真應力-真應變曲線

在實際塑性變形中，流變應力決定了變形時所

需施加載荷的大小和消耗能量的多少，它是顯微結構演變和變形機制的反映。圖1為7A85鋁合金在變形溫度為300～450℃、應變速率為0.01～10s-1時的真應力-真應變曲線。由圖1可見，在變形初期，真應力迅速增大，達到峰值后，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，阻礙位錯運動，產(chǎn)生加工硬化，故真應力迅速增大。此時應變量很小，沒有足夠的驅動力發(fā)生動態(tài)回復軟化，所以在熱變形初期加工硬化占主導，流變應力隨真應變增加迅速升高。隨著變形程度增大，晶內存儲能逐漸增大，發(fā)生動態(tài)回復和動態(tài)再結晶，加工硬化被動態(tài)軟化過程抵消，真應力有所降低，最終兩者趨于平衡，進入穩(wěn)定變形階段。

由圖1(a)可知，當應變速率相同時，流變應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)回復和動態(tài)再結晶，降低流變應力。由圖1(b)可知，當變形溫度相同時，流變應力隨應變速率的增加而增大，說明7A85鋁合金是正的應變速率敏感材料，應變速率提高，一方面位錯密度顯著增大，形成高密度位錯纏結，提高了流變應力[12]；另一方面，應變速率越大，動態(tài)軟化時間越短，軟化不充分，也會提高流變應力。在變形后期，潤滑不充分，由于摩擦力的影響，金屬變形困難，流變應力提高，真應力-真應變曲線尾部有輕微上翹。

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

2.2本構方程

(1)

(2)

(3)

(4)

對式(3)、式(4)求對數(shù)得：

(5)

(6)

在一定應變速率下對式(1)求導可得：

(7)

(8)

也可用包含Z的參數(shù)表示為：

(9)

圖2　應變速率與流變應力的關系Fig.2　Relationship between strain rate and flow -σ

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

圖4　變形溫度與流變應力的關系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　流變應力與參數(shù)Z的關系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、應變速率較大時(lnZ較大，見圖7(a),(b))，晶粒細化并拉長，組織纖維化，發(fā)生了動態(tài)回復；在變形溫度較高、應變速率較小時(lnZ較小，見圖7(c),(d))，晶粒拉長并長大，晶界和晶內均有再結晶晶粒，發(fā)生了動態(tài)再結晶。

綜上所述，隨著lnZ的減小，即變形溫度升高、應變速率降低，位錯密度減小，流變應力降低，第二相數(shù)量減少，動態(tài)軟化機制由動態(tài)回復轉變?yōu)閯討B(tài)再結晶。

3　結論

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

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

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

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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?；究蒲袠I(yè)務費專項資金(2242014R20012)；江蘇省博士后科研資助計劃(1302045B)

2014-08-11；

2015-07-30

潘冶(1956-)，男，教授，博士生導師，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號東南大學九龍湖校區(qū)材料學院(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