王 宇，熊柏青，李志輝，溫 凱，黃樹暉，李錫武，張永安

(北京有色金屬研究總院 有色金屬材料制備加工國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100088)

Al-Zn-Mg-Cu系合金廣泛用于制造航空工業(yè)中的輕質(zhì)結(jié)構(gòu)件，是軍用、商用飛機(jī)不可缺少的結(jié)構(gòu)材料[1-4]。伴隨著先進(jìn)飛機(jī)的發(fā)展，飛機(jī)設(shè)計(jì)對總體性能、使用壽命、安全可靠性、結(jié)構(gòu)質(zhì)量控制等方面要求的不斷提高，對具有更高綜合性能的新一代高強(qiáng)高韌鋁合金材料提出進(jìn)一步的需求，要求具有更高的強(qiáng)度、塑性、韌性、耐腐蝕、耐損傷性能以及更佳的加工工藝性能。高合金化是目前的研發(fā)趨勢，部分合金牌號的Zn元素含量達(dá)到8.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)以上，合金元素總含量超過13%。然而，單純追逐高合金化為這類合金的生產(chǎn)制造帶來困難，例如大尺寸鑄錠成型困難、軋制開裂、淬火敏感性增強(qiáng)、機(jī)加工性能下降、成本上升等問題。

向Al-Zn-Mg-Cu系中添加微合金化元素Zr和Sc是解決上述問題的有效途徑之一。Zr元素和Sc元素是高效變質(zhì)劑，對顯微組織有極強(qiáng)的調(diào)控作用，可以細(xì)化晶粒，穩(wěn)定晶界結(jié)構(gòu)，改善第二相粒子的大小、形貌、數(shù)量和分布，從而顯著提升和改善合金的強(qiáng)度、塑性、抗應(yīng)力腐蝕、低周疲勞、焊接性能等[5-9]。尤其對于焊接性能的提升，采用焊接方式代替?zhèn)鹘y(tǒng)的鉚接方式，對于飛機(jī)有效減輕自重實(shí)現(xiàn)輕量化具有重要意義，從而使得這一類新型鋁合金成為用于飛機(jī)重要部件制造的一種潛在的輕型結(jié)構(gòu)材料[10]。因此，研究Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金的組織、性能、加工變形、熱處理工藝等具有重要的現(xiàn)實(shí)意義。

鑒于超高強(qiáng)鋁合金在常溫下塑性較差，其塑性加工通常在高溫下進(jìn)行。金屬熱變形流變應(yīng)力是材料高溫下的基本性能，在制定熱加工工藝時(shí)是極其重要的參數(shù)。到目前為止，國內(nèi)外學(xué)者對7000系超高強(qiáng)鋁合金的熱變形特性已有較深入的研究，并取得了一系列成果。陳修梵等[11]通過線性回歸分析計(jì)算出均勻化7050鋁合金的應(yīng)變硬化指數(shù)以及變形激活能，獲得了均勻化7050鋁合金熱壓縮變形條件下的流變應(yīng)力本構(gòu)方程。隆平等[12]通過一系列等溫壓縮實(shí)驗(yàn)獲得了7B50鋁合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線，建立了一個(gè)包含應(yīng)變的流變應(yīng)力預(yù)測模型，模型中的9個(gè)獨(dú)立參數(shù)可以通過非線性最小二乘法擬合求得，預(yù)測的流變應(yīng)力曲線與實(shí)驗(yàn)結(jié)果吻合得較好。Kaibyshev等[13]研究了7475合金鑄態(tài)組織在熱壓縮變形過程中的晶粒細(xì)化行為。然而，對于含Sc的高合金化7000系鋁合金的熱壓縮變形行為的研究報(bào)道較少。為探究新型Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金的高溫流變應(yīng)力行為以及微觀組織變化規(guī)律，本工作采用Gleeble熱壓縮模擬實(shí)驗(yàn)，建立流變應(yīng)力本構(gòu)方程，為此類材料的加工變形提供參考依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料為利用鐵模鑄造法自制的新型超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc鋁合金扁鑄錠，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為Zn 9.42, Mg 2.32, Cu 1.62, Zr 0.14, Sc 0.17, Si≤0.12, Fe≤0.15, 余量為Al。合金熔煉過程中Zn,Cu以及部分Mg以純金屬的形式加入，Sc,Zr分別以Al-2Sc和Mg-30Zr中間合金的形式加入。合金熔煉采用高純石墨坩堝，在井式電阻爐中進(jìn)行。鐵模形狀為直角梯形，各邊尺寸為(上邊+下底)×高度×厚度=(230+200)mm×300mm×50mm。利用THERM ONCEPT箱式退火爐對鑄錠進(jìn)行雙級均勻化處理，熱處理制度為440℃/12h + 474℃/48h，水淬，然后切取φ10mm×15mm的圓柱用于熱壓縮測試分析。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

將加工好的試樣在Gleeble-1500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行等溫壓縮實(shí)驗(yàn)，壓縮前圓柱試樣兩端加石墨片作為潤滑，以減少摩擦對應(yīng)力狀態(tài)的影響。本實(shí)驗(yàn)中，變形溫度分別設(shè)定為370,400,430,460℃，應(yīng)變速率分別為 0.001,0.01,0.1,1,10s-1，變形量60%，升溫速率5℃/s，加載前保溫3min。壓縮后的試樣迅速水淬到室溫以保留熱變形態(tài)組織。

壓縮變形后用于顯微組織觀察的樣品經(jīng)過打磨、拋光、(腐蝕)處理后，采用Zeiss Axiovert 200MAT型光學(xué)顯微鏡進(jìn)行觀察；在JEOL JSM 7001F 場發(fā)射掃描電子顯微鏡上對樣品進(jìn)行顯微組織分析，加速電壓為20～25kV，傾轉(zhuǎn)角70°。用于透射電子顯微鏡觀察的樣品從待觀察的試樣中線切割獲得10mm×10mm×0.5mm的薄片，通過砂紙研磨至厚度為60～70μm，采用沖片器，沖出若干個(gè)直徑3mm的小圓片。繼續(xù)用砂紙研磨至50～60μm左右，再用5000#砂紙輕輕打磨，去除毛邊，用酒精洗凈吹干后采用雙噴減薄儀對樣品進(jìn)行沖孔，雙噴液為硝酸和甲醇，V(HNO3)∶V(CH3OH)=1∶3，溫度為-30～-20℃，電壓為15～20V，電流為50～80mA。將制備好的樣品在JEOL JEM2010型透射電子顯微鏡下進(jìn)行觀察，操作電壓200kV。

2 結(jié)果與分析

2.1 真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

流變應(yīng)力是影響材料成型性能的一個(gè)重要參數(shù)，主要受兩方面因素的影響。一是金屬材料的本征特性，如化學(xué)成分、微觀組織形貌、熱處理制度、變形歷史等；二是變形條件，如變形溫度、變形速率、變形程度等。對于確定的合金材料及狀態(tài)，真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線反映了流變應(yīng)力與變形條件之間的內(nèi)在聯(lián)系[14-18]。

Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金在不同變形條件下熱壓縮變形的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線如圖1和圖2所示。在開始階段，流變應(yīng)力隨應(yīng)變值的增加而急劇上升，當(dāng)達(dá)到峰值應(yīng)力后(如表1所示)，隨著應(yīng)變值的持續(xù)增加，流變應(yīng)力逐漸下降直至出現(xiàn)平臺而達(dá)到穩(wěn)態(tài)值。對于出現(xiàn)上述現(xiàn)象的原因，目前被廣泛接受的觀點(diǎn)是加工硬化和加工軟化相互競爭的結(jié)果[19-20]。在變形過程中，合金會同時(shí)經(jīng)歷由位錯(cuò)密度快速增加而產(chǎn)生的加工硬化和位錯(cuò)重排、湮滅導(dǎo)致的材料軟化。在變形初期，由于材料軟化不足以抵消位錯(cuò)密度增加帶來的硬化，因此流變應(yīng)力持續(xù)增加；隨著變形量的進(jìn)一步增大，位錯(cuò)獲得更多能量而發(fā)生交滑移、攀移、脫釘，材料軟化行為明顯，流變應(yīng)力開始逐漸下降，當(dāng)硬化現(xiàn)象和軟化行為達(dá)到動態(tài)平衡時(shí)即進(jìn)入穩(wěn)定狀態(tài)。

圖1 不同溫度下Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變關(guān)系曲線.001s-1;.01s-1;.1s-1;;Fig.1 Curves of true stress-true strain for Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc alloys at different temperatures.001s-1;.01s-1;.1s-1;;

此外，由圖1可知，在相同的應(yīng)變速率下，合金流變應(yīng)力隨變形溫度的升高而降低。由圖2可知，在相同的變形溫度下，合金的流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率的增大而增加。當(dāng)應(yīng)變速率恒定時(shí)，變形溫度越高，各原子獲得的動能越大，位錯(cuò)運(yùn)動阻力下降，動態(tài)軟化現(xiàn)象更加明顯從而降低流變應(yīng)力；當(dāng)變形溫度恒定時(shí)，變形速率越大，單位應(yīng)變的變形時(shí)間越短，一方面使得同一應(yīng)變量下的位錯(cuò)數(shù)量增多，另一方面位錯(cuò)無法獲得足夠能量而使得交滑移、攀移等行為不能充分進(jìn)行，因此動態(tài)硬化行為占據(jù)主導(dǎo)從而使得流變應(yīng)力增加[20]。

圖2 不同應(yīng)變速率下Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變關(guān)系曲線 (a)370℃;(b)400℃;(c)430℃;(d)460℃Fig.2 Curves of true stress-true strain for Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc alloys at different strain rates (a)370℃;(b)400℃;(c)430℃;(d)460℃

表1 不同變形條件下的峰值流變應(yīng)力(MPa)Table 1 Peak flow stress (MPa) under different deformation conditions

2.2 應(yīng)力-應(yīng)變本構(gòu)方程

金屬或合金的熱變形是一個(gè)受熱激活控制的過程，其中流變應(yīng)力受應(yīng)變速率、變形程度、變形溫度等條件的影響。目前在建立流變應(yīng)力本構(gòu)方程時(shí)，常用的模型有Zuzin和Brownman模型、Zener-Hollomom參數(shù)模型、Slater關(guān)系模型等[21]。本工作將采用Zener-Hollomom參數(shù)模型，描述如下：

對不同材料高溫塑性變形的研究表明，穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力和應(yīng)變速率之間滿足如下關(guān)系式：

低應(yīng)力水平下(ασ<0.8)

(1)

高應(yīng)力水平下(ασ>1.2)

(2)

整個(gè)應(yīng)力范圍

(3)

式中：A,A1,A2,n,n1,α和β均為常數(shù)，α,β,n之間滿足關(guān)系式α=β/n；R為摩爾氣體常數(shù)；T為變形溫度；Q為變形激活能；σ為流變應(yīng)力。

對式(1)和式(2)兩邊分別求對數(shù)得：

(4)

(5)

圖3 峰值應(yīng)力與應(yīng)變速率的關(guān)系-σ曲線；-lnσ曲線Fig.3 Correlations between peak stress and strain -σcurve;-lnσcurve

對式(3)兩邊分別求對數(shù)得：

(6)

Zener和Hollomon提出應(yīng)變速率與溫度的關(guān)系可用參數(shù)Z表示：

(7)

對式(7)兩邊求對數(shù)得：

(8)

對式(7)求偏微分得：

圖4 流變應(yīng)力與應(yīng)變速率、變形溫度的關(guān)系-lnsinhα σ曲線;(b)lnsinhα σ-1000/T曲線Fig.4 Relations of flow stress with strain rate and deformation -lnsinhα σcurve;(b)lnsinhα σ-1000/T curve

(9)

對式(7)兩邊求對數(shù)還可得：

lnZ=lnA+nlnsinhασ

(10)

將激活能和應(yīng)變速率代入式(7)求出Z值，繪制lnZ-lnsinhασ關(guān)系圖，如圖5所示。

圖5 lnZ-lnsinhα σ關(guān)系曲線Fig.5 Curve for lnZ-lnsinhα σ

由式(10)可知直線截距為lnA，由擬合結(jié)果得lnA=28.707，計(jì)算可得材料常數(shù)A=2.93286×1012，將A,Q,n,α代入式(3)，可以得到該合金采用雙曲正弦函數(shù)修正的Arrhenius關(guān)系表示的流變應(yīng)力方程為：

.93286×

(11)

由式(7)還可得：

(12)

根據(jù)雙曲正弦函數(shù)的反函數(shù)公式可得：

(13)

因此，流變應(yīng)力還可以表示為：

(14)

將求得的材料常數(shù)代入式(14)，可獲得用Z參數(shù)表達(dá)的流變應(yīng)力本構(gòu)方程：

(15)

其中

(16)

2.3 金相顯微組織觀察

圖6為合金在不同條件下熱壓縮變形后的金相顯微組織照片?？梢钥闯?，無論何種變形條件下，顯微組織都呈現(xiàn)出明顯的變形態(tài)特征，沿著垂直于壓縮方向伸長。當(dāng)應(yīng)變速率一定時(shí)，隨著變形溫度的升高，晶粒變形程度增加。如圖6(a),(b)所示，當(dāng)應(yīng)變速率為0.01s-1時(shí)，370℃下的熱壓縮變形組織中晶粒已經(jīng)被壓扁拉長，當(dāng)溫度升高到460℃時(shí)，原始晶粒變得更加細(xì)長，且在部分晶界處看到有等軸晶出現(xiàn)。當(dāng)變形溫度一定時(shí)，隨著應(yīng)變速率的降低，變形時(shí)間更加充分，晶粒變形程度加劇，再結(jié)晶分?jǐn)?shù)增加。如圖6(b),(c)所示，當(dāng)變形溫度為460℃時(shí)，相對于應(yīng)變速率0.01s-1，應(yīng)變速率0.001s-1變形條件下原始晶粒的長寬比進(jìn)一步增加，同時(shí)細(xì)小均勻的再結(jié)晶等軸晶數(shù)量增多。

圖6 不同條件下熱壓縮變形后Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金的金相顯微組織(a)T=370℃,.01s-1;(b)T=460℃,.01s-1;(c)T=460℃,.001s-1Fig.6 Optical microstructures of Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc alloys under different hot compressing conditions(a)T=370℃,.01s-1;(b)T=460℃,.01s-1;(c)T=460℃,.001s-1

圖7 不同條件下熱壓縮變形后Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金的EBSD照片(a)T=370℃,.01s-1;(b)T=460℃,.01s-1;(c)T=460℃,.001s-1Fig.7 EBSD images of Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc alloys under different hot compressing conditions(a)T=370℃,.01s-1;(b)T=460℃,.01s-1;(c)T=460℃,.001s-1

2.4 背散射電子像(EBSD)分析

圖7為合金在不同條件下熱壓縮變形后的EBSD照片。如圖7(a)所示，當(dāng)變形溫度為370℃、應(yīng)變速率為0.01s-1時(shí)，合金雖經(jīng)歷了嚴(yán)重的變形，絕大部分晶粒仍然呈拉長的纖維狀，僅在部分晶界位置可觀察到有等軸晶粒，且大角度晶界分?jǐn)?shù)只有37.1%(如表2所示)，表明在該變形條件下合金的軟化機(jī)制以動態(tài)回復(fù)為主。

隨著變形溫度升高，合金中原子熱振動和擴(kuò)散速率越大，位錯(cuò)間的交互作用比低溫時(shí)容易，同時(shí)晶界遷移能力增強(qiáng)，再結(jié)晶晶粒在晶界處形成并長大，均勻細(xì)小的等軸晶數(shù)量明顯增加(如圖7(b)所示)，大角度晶界分?jǐn)?shù)達(dá)到59.6%(如表2所示)。由于再結(jié)晶的軟化作用，隨著變形溫度的升高，同一應(yīng)變速率下變形時(shí)，合金的流變應(yīng)力下降，即隨著變形溫度的升高，流變應(yīng)力降低。這與圖1真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線是對應(yīng)的。在高變形溫度和低應(yīng)變速率下，一方面由于合金經(jīng)歷的變形時(shí)間延長，組織內(nèi)部變形儲存能增加，另一方面高溫給予原子更強(qiáng)的擴(kuò)散能力，并為位錯(cuò)開動提供能量，因此動態(tài)再結(jié)晶程度將進(jìn)一步增加。如圖7(c)所示，再結(jié)晶數(shù)量明顯增多，且大角度晶界分?jǐn)?shù)達(dá)到63.8%，這與金相顯微組織觀察結(jié)果相一致。

表2 不同變形條件下的大角度晶界分?jǐn)?shù)Table 2 High-angle boundary fraction under different deforming conditions

2.5 透射電子顯微鏡觀察

本工作所研究的Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金含有微量的Sc和Zr元素。在凝固過程中，部分Sc和Zr原子以Al3(Sc, Zr)初生相的形式存在于鑄態(tài)組織的晶粒內(nèi)部或晶界處，絕大部分的微合金化元素進(jìn)入α-Al基體中形成過飽和固溶體，在后續(xù)的均勻化處理及熱變形過程中以次生Al3(Sc, Zr)粒子形式脫溶析出，如圖8所示。

圖8 T=400℃,.1s-1下熱壓縮變形后合金的TEM顯微組織 (a)選區(qū)電子衍射；(b)Al3(Sc,Zr)；(c)亞結(jié)構(gòu)Fig.8 TEM microstructures of the alloy under the hot compressing condition T=400℃,.1s-1(a)SAED;(b)Al3(Sc,Zr);(c)substructures

Al3(Sc, Zr)粒子與α-Al基體的晶體結(jié)構(gòu)相同、晶格參數(shù)相似，選區(qū)電子衍射花樣具有L12超點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)特征(如圖8(a)所示)，經(jīng)過合理的均勻化熱處理后絕大部分粒子形貌呈球狀(如圖8(b)所示)，且與基體保持良好的共格關(guān)系。如圖8(c)所示，合金在400℃下經(jīng)歷變形后組織中產(chǎn)生了大量的位錯(cuò)，位錯(cuò)運(yùn)動到Al3(Sc, Zr)粒子附近時(shí)，由于受到粒子的阻礙作用而導(dǎo)致位錯(cuò)密度上升，產(chǎn)生位錯(cuò)塞積。Al3(Sc, Zr)粒子具有較高的熱穩(wěn)定性，大量細(xì)小的顆粒彌散地分布在基體中，可強(qiáng)烈釘扎位錯(cuò)及晶界，阻止熱變形過程中因位錯(cuò)和亞晶界的遷移而導(dǎo)致的亞晶形成、合并與長大，起到穩(wěn)定合金亞結(jié)構(gòu)并抑制合金動態(tài)再結(jié)晶的作用。

3 結(jié)論

(1)新型超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金熱壓縮變形流變應(yīng)力行為呈現(xiàn)動態(tài)再結(jié)晶特征。在應(yīng)變速率一定時(shí)，合金流變應(yīng)力隨著變形溫度的升高而降低；在變形溫度一定時(shí)，合金的流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率的升高而增大。

(2)采用Zener-Hollomom參數(shù)模型，利用最小二乘法線性擬合計(jì)算得到材料常數(shù)，A=2.93286×1012，α=0.0163，n=5.57225，Q=180.643kJ/mol，得到該合金采用雙曲正弦函數(shù)修正的Arrhenius關(guān)系表示的流變應(yīng)力方程。

(3)熱壓縮變形后合金組織呈現(xiàn)晶粒沿垂直壓縮方向被壓扁拉長的特征，隨應(yīng)變速率的降低和變形溫度的升高，合金變形程度增加，動態(tài)再結(jié)晶趨勢增強(qiáng)，合金的主要軟化機(jī)制為動態(tài)再結(jié)晶。

(4)由過飽和固溶體中脫溶析出的Al3(Sc, Zr)粒子彌散地分布在基體中，可強(qiáng)烈釘扎位錯(cuò)及晶界，阻止熱變形過程中因位錯(cuò)和亞晶界的遷移而導(dǎo)致的亞晶形成、合并與長大，從而抑制動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生。