7050鋁合金高溫變形過程中的微觀組織特征

胡會娥,孔小東,陳德斌,胡裕龍

(海軍工程大學化學與材料系,武漢430033)

7050鋁合金高溫變形過程中的微觀組織特征

胡會娥,孔小東,陳德斌,胡裕龍

(海軍工程大學化學與材料系,武漢430033)

研究了7050鋁合金在溫度為460℃,應變速率分別為1.0×10-4s-1和0.1s-1條件下的高溫拉伸變形過程。結果表明:7050鋁合金在高溫拉伸過程中平均晶界取向差角與真應變之間保持比例關系,晶粒尺寸隨變形的進行而增加。晶粒的長徑比在變形條件為460℃/1.0×10-4s-1變形時基本保持不變;而變形條件為460℃/0.1s-1時,晶粒長徑比則隨著變形的進行而增加。微觀組織結果表明,7050鋁合金在460℃/1.0×10-4s-1的變形過程中,軟化機制為連續動態再結晶,而變形條件為460℃/0.1s-1時,軟化機制為動態回復。連續動態再結晶過程中平均晶界取向差角的持續增加與亞晶界的遷移和變形過程中晶界吸入位錯有關。

鋁合金;高溫變形;軟化機制;微觀組織

高強鋁合金由于優異的力學性能而廣泛應用于航空航天及其他工業領域[1-4],其力學性能往往與內部的微觀組織相關,而內部微觀組織又受到熱加工過程的影響。因此,有必要研究熱加工工藝參數對微觀組織的影響,以便能獲得具有優良綜合機械性能的高強度鋁合金零件。動態再結晶和動態回復過程決定了高強鋁合金高溫變形過程中的微觀組織演化,成為熱加工中同時具有科學意義和工程意義的研究熱點。一般來說,具有高層錯能的鋁合金在高溫變形過程中的動態再結晶為連續動態再結晶,這種再結晶通過變形過程中的亞晶結構不斷轉變為晶粒而實現[5,6]。因此,有必要研究研究高強鋁合金高溫變形過程中的微觀組織特征,尤其是晶界特征,以便于進一步理解和控制高強鋁合金的使用性能。但是由于傳統分析技術的弊端,人們并沒有獲得鋁合金動態再結晶和動態回復過程的詳細微觀組織特征[7]。最近,電子背散射技術(EBSD)廣泛應用于鋁合金動態再結晶和動態回復過程中微觀組織的研究[8-13]。本工作主要通過各種分析方法(掃描電鏡、光學顯微鏡、透射電鏡和EBSD技術)詳細表征高強鋁合金(7050鋁合金)動態再結晶和動態回復過程的組織特征。

1 實驗

軋制態7050鋁合金由北京航空材料研究院提供,初始厚度為80mm,熱處理狀態T7451。沿著軋制方向制取寬度為5mm,標距20mm的拉伸試樣,并在477℃固溶處理1h后水淬。固溶處理后的光學顯微組織如圖1所示,晶粒被顯著拉長形成條帶狀組織,并與軋制方向平行。拉伸試驗在Instron 5500R材料測試機上進行,溫度為460℃,應變速率分別為1.0×10-4s-1和0.1s-1。拉伸試樣的斷口表面采用HitachiS2 4700掃描電鏡(SEM)進行觀察。為了研究7050鋁合金高溫變形過程中界面取向差角進化,拉伸試驗達到預先設定的應變(10%,50%,80%和拉斷)時停止并卸載后水冷。進行金相分析和EBSD分析的試樣均取自于試樣的標注部分,其中金相觀察在OL YM PUS PM E3光學顯微鏡上進行。EBSD分析之前,試樣需經過機械拋光和電解拋光,其中電解拋光液為10%高氯酸和90%酒精的混合液,操作電壓為30V。EBSD分析設備為裝置了H KL Channel 5的JEOL 733型電子探針,樣品臺傾角為70°,工作電壓為20kV。另外所選用的金相和EBSD試樣分析面均為7050鋁合金軋板的RD(軋向)2ND(法向)面。透射試樣的制備方法為雙噴減薄,其中減薄液為30%硝酸和70%無水乙醇混合液。透射試樣利用Philips Tecnai 20型透射電子顯微鏡進行觀察,操作電壓為200kV。

圖1 固溶淬火態7050鋁合金光學顯微組織照片Fig.1 Opticalmicrograph of the 7050 aluminum alloy

2 結果與分析

2.1 力學行為

圖2為7050鋁合金在460℃/1.0×10-4s-1和460℃/0.1s-1變形的真應力2真應變曲線,由這些曲線可知,變形初期,應力值迅速增加,應變達到一定值后,變形幾乎在恒定的穩態流變應力下進行表現出良好的均勻變形能力。另外,7050鋁合金在這兩種條件變形時,所得的延伸率分別為273%和197%。

圖2 7050鋁合金在不同條件變形后真應力2真應變曲線Fig.2 True stress2true strain curves of the 7050 A luminum alloy at 460℃w ith different strain rates

2.2 高溫變形過程中的微觀組織演化

7050鋁合金在不同條件下變形后所含低角度晶界(2～15°)相對含量如圖3所示。當變形條件為460℃/1.0×10-4s-1時,低角度晶界相對含量隨著變形的進行而增加,而7050鋁合金在460℃/0.1s-1變形時,低角度晶界相對含量隨著應變的增加而上下波動。由此可知,7050鋁合金在460℃/1.0×10-4s-1和460℃/0.1s-1這兩種條件變形時的變形機制不同。

圖3 7050鋁合金在不同條件下變形后低角度晶界相對含量(2～15°)Fig.3 Relative frequency of low angle grain boundaries(2215°)of the 7050 aluminum alloy defo rmed at 460℃to different strains

圖4顯示了7050鋁合金在不同條件變形時的平均晶界取向差角結果。由圖可知,7050鋁合金在不同條件變形后平均晶界取向差角與真應變之間基本符合線性關系。其平均晶界取向差角的增量和應變增量之間的關系能用式Δθ=kΔε表示,其中,Δθ為變形過程中平均晶界取向差角的增量,Δε為應變增量,k為常數,表示平均晶界取向差角增加率,其值能通過擬合Δθ和Δε獲得。如圖4所示,7050鋁合金在460℃/10-4s-1和460℃/0.1s-1二種變形條件下對應的k值分別為15.1°和-0.75°。k值的差異也表明7050鋁合金在不同的變形條件下變形機制不同。7050鋁合金在460℃/10-2s-1變形時,平均晶界取向差角隨真應變的增加而連續增加表明7050鋁合金在此變形條件下的軟化機制為連續動態再結晶。而變形條件為460℃/0.1s-1時,平均晶界取向差角在變形過程中幾乎不變,表明7050鋁合金在此條件的變形過程中軟化機制為動態回復。Liu[7]等在A l2Li合金的研究中得出其連續動態再結晶過程中的k值為17°;Xun[9]等通過研究A l2Li合金的高溫變形得出值為18.1°。值的差異可能與實驗材料的種類、初始微觀組織以及變形條件的不同有關。

圖5和圖6為7050鋁合金在不同條件下變形后的晶粒形貌比較,其中圖5為不同變形條件下變形后的晶粒尺寸比較,圖6為晶粒長徑比。由于這些晶粒形貌結果來源于EBSD分析所得晶界形貌圖,所以圖5和圖6給出的晶粒尺寸和長徑比結果為晶粒與亞晶粒的統計平均值。圖5顯示,7050鋁合金在460℃/ 10-4s-1和460℃/0.1s-1四種條件下變形時,其晶粒尺寸隨變形的增加幾乎都有相同的變化趨勢,即隨變形的增加晶粒尺寸增加。但隨著變形的進行,晶粒長徑比在不同條件下的變形趨勢不同(見圖6)。當7050鋁合金在460℃/0.1s-1下變形時,晶粒長徑比隨著變形的增加而增加。而當變形條件為460℃/10-4s-1, 7050鋁合金拉斷后試樣中晶粒長徑比與10%變形試樣中晶粒長徑比幾乎相等。

2.3 高溫變形后的微觀組織特征

圖7所示的7050鋁合金在460℃不同應變速率下變形后斷口形貌表明,7050鋁合金在這兩種條件的斷口均為沿晶斷口(見圖7)。圖7(a)顯示,變形條件為460℃/10-4s-1時,斷口晶粒表面有很多接近平行的“線”,而7050鋁合金在460℃/0.1s-1變形時,晶內會形成層片狀小尺寸晶粒,這些小晶粒形狀并不規則(見圖7(b))。圖7(b)表明,動態回復過程中亞晶參與了塑性變形。

7050鋁合金在460℃不同應變速率下拉斷試樣斷口附近金相組織如圖8所示。其中,當7050鋁合金在460℃/10-4s-1變形后,原始的拉長狀大尺寸晶粒變成了細小晶粒(見圖8(a))。而圖8(b)表明,7050鋁合金在460℃/0.1s-1變形后,原來的大尺寸晶粒形狀幾乎保持不變,僅僅高角度晶界變成了鋸齒狀。斷口附件光學組織也表明,7050鋁合金在應變速率為1.0× 10-4s-1變形時,軟化機制為動態再結晶,而應變速率為0.1s-1時,軟化機制為動態回復。

圖9為7050鋁合金在460℃/10-4s-1和460℃/ 0.1s-1變形后斷口附件TEM形貌。圖9(a)表明, 7050鋁合金在460℃/10-4s-1變形時,引入了很多位錯,這些位錯聚集于晶界。因此圖7(a)中的“線”應當為位錯滑移運動到晶界留下的痕跡,且位錯滑移為主要的變形機制。而7050鋁合金在460℃/0.1s-1變形后的微觀組織包含很多位錯構成的低角度晶界,而亞晶內沒有位錯(見圖9(b))。

圖9 7050鋁合金在不同條件變形后斷口附件TEM組織(a)1.0×10-4s-1;(b)0.1s-1Fig.9 TEM micrographs showing microstructure near the fracture surface of the 7050 aluminum alloy tested at 460℃and different strain rates (a)1.0×10-4s-1;(b)0.1s-1

圖3、圖6和圖8表明,7050鋁合金在460℃/10-4s-1變形時,軟化機制為連續動態再結晶,而變形條件為0.1s-1時,軟化機制為動態回復。在連續動態再結晶時,平均晶界取向差角的連續增加可能是由于亞晶界的遷移和晶內位錯滑移所致。在變形的初始階段,晶界取向差角小于2°的小角度晶界非常容易遷移[14,15],這些小角度晶界遷移的結果是亞晶的長大,同時平均晶界取向差角增加。連續動態再結晶過程中,塑性應變不相容性引入了晶內協調位錯以滿足表面的連續性及晶界偏移(見圖9(a)和圖7(a)),這些位錯被吸入晶界也會導致平均晶界取向差角增加。此外,在連續動態再結晶后期,出現了很多具有高角度晶界的細小晶粒,這些細小晶粒也以晶界滑移的方式參與變形,為變形的后期提供了主要的塑性應變[16-18]。

3 結論

(1)7050鋁合金在460℃/1.0×10-4s-1和460℃/0.1s-1變形時,所得的延伸率分別為273%和197%,在這兩種變形條件下,對應的軟化機制分別為動態再結晶和動態回復。

(2)7050鋁合金在連續動態再結晶和動態回復過程中,平均晶界取向差角和真應變之間滿足比例關系,本文中的比例系數分別為15.1°和-0.75°。

(3)7050鋁合金在連續動態再結晶過程中平均晶粒尺寸隨著變形的進行而增加,而晶粒的長徑比幾乎保持不變;而在動態回復過程中,平均晶粒尺寸和長徑比都隨著變形的進行而增加。

(4)7050鋁合金連續動態再結晶過程中平均晶界取向差角的持續增加與亞晶界的遷移和變形過程中晶界吸入位錯有關。

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M icrostructure Characterization of 7050 A lum inum A lloy During High Temperature Deformation

HU Hui2e,KONG Xiao2dong,CHEN De2bin,HU Yu2long
(Chemistry and Materials Department,Naval University of Engineering,Wuhan 430033,China)

Dynamic recrystallization and dynamic recovery in 7050 aluminum alloy during high temper2 ature deformation have been investigated by tensile tests conducted at 460℃and strain ratesof 1.0× 10-4s-1and 0.1s-1.It is show n that the increase in the averagemisorientation angle is p roportional to the increase in the true strain during high temperature defo rmation of the 7050 aluminum alloy.The grain size of the 7050 aluminum alloy increases w ith increasing true strain w ith the strain rates of 1.0×10-4s-1and 0.1s-1,respectively.W hile the aspect ratio of grains remains unchanged after high temperature deformation at 460℃/1.0×10-4s-1;and it increasesw ith the true strain during deforma2 tion at 460℃/0.1s-1.M icrostructure results show that continuous dynamic recrystallization and dy2 namic recovery are the softening mechanism sw hen strain rates are 1.0×10-4s-1and 0.1s-1,respec2 tively.The continuous increase of the average miso rientation angle during continuous dynamic recrys2 tallization is attributed to the migration of subgrain boundaries and the absorp tion of dislocations into grain boundaries.

aluminum alloy;high temperature deformation;softening mechanism;microstructure

TG146.2+1

A

100124381(2010)1120052205

材料成形與模具技術國家重點實驗室資助項目(09208)

2009207201;

2010207225

胡會娥(1976—),女,博士,講師,從事材料微觀組織與性能優化方面研究工作,聯系地址:武漢市解放大道717號武漢海軍工程大學理學院化學與材料系(430033),E2mail:huhuie@163.com