熱加工對鋁合金組織和性能影響的研究現狀

林雨溦

（重慶科技大學冶金與材料工程學院，重慶 401331）

0 前言

鋁在地殼中的含量豐富，僅次于氧和硅。目前，鋁是最常用的有色金屬。純鋁的強度較低，其抗拉強度約50 MPa，限制了鋁的應用。在純鋁中添加其他合金元素，可制造出滿足各種性能、功能和用途的鋁合金材料。根據添加合金元素的種類、含量及合金的性能，將鋁合金分為兩大類：變形鋁合金和鑄造鋁合金。按合金成分和性能的特點，可將變形鋁合金分為不能熱處理強化鋁合金和可熱處理強化鋁合金兩大類，見圖1[1]。

圖1 鋁合金的分類示意圖

鋁合金是工業中應用最廣泛的一類有色金屬結構材料，在航空、航天、汽車輕量化、3C 電子、體育器械、機械制造、船舶及化學工業中已大量應用。表1為變形鋁合金系列的命名[2]。圖2簡要說明了變形鋁合金的主要合金元素及合金化的關系[3]。

表1 變形鋁合金系列的命名

圖2 典型變形鋁合金的合金化關系

一般來說，變形鋁合金產品（鑄軋鋁合金除外）制備的生產工藝流程是：熔煉鑄造（制坯）→均勻化熱處理（均質）→熱加工（熱軋/熱擠壓/熱鍛造等）→冷加工（冷軋/冷擠壓、室溫軋制、冷拉拔/冷鍛等） →熱處理（退火/固溶淬火/時效等）→產品性能檢測（化學成分/力學性能/腐蝕性能/組織等）→包裝入庫。

本文重點綜述變形鋁合金的常規熱加工（即熱擠壓、熱軋制、熱鍛壓）過程中合金組織的演變，以及對合金力學性能和斷裂韌性等的影響，并針對目前存在的問題及與國外先進熱加工技術的差距，提出了今后的發展方向。

1 熱加工過程中的組織演變

工業生產鋁合金制品時，目前最常用的方法是采用直接水冷半連續鑄造（DC）制備鋁合金錠坯。不同種類的鋁合金具有不同的組織形貌和組織特征，但由于半連續鑄造的方式及凝固特點，鑄造過程中強烈的冷卻作用引起的濃度過冷和溫度過冷，使合金凝固后的鑄態組織偏離平衡狀態，鋁合金鑄錠又有相同或類似的組織特征。圖3是7449鋁合金鑄態的典型組織形貌[4]。

圖3 Al-Zn-Mg-Cu 合金（7449合金）鑄態組織形貌

鋁合金鑄態組織特征表明，合金鑄態時（鑄軋鋁合金不在此列）的強度低、塑性差，耐腐蝕性能也差，這極大地限制了鋁合金的實際應用。在工業生產中，采用塑性變形和熱處理等加工方式，改變合金組織結構，調控合金顯微組織特征，以獲得期望的綜合性能。

塑性變形主要是熱加工和冷加工。熱加工是鋁合金生產制備的重要工序之一。鋁合金的熱加工是指鋁及鋁合金錠坯在再結晶溫度以上所完成的塑性成形過程[5]。但實際生產中的熱加工變形溫度可低于該合金的再結晶溫度，一般根據合金的熱塑性溫度范圍選擇熱加工溫度。

熱加工變形能有效地改變鋁及鋁合金的鑄態組織。一是熱加工變形使鑄態組織中粗大的柱狀晶粒破碎，經過多次反復變形，使合金的組織成為較均勻細小的等軸晶粒，同時，還能愈合合金組織內部的部分微裂紋；二是在外力的作用下，可促進鑄態組織中存在的氣泡焊合，縮孔壓實，疏松壓密，合金材料變為較致密的組織結構；三是由于高溫原子熱運動能力加強，在壓應力的作用下，借助原子的自由擴散，可降低合金的微觀偏析程度，提高合金鑄錠化學成分的均勻性。圖4為7085合金鑄態和加工態的顯微組織，從圖中比較可以看出，變形加工后固溶處理比均勻化處理后的鑄態晶粒尺寸更細小[5-6]。

圖4 7085合金的鑄態和變形加工后固溶淬火態顯微組織

常見的鋁合金熱加工方法有熱擠壓、熱軋制、熱鍛壓、熱頂鍛、液態模鍛、半固態成形、連續鑄軋、連鑄連軋、連鑄連擠等。熱加工時，錠坯的塑性較高而變形抗力較低，可以用加工能力較小的設備生產變形量較大的產品。為了保證產品的組織性能，應嚴格控制工件的加熱溫度、變形溫度、變形程度以及變形終了溫度和變形后的冷卻速度。

1.1 熱加工變形溫度對合金組織的影響

熱加工過程中，變形溫度對材料的機械性能影響最大，它直接影響到變形組織、位錯亞結構、第二相析出速度、析出物大小和形狀以及后來的轉變。變形溫度對位錯密度的影響十分顯著，位錯密度隨變形溫度的升高而呈下降趨勢。在變形初期，隨著變形量的增大，合金內部的位錯逐漸堆積，位錯密度逐漸增加。位錯與位錯之間，以及位錯與第二相之間的交互作用使位錯被限制在一定區域內，形成胞狀組織[7]（見圖5）。如果變形溫度較高，原子的可動性增強，位錯可通過交滑移和攀移，造成異號位錯湮沒，同號位錯重組，并發生多邊化。這種過程使變形晶粒的能量降低，出現動態軟化現象，變形從加工硬化階段逐漸向穩態階段轉變。當變形溫度較低時，動態再結晶沒有足夠的驅動力，合金主要發生一定程度的動態回復，微觀組織表現為典型的亞晶結構[8]（見圖6），但是，變形所導致的位錯增殖和塞積程度大于動態回復所湮沒的位錯，所以位錯密度仍然較高；當變形溫度較高時，位錯的遷移能力變強，局部區域形成的高密度位錯促使合金發生動態再結晶，位錯密度下降[9]。

圖5 鋁及鋁合金位錯亞結構演變示意圖

圖6 鋁合金熱加工過程中典型的動態回復組織（TEM）

1.2 熱加工變形程度對合金組織的影響

隨著變形程度的增加，亞晶不斷吞并長大，慢慢形成再結晶晶粒，即發生了連續動態再結晶，合金中的亞晶界逐漸消失，晶界變得清晰，位錯密度減小。研究表明，較大變形程度對合金動態再結晶的充分進行有利。因為動態再結晶的驅動力來自于軋制過程中的應變能，當變形程度較小時，應變能不足以滿足所有晶粒發生動態再結晶所需要的能量，除熱量耗散外，材料吸收的大部分應變能通過動態回復釋放，不出現或者發生少量不完全的動態再結晶。隨著變形程度的增加，晶粒變形嚴重，儲存能增加，再結晶晶粒的形核率和長大速度均得到提高，應變產生的大量空位使位錯快速攀移，使得動態再結晶可以在合金中充分進行。

陳高紅[10]等針對不同熱軋工藝制備的7B50-T7751 鋁合金厚板，通過金相顯微鏡、EBSD 等方法對合金的組織特征進行了表征與分析，并對比分析了不同熱軋工藝制備的板材的室溫拉伸性能和斷裂韌性。結果表明，軋制過程使板材織構呈不均勻分布，板材1/4厚度位置主要是變形織構，1/2厚度位置主要是再結晶織構，織構強度較1/4 厚度位置的弱。通過減少軋制道次、提高道次變形量、提高終軋溫度可以使板材在熱軋過程中充分回復，釋放變形儲能，在后續熱處理后不同厚度位置均保留變形織構（見圖7）。變形織構可以有效提高合金的斷裂韌性和拉伸性能，同時也增加了厚板的各向異性。

圖7 7B50合金厚板在不同熱加工變形程度下的顯微組織

1.3 熱加工變形速率對合金組織的影響

單位時間內的相對變形量稱為變形速率，即相對變形量對時間的變化率。變形速率較低時，材料變形時間長，位錯可以通過攀移和滑移進行對消，位錯反應充分，晶粒內位錯密度較低。充分的變形時間為再結晶晶粒的形核提供了很好的結構條件，但合金儲存能較少，應變能提供動態再結晶所需要的驅動力較低，所以只能在具有能量起伏的局部區域率先形核，再結晶形核率較低，但動態再結晶晶核有充分的時間繼續長大。當變形速率增大時，材料單位應變熱激活能增大，位錯活性增強，易于擴散和增殖，但材料變形時間短，位錯來不及攀移，變形儲存能沒有時間釋放，位錯塞積現象嚴重，位錯密度較高。此時，再結晶形核位置多，且來不及長大，晶粒細化[11-13]。同時，位錯可動性增強也使亞晶界應力場影響范圍擴大，亞晶界之間的距離變大，亞晶尺寸變小[14-15]。

郭端路[16]研究了6016 鋁合金在熱拉伸溫度為500 ℃時不同應變速率下變形后的顯微組織形貌，見圖8。比較發現應變速率0.01s-1下動態再結晶結果最好，晶粒為等軸晶，相比較原始晶粒更細小，圓整度更好，而且尺寸更均勻。研究表明，應變速率影響動態再結晶過程的機制主要體現在：應變速率的降低延長了變形時間，一旦發生動態再結晶形核，則晶核就有足夠的時間長大。相反，在高應變速率下材料的變形時間很短，晶核來不及長大，所以常在被拉長晶粒晶界周邊發現許多很細小的晶粒組織。

圖8 不同應變速率下的6016鋁合金顯微組織（熱加工溫度為500 ℃）

1.4 合金元素對合金熱加工后組織的影響

低層錯能的合金元素可以改變熱加工過程中的動態回復機制。在達到臨界應變后，降低堆垛層錯能的鎂元素含量元素不足時會降低動態回復的趨勢，從而導致動態再結晶。一般來說，動態再結晶似乎不會發生在含有少于4% Mg 的鋁合金中。含Cu、Zr 等溶質的鋁合金不發生動態再結晶，在這些合金中，析出相粒子的存在降低了晶界的流動性，甚至降低了靜態再結晶的形成速率。

2 熱加工對合金性能的影響

合金的組織決定了合金的性能，不同合金的性能對應不同的合金組織。合金鑄態組織在晶界和枝晶界存在有大量的非平衡共晶，嚴重影響合金在鑄態時的強度與塑性。表2為2024鋁合金鑄態時不同部位的力學性能。同一根圓鑄錠，由于鑄錠不同位置的晶粒大小不同，不同部位的性能也有差異，如表2、圖9[17]所示。總體來說，合金鑄態的強度較低，其塑性尤其差，極大地限制了合金的應用。

表2 2024合金圓鑄錠鑄態時不同部位的力學性能

圖9 2024合金鑄錠不同部位的晶粒組織

工業生產中采用熱加工變形等加工方式，破碎鑄態組織中粗大的柱狀晶粒，盡可能消除鑄態組織中的疏松、微孔等缺陷，獲得較均勻細小的等軸晶粒的合金組織，從而明顯改善合金的性能，實現合金的強韌性配合。

表3為2024鋁合金熱擠壓加工及固溶時效熱處理后的力學性能[18]，與合金鑄態時的力學性能比較，熱加工后的合金材料，其力學性能及塑性獲得了極大的提升，這與合金的顯微組織相對應，如圖10 所示。由于美鋁2024 合金在熱擠壓過程中發生了動態再結晶，使得材料軟化，硬度和強度均有所降低。

表3 2024合金擠壓型材的力學性能

圖10 2024合金擠壓型材縱截面顯微組織

昌江郁[19]等研究了厚度為20 mm7056鋁合金板在厚度方向的組織、織構、性能以及軋制變形規律，重點揭示厚度方向1/4 處軋制變形與織構和性能的關系。研究結果表明：從厚板表層到心部再結晶程度逐漸增加；板材強度沿厚度方向呈“W”型分布，在厚度方向1/4 處強度最低（見圖11）。其主要原因是軋制過程中厚板1/4 層的剪切應力顯著比表層與心部的大，且該層的應變、應變速度和金屬流動速度比表層的高，引起軋制變形不均勻。

圖11 7056合金軋板厚度方向上不同位置的力學性能

圖11可以看出，從板材表層到心部，抗拉強度與屈服強度均呈先降低后升高的趨勢，在厚度方向1/4 處附近抗拉強度與屈服強度達到最低值。其表層抗拉強度為625 MPa，屈服強度為612 MPa；心部的抗拉強度為603 MPa，屈服強度為589 MPa；最低點的抗拉強度為592 MPa，屈服強度為568 MPa。研究認為，軋制期間鋁合金軋板沿厚度方向上1/4 處的剪切應力、軋向應變、軋向應變速度與軋向金屬流動速度比表層大，引起軋制加工的變形不均勻，即熱軋制加工不同的變形程度導致合金呈現出不同的力學性能。

袁鴿成[20]等采用正向擠壓法，研究了擠壓溫度和擠壓速度對7075 鋁合金擠壓性能的影響規律。結果表明：當加熱溫度為340～420 ℃時，7075 合金的擠壓流出速度可控制在2～6 m ?min-1范圍內；隨加熱溫度的增加，突破擠壓力降低，但合金的擠壓成形性能明顯變差，許可擠壓速度減少；隨加熱溫度的降低，擠壓成形性能提高，但突破擠壓力增大，可能造成悶車現象；加熱溫度及擠壓速度對合金擠壓變形后的微觀組織及硬度無明顯影響，合金均將發生動態回復或部分再結晶。

張新[21]等采用擠壓鑄造成形工藝制備7055高強鋁合金，研究了熱擠壓參數對合金力學性能及微觀組織的影響。結果表明，熱擠壓態下的7055 鋁合金的微觀組織和力學性能均優于鑄態，并且晶粒隨著比壓的增加趨于細化，抗拉強度隨著比壓的增加趨于提高。當比壓為75 MPa時，在730 ℃溫度下進行擠壓澆注，經過雙級固溶處理和時效后，合金的晶粒明顯細化，抗拉強度達到681.4 MPa，伸長率達到7.14%。

在熱軋變形加工過程中，通過減少軋制道次、提高道次變形量、提高終軋溫度，可以使7B50-T7751鋁合金板材在熱軋過程中充分回復，釋放變形儲能，在后續熱處理后由于變形儲能小而抑制再結晶，不同厚度位置均保留了大量的變形織構。變形織構可以有效提高7B50-T7751 鋁合金的斷裂韌性和拉伸性能（見表4），同時也增加了各向異性[10]。

表4 7B50-T7751合金80 mm厚板的斷裂韌性

熱軋制、熱擠壓和熱鍛造等熱加工變形，均是將鑄態的合金錠坯在合金具有較好的熱塑性的高溫溫度范圍內加工變形，合金由鑄態組織轉變為變形組織，以獲得不同形狀、不同尺寸和不同性能的鋁合金材料。熱變形加工方式不同，獲得的合金材料組織也不相同，其性能也各有差異。對同一種鋁合金來說，熱擠壓時合金材料三向受力變形，晶粒相對最為細小，抗拉強度最高；熱軋制時合金材料兩向受力變形，合金強度次之；熱鍛造時合金材料的變形程度相對較小且組織不均，其強度相對最低。

3 結論

目前，鋁合金熱加工技術與前三十年相比，并無根本改變和明顯進步，但近些年，隨著熱加工裝備的發展和對鋁合金加工基礎特性研究工作的重視，尤其是近年來鋁加工模擬仿真技術的高速發展，對材料微觀組織的調控精度在不斷提高，并通過實驗室和工業化生產的大量數據積累，在合金的均勻化熱處理、熱加工變形溫度-終了溫度的控制以及變形程度與變形速度的控制等方面，已經形成了較完善穩定的工藝技術文件和規范的操作規程。但仍然與國外先進的鋁合金熱加工技術存在明顯的差距，主要表現在鋁合金厚板和鋁合金鍛件的組織、性能均勻性和穩定生產等方面。

鋁合金熱加工變形是制備鋁合金產品重要的工序之一。應強化鋁合金加工變形基礎特性研究，借助先進的加工設備、組織表征及性能檢測和模擬仿真技術，精確控制熱加工過程中合金的第二相的溶解與析出、數量、形貌以及分布，掌握熱加工變形程度的大小對合金變形畸變能、殘余應力、疏松組織焊合以及后續熱處理合金再結晶程度的影響機理，探明熱加工溫度場、加工變形率及變形速率等對合金組織及性能的影響規律，實現熱加工變形對鋁合金組織的精確調控，從而獲得組織均勻、性能穩定的鋁合金加工產品。