新型Al-Zn-Mg-Sc-Er-Zr合金的熱變形行為

湯中英，邢清源，楊守杰*，丁 寧

(1 中國航發北京航空材料研究院，北京 100095；2 北京市先進鋁合金材料及應用工程技術研究中心，北京 100095；3 空裝駐北京地區第六軍事代表室，北京 100095)

Al-Zn-Mg系合金屬于可熱處理強化鋁合金，時效熱處理后具有較高的強度，是用于制造航空航天等領域中輕質結構件的主要材料之一。相較于Al-Zn-Mg-Cu系合金，由于沒有Cu元素的加入，其剝落腐蝕與晶間腐蝕性能顯著提高，但存在強度相對不足，且有一定的應力腐蝕傾向的問題。而通過稀土元素微合金化可同時提高合金的強度與腐蝕性能，是目前該系列鋁合金的研究重點之一。諸多研究表明[1-3]，Sc元素是鋁合金中最為有效的微合金化元素之一，可通過析出良好熱穩定性的析出相Al3Sc釘扎位錯、細化晶粒、抑制熱變形過程中再結晶的形成與長大。Er元素的作用與Sc相似，細化晶粒與抑制再結晶效果比Sc略差，但具有一定的價格優勢[4-6]。Zr元素在Al中的擴散系數比Sc，Er低，復合添加Zr可與Al3Sc作用形成具有核殼結構的析出相Al3(Sc, Zr)，外殼的Zr可阻礙內核中Sc元素的熱擴散，提高析出相熱穩定性[7-9]。Sc，Zr的協同作用對鋁合金細化晶粒、抑制再結晶與強度的提高均有益，商業鋁合金通常在添加Sc元素的同時添加0.1%(質量分數，下同)的Zr。

細化晶?？稍鰪姾辖鸺毦娀Ч?，從而提高強度。抑制再結晶可減少大角度晶界的數量，增加相同腐蝕深度下應力腐蝕裂紋的擴展路徑，提高合金的抗應力腐蝕性能[10]。而熱變形是控制合金晶粒尺寸與再結晶程度的重要手段，研究鋁合金的熱變形行為十分必要?？卤虻萚11-12]研究了7020鋁合金的高溫熱變形行為，認為主要軟化機制為動態回復，失穩組織特征為局部流動與微裂紋。仇鵬等[13]研究了AA7021鋁合金中高溫熱變形行為，認為隨變形溫度升高，軟化機制可由動態回復轉變為動態再結晶，組織演變過程為位錯纏結-位錯墻圍成包狀結構-多邊形化完全。Luo等[14]研究了7A09合金的熱變形行為，認為動態再結晶和金屬間化合物溶解，是使變形所需應力隨溫度升高而減小的原因。在鋁合金中加入微量稀土元素后，將對合金的熱變形行為產生影響。Wu等[15]研究了Al-Zn-Mg-Er-Zr合金的熱變形行為，認為失穩組織特征為絕熱剪切帶與局部流動，安全區組織特征為動態回復。Al3(Er,Zr)粒子對位錯滑移與亞晶界遷移具有阻礙作用，可抑制再結晶的發生。也有研究認為[16]，晶界附近的粒子有利于應變誘發晶界遷移的發生，使熱變形合金發生再結晶。

現有的Al-Zn-Mg系合金熱變形研究中，關于微量稀土元素對熱變形行為影響的研究相對較少，稀土元素Sc，Er的加入對合金熱變形行為的影響尚需進一步研究。先前的研究對比了0.1%Sc+0.1%Er，0.2%Er和0.4%Er三種配比的Al-Zn-Mg系合金的組織與性能，晶粒細化效果及室溫拉伸性能0.1%Sc+0.1%Er>0.4%Er>0.2%Er，0.1%Sc+0.1%Er的抗拉強度、屈服強度和伸長率分別可達585，566 MPa和8.3%[17]。本工作選擇0.1%Sc+0.1%Er的配比，設計了一種含微量Sc，Er，Zr元素的Al-Zn-Mg合金，對軋制溫度在380～440 ℃之間不同工程應變量下的熱變形行為進行了研究。并根據商業鋁合金生產過程中軋制道次多、總變形量大，且具有各向異性的特點，對比了幾種不同工程變形量下合金的變形行為，以期對后續工業生產中板材軋制工藝的制定提供一定參考。

1 實驗材料與方法

本實驗所用材料實際化學成分為Al-8.9Zn-1.3Mg-0.1Sc-0.1Er-0.1Zr (質量分數，%)，經過DSC測試后制定的均勻化工藝為465 ℃/8 h+468 ℃/24 h，均勻化后機加工得到φ10 mm×15 mm的圓柱試樣。采用Gleebl-3800熱模擬機對試樣進行單道次熱壓縮實驗，變形溫度為380，410，440 ℃，應變速率為0.01,0.1,1,10 s-1，工程應變量為45%,60%,75%(真應變0.5978,0.9163,1.3863)。熱壓縮后試樣快速進行淬火至室溫，以保留高溫變形組織。壓縮后試樣在Leica Dmi8顯微鏡下觀察金相組織，Tecnai G2 F20 S-TWIN透射電鏡下進行TEM組織觀察與分析，FEI Nova nanoSEM450掃描電鏡下進行SEM組織觀察與分析，D8 Discover X射線衍射儀下進行XRD測試。

2 結果與討論

2.1 真應力-真應變曲線

圖1為熱模擬得到的不同變形溫度、應變速率及應變量下的真應力-真應變曲線。曲線中流變應力的變化取決于加工硬化和動態軟化(動態回復和動態再結晶)過程[11]。根據真應力-真應變曲線，可將熱變形過程分為小應變量下的穩態變形階段和大應變量下的加工硬化階段。在應變量小于45%時，流變應力基本不隨應變的增加而變化，真應力-真應變曲線較為平緩，此階段為穩態變形階段。這主要是由于加工硬化與動態回復兩種矛盾機制同時在進行，相互抵消達到穩態平衡。而隨著應變量的增加，基體組織中的位錯不斷增殖、塞積和纏結，位錯密度增大，動態軟化無法消耗掉加工硬化產生的位錯，加工硬化將占據主導地位。此時材料發生塑性變形所需的應力增大，熱變形進入加工硬化階段，流變應力隨應變量的增加而增加。

圖1 真應力-真應變曲線 (a)380 ℃;(b)410 ℃;(c)440 ℃Fig.1 True stress-strain curves (a)380 ℃;(b)410 ℃；(c)440 ℃

流變應力對熱變形溫度與應變速率非常敏感，從圖1可以看出，流變應力隨熱變形溫度的升高與應變速率的降低而降低。在相同的應變速率下，材料中原子的動能會隨著變形溫度的升高逐漸增大。原子間的結合力減弱，原子的擴散速率增加，位錯滑移與晶界遷移更容易發生，因此合金變形時的臨界應力更小。在應變速率為10 s-1時，變形初期真應力-真應變曲線出現峰值應力。表明在此應變速率下，材料變形的初始階段首先出現加工硬化現象，隨著變形的進行，發生動態再結晶，加工硬化逐漸被抵消。而在應變速率較小時，變形初期真應力-真應變曲線沒有出現明顯的峰值，為穩態變形階段。

2.2 熱加工圖

Prasad等[18-19]基于動態材料模型(DMM)建立了由功率耗散圖和塑性失穩圖疊加組成的熱加工圖，該圖能明確劃分安全區與失穩區，確定金屬的可加工區域，從而獲得相應的加工工藝參數，為生產提供參考依據。根據DMM模型，材料在熱變形時外界輸入的總能量可分為兩部分：一是塑性變形時耗散的能量，二是熱變形過程中材料內部發生動態回復、再結晶和相變所消耗的能量，計算公式可表示為：

(1)

(2)

式中：K為材料常數；T為實驗溫度；j和l分別表示溫度和應變量的指數；m表示應變速率敏感因子，可通過公式計算：

(3)

把不同的應變速率代入式(3)中可求出m的值。變形溫度與應變速率的最佳工藝條件對應于耗散協量的最大值[19]。當耗散協量J接近于它的最大值Jmax時，m接近于1。材料塑性變形時的功率耗散率可用η表示：

(4)

(5)

圖2 不同應變量下的熱加工圖 (a)45%；(b)60%;(c)75%Fig.2 Thermal processing maps under different strains (a)45%；(b)60%;(c)75%

2.3 組織分析

合金的塑性變形受到熱變形溫度、應變速率、應變量和原始組織狀態的影響。圖3為不同應變量下合金的金相組織。從圖3(a)～(d)可以看出，變形前的初始晶粒大小均勻，無粗大第二相。隨著應變的增加，晶粒逐漸由等軸狀向扁平狀轉變，大晶粒也逐漸破碎成細小晶粒，并在圖3(c)～(d)中可以觀察到明顯的亞晶界。在440 ℃/0.01 s-1變形條件下，工程應變量為45%和60%的合金大角度晶界和三角晶界處有等軸亞晶生成，表明在此條件下發生了動態再結晶。這與熱加工圖結果一致。圖3(e)～(f)為應變量為60%時失穩區的金相組織，可以明顯看到組織中存在寬度幾微米的亮白色細長條帶狀區域，這是絕熱剪切帶的典型特征。這些帶狀區域中易發生形變集中，使其塑性變形能轉變為熱能，從而提高其局部溫度，發生再結晶。但絕熱剪切帶的尺寸、取向分布與基體微觀組織之間存在巨大的差異，將使得材料在短時間內形成宏觀裂紋，發生失穩。絕熱剪切帶是裂紋萌生與擴展的根源，是導致合金失穩的原因之一。

圖4為熱壓縮后合金的XRD譜圖、選區衍射圖、SEM觀察到的偏析及其EDS面掃圖像。從圖4(a)可以看出合金中存在大量的α-Al相，未觀察到其他析出相的衍射峰特征，而圖4(b)中[111]方向的選區衍射圖像中出現了Al3(Sc,Er)相的斑點，這可能是由于析出相的含量低、尺寸小，因此在XRD測試時信號較弱。另外，通過SEM觀察到合金中存在少量的偏析，SEM圖及EDS面掃結果如圖4(c)～(i)所示?？梢钥闯鑫龀鱿嘀写嬖赟c和Er兩種元素的偏析，結合TEM圖與研究經驗認為該偏析可能為多個細小的Al3(Sc, Er)相的團簇形成。由于未觀察到其他相存在的明顯特征，因此認為合金在熱變形后的主要析出相為Al3(Sc, Er)相。

圖4 合金熱變形后的圖像(a)XRD圖譜；(b)選區衍射；(c)SEM圖；(d)Al;(e)Zn;(f)Mg;(g)Sc;(h)Er;(i)ZrFig.4 Images after hot deformation of alloy(a)XRD pattern;(b)selected-area diffraction;(c)SEM image;(d)Al;(e)Zn;(f)Mg;(g)Sc;(h)Er;(i)Zr

圖5為不同熱變形溫度、應變速率與應變量下合金的TEM顯微組織照片。從圖5(a)可以看出，基體中彌散分布的納米級Al3(Sc, Er)析出相對位錯具有強烈的釘扎作用。位錯在大應變速率下積累的內應力可能大于析出相的釘扎力，使其穿過析出相發生滑移，此時加工硬化現象減弱，流變應力曲線將出現如圖1所示的波動。析出相粒子對位錯和亞晶界的釘扎力可用Zener公式表示[22]：

Pz=3f/4R

(6)

式中:Pz表示粒子對位錯與晶界的釘扎力;f為析出物的體積分數;R為析出物的半徑。

根據式(6)可知，釘扎力與析出相的體積分數成正比，與半徑成反比。而根據Al-Sc合金的相關研究[23]，析出相的大小與熱處理溫度之間呈正相關。較高的溫度可加速原子擴散速度，使析出相發生粗化，反之低溫下析出相的長大將受到限制，更利于形核。因此可觀察到380 ℃(圖5(d))時基體組織中的析出相明顯比410 ℃(圖5(a))時尺寸更小，數量更多。析出相隨應變速率的增加也有相同的規律，如圖5(a)～(c)所示，這是由于大應變速率下熱變形所需時間將減少，析出相不能充分長大，因此根據式(6)可認為隨溫度的升高與應變速率的降低，析出相Al3(Sc, Er)對位錯與亞晶界的釘扎力減小。析出相的釘扎力減小是導致圖1中流變應力隨溫度升高與應變速率降低而降低的原因之一。

(7)

式中:k為材料常數;b為柏氏矢量。

根據式(7)可以看出，位錯密度將隨應變速率的降低而減小，隨位錯運動速度的加快而減小。高溫能增加原子動能并提供給位錯更多的變形能，加快位錯運動的速度，因此可推出位錯密度將隨溫度的升高而減小。從圖5中也可以看出，410 ℃/10 s-1和380 ℃/0.1 s-1(圖5(c)，(d))組織中的位錯密度均比410 ℃/0.1 s-1(圖5(a))高，與式(7)相符合。除此之外，結合圖2熱加工圖分析可知，410 ℃/10 s-1和380 ℃/0.1 s-1(圖5(c)，(d))下的合金將出現失穩。這是由于位錯塞積處易積累內應力，在大應變速率與低溫下，內應力得不到釋放可能導致裂紋的產生進而使合金失穩。

圖5 不同熱變形條件下合金的TEM圖(a)45%/410 ℃/0.1 s-1;(b)45%/410 ℃/1 s-1;(c)45%/410 ℃/10 s-1;(d)45%/380 ℃/0.1 s-1;(e)75%/410 ℃/1 s-1;(f)75%/410 ℃/1 s-1Fig.5 TEM images of alloys under different hot deformation conditions(a)45%/410 ℃/0.1 s-1;(b)45%/410 ℃/1 s-1;(c)45%/410 ℃/10 s-1;(d)45%/380 ℃/0.1 s-1;(e)75%/410 ℃/1 s-1;(f)75%/410 ℃/1 s-1

位錯密度的降低是發生動態回復與動態再結晶的結果。從位錯演變的角度分析，位錯源產生的位錯在切應力的作用下沿滑移面運動，遇到障礙物如晶界或析出相將被阻止前進。先行的位錯對后來的位錯有一個斥力，使位錯在障礙物前形成規則列陣形式的塞積。由于Al3(Sc, Er)粒子的釘扎作用，基體組織中的位錯線發生了一定程度的彎曲，但仍然可以觀察到具有一定排列規律的位錯塞積。410 ℃/10 s-1(圖5(c))中的位錯線與位錯塞積表明加工硬化產生的位錯未被動態回復消耗掉。而經過攀移和交滑移后，相同滑移面上的異號位錯將相互吸引抵消，位錯密度降低，同號位錯將相互排斥并排列成位錯墻。此時合金發生動態回復，基本消耗掉了加工硬化產生的位錯，位錯由雜亂排列的高能量狀態轉變為規則排列的低能量狀態，因此，在410 ℃/1 s-1(圖5(b))的組織中可觀察到部分位錯墻與位錯塞積，基體組織中的位錯密度明顯減少。位錯墻的形成是再結晶的一個重要特征。應變速率進一步降低，可在410 ℃/0.1 s-1(圖5(a))組織中觀察到一個由位錯塞積包圍的直徑約0.8 μm初始再結晶晶粒。工程應變量提高至75%后可觀察到一個由位錯墻包圍的直徑約1.9 μm再結晶晶粒，如圖5(f)所示。綜上認為，低應變速率下再結晶傾向更大，合金的軟化機制為動態回復轉變為動態再結晶，而動態回復與再結晶將降低位錯密度，進而減少塑性變形所需應力。

另外，對比圖4中應變量為45%和75%的組織中位錯的分布可知，小變形下位錯在基體組織中較為分散。隨工程應變量提高至75%，晶粒內部的位錯經過動態回復與動態再結晶后基本被消耗了，而晶界存在大量的位錯塞積。高的位錯密度與析出相的釘扎作用將阻礙晶界的遷移，使材料發生塑性變形所需的應力大大增加。因此在真應力-真應變曲線中出現明顯的加工硬化階段。

3 結論

(1)Al-8.9Zn-1.3Mg-0.1Sc-0.1Er-0.1Zr鋁合金的熱變形過程具有正應變速率敏感性與負溫度敏感性。析出相Al3(Sc, Er)的釘扎力減小與再結晶是使流變應力減小的原因。

(3)低應變速率下發生動態軟化的傾向更大，軟化機制為動態回復轉變為動態再結晶。絕熱剪切帶與位錯塞積是導致合金失穩的原因。