新型超高強Al-Zn-Mg-Cu合金熱壓縮變形行為及微觀組織特征

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實驗室，北京 100088)

Al-Zn-Mg-Cu系合金廣泛用于制造航空工業中的輕質結構件，是軍用、商用飛機不可缺少的結構材料[1-4]。伴隨著先進飛機的發展，飛機設計對總體性能、使用壽命、安全可靠性、結構質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高韌鋁合金材料提出進一步的需求，要求具有更高的強度、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趨勢，部分合金牌號的Zn元素含量達到8.5%(質量分數，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、機加工性能下降、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元素是高效變質劑，對顯微組織有極強的調控作用，可以細化晶粒，穩定晶界結構，改善第二相粒子的大小、形貌、數量和分布，從而顯著提升和改善合金的強度、塑性、抗應力腐蝕、低周疲勞、焊接性能等[5-9]。尤其對于焊接性能的提升，采用焊接方式代替傳統的鉚接方式，對于飛機有效減輕自重實現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重要部件制造的一種潛在的輕型結構材料[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實意義。

鑒于超高強鋁合金在常溫下塑性較差，其塑性加工通常在高溫下進行。金屬熱變形流變應力是材料高溫下的基本性能，在制定熱加工工藝時是極其重要的參數。到目前為止，國內外學者對7000系超高強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算出均勻化7050鋁合金的應變硬化指數以及變形激活能，獲得了均勻化7050鋁合金熱壓縮變形條件下的流變應力本構方程。隆平等[12]通過一系列等溫壓縮實驗獲得了7B50鋁合金的真應力-真應變曲線，建立了一個包含應變的流變應力預測模型，模型中的9個獨立參數可以通過非線性最小二乘法擬合求得，預測的流變應力曲線與實驗結果吻合得較好。Kaibyshev等[13]研究了7475合金鑄態組織在熱壓縮變形過程中的晶粒細化行為。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道較少。為探究新型Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金的高溫流變應力行為以及微觀組織變化規律，本工作采用Gleeble熱壓縮模擬實驗，建立流變應力本構方程，為此類材料的加工變形提供參考依據。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

實驗材料為利用鐵模鑄造法自制的新型超高強Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc鋁合金扁鑄錠，化學成分(質量分數/%)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 實驗方法

將加工好的試樣在Gleeble-1500熱模擬試驗機上進行等溫壓縮實驗，壓縮前圓柱試樣兩端加石墨片作為潤滑，以減少摩擦對應力狀態的影響。本實驗中，變形溫度分別設定為370,400,430,460℃，應變速率分別為 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組織。

壓縮變形后用于顯微組織觀察的樣品經過打磨、拋光、(腐蝕)處理后，采用Zeiss Axiovert 200MAT型光學顯微鏡進行觀察；在JEOL JSM 7001F 場發射掃描電子顯微鏡上對樣品進行顯微組織分析，加速電壓為20～25kV，傾轉角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，沖出若干個直徑3mm的小圓片。繼續用砂紙研磨至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行觀察，操作電壓200kV。

2 結果與分析

2.1 真應力-真應變曲線

流變應力是影響材料成型性能的一個重要參數，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，真應力-真應變曲線反映了流變應力與變形條件之間的內在聯系[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力-真應變曲線如圖1和圖2所示。在開始階段，流變應力隨應變值的增加而急劇上升，當達到峰值應力后(如表1所示)，隨著應變值的持續增加，流變應力逐漸下降直至出現平臺而達到穩態值。對于出現上述現象的原因，目前被廣泛接受的觀點是加工硬化和加工軟化相互競爭的結果[19-20]。在變形過程中，合金會同時經歷由位錯密度快速增加而產生的加工硬化和位錯重排、湮滅導致的材料軟化。在變形初期，由于材料軟化不足以抵消位錯密度增加帶來的硬化，因此流變應力持續增加；隨著變形量的進一步增大，位錯獲得更多能量而發生交滑移、攀移、脫釘，材料軟化行為明顯，流變應力開始逐漸下降，當硬化現象和軟化行為達到動態平衡時即進入穩定狀態。

圖1 不同溫度下Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金的真應力-真應變關系曲線.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，在相同的應變速率下，合金流變應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，合金的流變應力隨應變速率的增大而增加。當應變速率恒定時，變形溫度越高，各原子獲得的動能越大，位錯運動阻力下降，動態軟化現象更加明顯從而降低流變應力；當變形溫度恒定時，變形速率越大，單位應變的變形時間越短，一方面使得同一應變量下的位錯數量增多，另一方面位錯無法獲得足夠能量而使得交滑移、攀移等行為不能充分進行，因此動態硬化行為占據主導從而使得流變應力增加[20]。

圖2 不同應變速率下Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金的真應力-真應變關系曲線 (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力(MPa)Table 1 Peak flow stress (MPa) under different deformation conditions

2.2 應力-應變本構方程

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

對不同材料高溫塑性變形的研究表明，穩態流變應力和應變速率之間滿足如下關系式：

低應力水平下(ασ<0.8)

(1)

高應力水平下(ασ>1.2)

(2)

整個應力范圍

(3)

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

對式(1)和式(2)兩邊分別求對數得：

(4)

(5)

圖3 峰值應力與應變速率的關系-σ曲線；-lnσ曲線Fig.3 Correlations between peak stress and strain -σcurve;-lnσcurve

對式(3)兩邊分別求對數得：

(6)

Zener和Hollomon提出應變速率與溫度的關系可用參數Z表示：

(7)

對式(7)兩邊求對數得：

(8)

對式(7)求偏微分得：

圖4 流變應力與應變速率、變形溫度的關系-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)兩邊求對數還可得：

lnZ=lnA+nlnsinhασ

(10)

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

圖5 lnZ-lnsinhα σ關系曲線Fig.5 Curve for lnZ-lnsinhα σ

由式(10)可知直線截距為lnA，由擬合結果得lnA=28.707，計算可得材料常數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修正的Arrhenius關系表示的流變應力方程為：

.93286×

(11)

由式(7)還可得：

(12)

根據雙曲正弦函數的反函數公式可得：

(13)

因此，流變應力還可以表示為：

(14)

將求得的材料常數代入式(14)，可獲得用Z參數表達的流變應力本構方程：

(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。可以看出，無論何種變形條件下，顯微組織都呈現出明顯的變形態特征，沿著垂直于壓縮方向伸長。當應變速率一定時，隨著變形溫度的升高，晶粒變形程度增加。如圖6(a),(b)所示，當應變速率為0.01s-1時，370℃下的熱壓縮變形組織中晶粒已經被壓扁拉長，當溫度升高到460℃時，原始晶粒變得更加細長，且在部分晶界處看到有等軸晶出現。當變形溫度一定時，隨著應變速率的降低，變形時間更加充分，晶粒變形程度加劇，再結晶分數增加。如圖6(b),(c)所示，當變形溫度為460℃時，相對于應變速率0.01s-1，應變速率0.001s-1變形條件下原始晶粒的長寬比進一步增加，同時細小均勻的再結晶等軸晶數量增多。

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，當變形溫度為370℃、應變速率為0.01s-1時，合金雖經歷了嚴重的變形，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，且大角度晶界分數只有37.1%(如表2所示)，表明在該變形條件下合金的軟化機制以動態回復為主。

隨著變形溫度升高，合金中原子熱振動和擴散速率越大，位錯間的交互作用比低溫時容易，同時晶界遷移能力增強，再結晶晶粒在晶界處形成并長大，均勻細小的等軸晶數量明顯增加(如圖7(b)所示)，大角度晶界分數達到59.6%(如表2所示)。由于再結晶的軟化作用，隨著變形溫度的升高，同一應變速率下變形時，合金的流變應力下降，即隨著變形溫度的升高，流變應力降低。這與圖1真應力-真應變曲線是對應的。在高變形溫度和低應變速率下，一方面由于合金經歷的變形時間延長，組織內部變形儲存能增加，另一方面高溫給予原子更強的擴散能力，并為位錯開動提供能量，因此動態再結晶程度將進一步增加。如圖7(c)所示，再結晶數量明顯增多，且大角度晶界分數達到63.8%，這與金相顯微組織觀察結果相一致。

表2 不同變形條件下的大角度晶界分數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組織的晶粒內部或晶界處，絕大部分的微合金化元素進入α-Al基體中形成過飽和固溶體，在后續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)選區電子衍射；(b)Al3(Sc,Zr)；(c)亞結構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基體的晶體結構相同、晶格參數相似，選區電子衍射花樣具有L12超點陣結構特征(如圖8(a)所示)，經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系。如圖8(c)所示，合金在400℃下經歷變形后組織中產生了大量的位錯，位錯運動到Al3(Sc, Zr)粒子附近時，由于受到粒子的阻礙作用而導致位錯密度上升，產生位錯塞積。Al3(Sc, Zr)粒子具有較高的熱穩定性，大量細小的顆粒彌散地分布在基體中，可強烈釘扎位錯及晶界，阻止熱變形過程中因位錯和亞晶界的遷移而導致的亞晶形成、合并與長大，起到穩定合金亞結構并抑制合金動態再結晶的作用。

3 結論

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

(2)采用Zener-Hollomom參數模型，利用最小二乘法線性擬合計算得到材料常數，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修正的Arrhenius關系表示的流變應力方程。

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

(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，可強烈釘扎位錯及晶界，阻止熱變形過程中因位錯和亞晶界的遷移而導致的亞晶形成、合并與長大，從而抑制動態再結晶的發生。