李文才 吳 浩 崔恩強(qiáng) 鄒文兵 江 旭 李成鑫 潘 龍

(1.上海航天精密機(jī)械研究所，上海 201600； 2. 中鋁材料應(yīng)用研究院有限公司，北京 102209)

鋁合金因具有密度小、比強(qiáng)度高、良好的力學(xué)性能等諸多優(yōu)點，被廣泛應(yīng)用于航空、航天和國防工業(yè)等高新技術(shù)領(lǐng)域[1- 2]。作為一種新型輕量化優(yōu)質(zhì)結(jié)構(gòu)材料，超高強(qiáng)Al- Zn- Mg- Cu合金在國民經(jīng)濟(jì)和國防建設(shè)中具有重要作用。為了滿足對材料功能越來越高的要求，微合金化已成為挖掘合金潛力、改善合金性能并進(jìn)一步研發(fā)新材料的重要手段。微量Er、Zr的添加能有效改善合金的性能，已成為鋁合金領(lǐng)域研究的熱點。

研究[3]表明：Al- Zn- Mg- Cu合金的均勻化處理不僅能消除鑄態(tài)組織中的非平衡共晶相及成分不均勻性，而且能使合金中的微合金化元素以細(xì)小彌散的第二相粒子析出，這些粒子在合金的后續(xù)熱加工過程中具有重要作用。本文重點研究了均勻化工藝對新型Er、Zr復(fù)合微合金化Al- Zn- Mg- Cu合金中Al3(Er,Zr)相析出及再結(jié)晶行為的影響，以確定適合該合金的最佳均勻化處理工藝。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料

以半連續(xù)鑄造生產(chǎn)的φ600 mm的鋁合金圓鑄錠為原料，其化學(xué)成分見表1，試樣尺寸為20 mm×20 mm×15 mm。

表1 合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of the alloy (mass fraction) %

1.2 試驗方法

為了確保能充分消除鑄態(tài)合金中的枝晶偏析和非平衡共晶相，設(shè)計了4種均勻化工藝：將鑄態(tài)試樣以0(爐溫升至470 ℃直接裝爐)、25和50 ℃/h的速率從室溫升至470 ℃后保溫24 h，分別編為HT、HT25和HT50，以及雙級均勻化工藝400 ℃×8 h+470 ℃×24 h(爐溫升至400 ℃直接裝爐保溫8 h取出，待爐溫升至470 ℃后再將試樣裝爐保溫24 h)，編為DHT，見表2。

表2 均勻化處理工藝Table 2 Homogenizing processes

對均勻化處理后的試樣進(jìn)行熱壓縮試驗，壓縮溫度為400 ℃，應(yīng)變速率為0.15 s- 1，變形量為60%，試樣熱壓縮后立即水冷至室溫。最后，將試樣在470 ℃保溫退火2、4和8 h，水冷至室溫。

采用JEM- 2100型透射電鏡觀察析出相的形貌，采用電解成分雙噴法制備試樣，電解液成分(體積分?jǐn)?shù))為30%硝酸+70%甲醇。采用FEI QUANTA FEG 650型掃描電鏡配備的電子背散射衍射(EBSD)分析系統(tǒng)研究了合金的再結(jié)晶行為，并采用HKL CHANEL 5軟件對EBSD數(shù)據(jù)進(jìn)行再結(jié)晶分?jǐn)?shù)統(tǒng)計。

2 結(jié)果與分析

2.1 彌散相析出特征

圖1為不同工藝均勻化處理的試樣中Al3(Er,Zr)相在[013]晶帶軸的中心暗場像，可見合金基體中均彌散分布著大量細(xì)小的球形Al3(Er,Zr)相。

使用ImageProPlus軟件測量并計算得到不同工藝均勻化處理的試樣中Al3(Er,Zr)相的平均直徑d、體積分?jǐn)?shù)fV及其數(shù)量密度NV，結(jié)果見表3。相比單級均勻化處理(HT)，HT25和HT50處理的試樣中Al3(Er,Zr)相的平均尺寸明顯減小，但數(shù)量密度和體積分?jǐn)?shù)高得多。當(dāng)均勻化升溫速率較慢時，合金在低溫區(qū)停留時間較長，有利于Al3(Er,Zr)相的形核；雙級均勻化DHT試樣中Al3(Er,Zr)析出相的特征與HT25試樣的類似。通常，彌散相越細(xì)小，密度越大，合金的強(qiáng)化效果越好。因此，根據(jù)Al3(Er,Zr)析出相的特征參數(shù)，4種均勻化處理工藝使合金強(qiáng)化的效果從強(qiáng)到弱的順序為HT50> DHT≈HT25> HT。

表3 不同工藝均勻化處理的試樣中Al3(Er,Zr)彌散相的特征參數(shù)Table 3 Characteristic parameters of Al3(Er,Zr) precipitates in the samples after being homogenized by different practices

吳浩等[3]研究表明，合金過飽和固溶度和基體中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)是影響Al3(Er,Zr)彌散相析出的主要因素。由表3數(shù)據(jù)可知，慢速升溫均勻化處理能得到尺寸細(xì)小、數(shù)量密度和體積分?jǐn)?shù)較高的Al3(Er,Zr)相。梯度升溫時，低溫下合金中Er和Zr元素在Al基體中的固溶度較低，過飽和度較大，從而促進(jìn)了Al3(Er,Zr)相的形核與析出。同理，雙級均勻化DHT試樣在400 ℃保溫時，合金中Er、Zr元素的擴(kuò)散速率相對較慢，Al3(Er,Zr)相的核心生長緩慢；后續(xù)470 ℃保溫為Al3(Er,Zr)相的長大提供了有利條件。

圖1 不同工藝均勻化處理的試樣中Al3(Er,Zr)相的中心暗場像Fig.1 Central dark- field images of the Al3(Er,Zr) precipitated in the samples after being homogenized by different practices

2.2 等溫再結(jié)晶動力學(xué)分析

吳浩等[3- 7]對鋁合金再結(jié)晶組織演變等的研究表明，合金中彌散相析出特征影響合金的組織和性能，如強(qiáng)度和抗再結(jié)晶性能等。4種工藝均勻化處理的合金變形并于470 ℃退火4 h后的EBSD取向成像圖如圖2所示，圖中紅色、黃色和藍(lán)色區(qū)域分別代表變形組織、亞晶及再結(jié)晶組織。

圖2 不同工藝均勻化處理的試樣的EBSD取向成像圖Fig.2 EBSD orientation images of the samples after being homogenized by different practices

不同工藝均勻化處理的試樣變形并于470 ℃退火不同時間后的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)隨退火時間的變化如圖3所示。定義晶界取向差2°～15°為小角度晶界，即亞晶結(jié)構(gòu)；取向差大于15°為大角度晶界，即再結(jié)晶結(jié)構(gòu)；取向差小于2°的為變形晶粒。從圖3可以看出，經(jīng)過相同時間退火后，HT50、HT25及DHT試樣的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)均低于HT試樣。其原因是前3種試樣中Al3(Er,Zr)相的尺寸更為細(xì)小，數(shù)量密度及體積分?jǐn)?shù)較高，從而使合金具有更好的抗再結(jié)晶性能。經(jīng)過相同時間退火后，4種工藝均勻化處理合金的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)大小順序為HT50 < HT25 ≈ DHT < HT，與Al3(Er,Zr)相的析出特征基本一致。

圖3 不同工藝均勻化處理的試樣變形并于470 ℃退火不同時間后的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)Fig.3 Recrystallization volume fraction of the samples after homogenizing by different practicesfollowed by deforming and annealing at 470 ℃ for different times

由于變形工藝相同，可認(rèn)為4種工藝均勻化處理的合金的變形儲存能基本相同，合金的再結(jié)晶抗力是由Zener力(PZ)所決定的。將表3中Al3(Er,Zr)相的平均直徑d和體積分?jǐn)?shù)fV代入Zener力(PZ)公式PZ=(3γfV)/d中，計算得到HT50、HT25、DHT和HT 4種合金的PZ分別為306.4、200.6、193.0和120.8 kJ/m3?？梢奌T合金中Al3(Er,Zr)相的PZ最小，因此HT處理的合金更容易發(fā)生再結(jié)晶。而HT50、HT25和DHT處理均能夠改善合金中Al3(Er,Zr)相的分布，從而有效減少或延緩了合金再結(jié)晶的發(fā)生。

Avrami對再結(jié)晶過程的研究發(fā)現(xiàn)，再結(jié)晶形核率與退火時間呈指數(shù)關(guān)系，即再結(jié)晶動力學(xué)符合如下模型(即Avrami方程)[8- 9]：

xr=1-exp(-Btk)

(1)

式中：xr為再結(jié)晶分?jǐn)?shù)；B為溫度系數(shù)，隨溫度升高而增大；k為Avrami指數(shù)；t為退火時間。

對式(1)兩邊取對數(shù)得到：

(2)

將圖3中4種均勻化處理的合金的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)代入式(2)，作出lg{ln[1/(1-xr)]}-lgt關(guān)系圖，如圖4所示,經(jīng)線性擬合后得到直線的斜率k及截距l(xiāng)gB，從而得到4種試樣的等溫再結(jié)晶模型參數(shù)，見表4。

從表4得出的4種變形試樣在470 ℃等溫退火的再結(jié)晶動力學(xué)曲線如圖5所示。可見4種試樣的等溫動力學(xué)曲線均呈現(xiàn)“S”形，存在孕育期，再結(jié)晶速率呈現(xiàn)出“慢、快、慢”的特點。

圖4 lg{ln[1/(1-xr)]}-lg t擬合關(guān)系直線Fig.4 Linear fitting relationship of lg{ln[1/(1-xr)]}-lg t

表4 不同工藝均勻化處理的試樣變形后的等溫再結(jié)晶模型參數(shù)Table 4 Parameters of isothermal recrystallization model of the samples after homogenizing by different practices followed by deforming

圖5 不同工藝均勻化處理的試樣變形并于470 ℃退火后的再結(jié)晶動力學(xué)曲線Fig.5 Recrystallization kinetics curves of the samples after homogenizing by different practices followed by deforming and annealing at 470 ℃

由再結(jié)晶動力學(xué)曲線可知，由于熱加工態(tài)合金在變形過程中存在動態(tài)復(fù)合或再結(jié)晶行為，造成后續(xù)再結(jié)晶驅(qū)動力的變形儲存能得到釋放，所以這4種試樣在470 ℃退火均需要較長時間才能完成再結(jié)晶，所需時間長短順序為HT50>HT25≈DHT>HT。但該等溫再結(jié)晶動力學(xué)曲線并未考慮彌散相的長大與粗化等因素的影響。雖然L12結(jié)構(gòu)的Al3(Er,Zr)相具有優(yōu)異的熱穩(wěn)定性，但實際上仍需考慮彌散相的長大和粗化等因素才能準(zhǔn)確地預(yù)測合金退火過程的再結(jié)晶行為。

3 結(jié)論

(1)相比單級均勻化處理(HT)，緩慢升溫均勻化(HT25、HT50)和雙級均勻化(DHT)處理能使試驗合金中Al3(Er,Zr)相的平均尺寸減小，體積分?jǐn)?shù)和數(shù)量密度顯著提高。

(2)Al3(Er,Zr)相的彌散析出特征影響合金在后續(xù)熱處理過程中的抗再結(jié)晶性能，經(jīng)470 ℃退火相同時間后，4種工藝均勻化處理的試樣的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)大小順序為HT50

(3)Avrami再結(jié)晶動力學(xué)模型適用于Al- Zn- Mg- Cu合金的等溫再結(jié)晶過程。