張 坤，臧金鑫,2，陳軍洲,2，伊琳娜,2，汝繼剛,2，康 唯

(1 北京航空材料研究院，北京 100095；2 北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095；3 中國(guó)商飛 質(zhì)量適航部，上海 200126)

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新型Al-Zn-Mg-Cu合金熱變形組織演化

張 坤1，臧金鑫1,2，陳軍洲1,2，伊琳娜1,2，汝繼剛1,2，康 唯3

(1 北京航空材料研究院，北京 100095；2 北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095；3 中國(guó)商飛 質(zhì)量適航部，上海 200126)

采用Gleeble-1500D熱力模擬試驗(yàn)機(jī)研究新型Al-Zn-Mg-Cu高強(qiáng)鋁合金在變形溫度為300～450℃，應(yīng)變速率為0.001～10s-1條件下的熱變形組織演化。利用光學(xué)顯微鏡(OM)和透射電子顯微鏡(TEM)觀察合金不同熱變形條件下的組織形貌特征。結(jié)果表明：隨著變形溫度的升高和應(yīng)變速率的減小，位錯(cuò)密度減小，亞晶粒尺寸增大；合金熱壓縮變形過(guò)程中主要的軟化機(jī)制為動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。變形溫度為300～400℃時(shí)，主要發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)；變形溫度為450℃，應(yīng)變速率為0.001～10s-1時(shí)，軟化機(jī)制以動(dòng)態(tài)再結(jié)晶為主，存在晶界弓出、亞晶長(zhǎng)大、亞晶合并3種再結(jié)晶形核機(jī)制。

Al-Zn-Mg-Cu高強(qiáng)鋁合金；熱壓縮變形；微觀組織；動(dòng)態(tài)回復(fù)；動(dòng)態(tài)再結(jié)晶

Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金具有高比強(qiáng)度和良好的綜合性能等優(yōu)點(diǎn)，是世界各國(guó)航空、航天及軍事領(lǐng)域不可或缺的結(jié)構(gòu)材料[1,2]。通過(guò)高合金化、高純化、精密熱處理等方法，該系鋁合金進(jìn)一步向600MPa級(jí)甚至700MPa級(jí)超高強(qiáng)度發(fā)展，并有望在飛機(jī)的主承力結(jié)構(gòu)進(jìn)一步擴(kuò)大應(yīng)用，更好地滿足新一代先進(jìn)武器裝備的減重需求。

Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金要想獲得良好的綜合性能，必須經(jīng)過(guò)擠壓、軋制或鍛造等高溫塑性變形。近年來(lái)，新開(kāi)發(fā)的高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu鋁合金合金化程度越來(lái)越高，導(dǎo)致合金熱加工性能降低，若熱變形工藝參數(shù)選擇不當(dāng)，在變形時(shí)很容易發(fā)生開(kāi)裂，因此，國(guó)內(nèi)外對(duì)鋁合金熱變形方面的基礎(chǔ)研究非常系統(tǒng)和深入[3-9]。Yang等[3]采用EBSD,TEM手段對(duì)7085鋁合金熱變形過(guò)程中的再結(jié)晶織構(gòu)、晶粒取向及位錯(cuò)組織進(jìn)行了系統(tǒng)的觀察，分析了其動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制；Lin等[4]對(duì)7075合金熱變形過(guò)程中的應(yīng)力和組織進(jìn)行了研究，得到了該合金的熱加工圖，并給出了該合金合適的熱變形溫度和應(yīng)變速率范圍，為該合金熱變形加工過(guò)程組織控制提供指導(dǎo)；Zhang等[5]計(jì)算了7056和7150兩種合金在同樣的熱變形條件下的變形激活能，對(duì)不同的溫度補(bǔ)償應(yīng)變速率Z值條件下兩種合金的組織進(jìn)行了分析，得到了Zn/Mg比值影響合金峰值應(yīng)力和亞結(jié)構(gòu)的內(nèi)在原因。實(shí)際上，熱變形過(guò)程不僅是材料幾何尺寸與形狀的改變，同時(shí)也是材料的組織結(jié)構(gòu)演變的過(guò)程[10,11]。熱變形過(guò)程中的組織演化對(duì)材料的性能具有決定性影響，探討不同變形條件下的高溫變形軟化機(jī)制對(duì)材料性能的預(yù)測(cè)和控制至關(guān)重要，可以達(dá)到通過(guò)控制變形條件進(jìn)而控制材料成型產(chǎn)品性能的目的，因此，研究熱變形過(guò)程中合金的組織演化對(duì)開(kāi)發(fā)新型合金具有重要的意義。

本工作針對(duì)一種新型Al-Zn-Mg-Cu合金，采用熱力模擬試驗(yàn)機(jī)研究熱變形過(guò)程中的組織演化，以期為新型合金的熱加工過(guò)程組織控制提供指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)合金的化學(xué)成分如表1所示，鑄錠尺寸為φ280mm，均勻化退火后在鑄錠D/4直徑位置處取φ8mm×12mm的圓柱體試樣。在Gleeble-1500D熱力模擬機(jī)上進(jìn)行熱壓縮變形實(shí)驗(yàn)。變形程度為50%，變形溫度為300～450℃，應(yīng)變速率為0.001～10s-1。為消除接觸面上的摩擦，使壓縮試樣處于單向應(yīng)力狀態(tài)，實(shí)驗(yàn)過(guò)程中試樣兩端墊有石墨紙。

壓縮后的試樣立即進(jìn)行水淬處理，以保留高溫變形組織。采用線切割的方法將變形后的試樣沿縱截面對(duì)半剖開(kāi)，對(duì)試樣進(jìn)行研磨、拋光和腐蝕。腐蝕液采用混合酸溶液：1%(體積分?jǐn)?shù)，下同)HF+1.5%HCl+2.5%HNO3+95%H2O。利用Leica光學(xué)顯微鏡進(jìn)行組織觀察分析。采用MTP-1雙噴電解減薄儀制備透射電鏡試樣，電解液為硝酸∶甲醇=1∶3。透射電鏡觀察在JEM-2000FX型分析電鏡上進(jìn)行。

表1 實(shí)驗(yàn)合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of experimental alloy (mass fraction/%)

2 結(jié)果與分析

2.1 真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

Al-Zn-Mg-Cu合金在不同變形條件下熱壓縮變形的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線如圖1所示。從圖1可以看出：在變形溫度300～450℃和應(yīng)變速率0.001～10s-1的變形條件下，Al-Zn-Mg-Cu合金應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈現(xiàn)出穩(wěn)態(tài)的流變特征，即在變形初期，流變應(yīng)力隨應(yīng)變量的增加迅速增大，當(dāng)應(yīng)變?cè)龃蟮揭欢ㄖ禃r(shí)，真應(yīng)力并不隨著應(yīng)變的繼續(xù)增大而發(fā)生明顯的變化，呈現(xiàn)出較為明顯的穩(wěn)態(tài)流變的特征；在同一應(yīng)變速率下，隨著變形溫度的升高，合金流變應(yīng)力顯著降低；在同一變形溫度下，隨著應(yīng)變速率的增加，流變應(yīng)力水平升高，說(shuō)明合金在該實(shí)驗(yàn)條件下具有正的應(yīng)變速率敏感性。

圖1 Al-Zn-Mg-Cu合金在不同溫度和應(yīng)變速率條件下熱壓縮變形的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.1 True stress-strain curves of Al-Zn-Mg-Cu alloy at different temperatures and strain rates

2.2 熱變形后組織形貌

2.2.1 金相組織

不同變形條件下Al-Zn-Mg-Cu合金的金相組織如圖2所示。從圖2(a)～(d)可以看出，應(yīng)變速率為0.01s-1時(shí)，在不同的變形溫度下，所有的組織均沿垂直于壓縮方向被拉長(zhǎng)，第二相顆粒也沿著該方向呈鏈狀或條帶狀分布于晶界，呈現(xiàn)出鍛態(tài)變形組織。當(dāng)變形溫度為300～400℃時(shí)，合金僅發(fā)生了動(dòng)態(tài)回復(fù)，顯微組織中無(wú)明顯的再結(jié)晶晶粒，由于變形溫度較低，第二相破碎程度也較低，如圖2(a)～(c)所示；當(dāng)變形溫度上升到450℃時(shí)，合金呈現(xiàn)出明顯的不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織特征，即原始晶粒沿變形方向拉長(zhǎng)，部分原始晶界處有細(xì)小的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒產(chǎn)生，第二相發(fā)生破碎的程度較大，如圖2(d)所示。從圖2(d)～(f)可以看出，當(dāng)變形溫度為450℃時(shí)，在不同的應(yīng)變速率下合金均發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，且隨著應(yīng)變速率的增大，再結(jié)晶晶粒逐漸減小。當(dāng)應(yīng)變速率為0.001s-1時(shí)，由于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶進(jìn)行得較充分，再結(jié)晶的晶粒尺寸較大，如圖2(e)所示；當(dāng)應(yīng)變速率為0.01s-1時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的晶粒明顯減小，如圖2(d)所示；當(dāng)應(yīng)變速率為10s-1時(shí)，在原始晶粒組織中形成大量均勻、細(xì)小的等軸晶粒，這些細(xì)小晶粒出現(xiàn)在原始拉長(zhǎng)晶粒的晶界附近，呈現(xiàn)出“項(xiàng)鏈”狀組織特征，如圖2(f)所示。

圖2 不同變形條件下Al-Zn-Mg-Cu合金的金相組織 (a)T=300℃℃(c)T=400℃℃℃℃Fig.2 Microstructures of Al-Zn-Mg-Cu alloy at different deforming conditions (a)T=300℃℃(c)T=400℃℃℃℃

2.2.2 亞晶組織和位錯(cuò)

不同變形條件下Al-Zn-Mg-Cu合金的亞晶組織及位錯(cuò)的透射電鏡圖如圖3所示。從圖3(a)～(h)可以看出，當(dāng)變形溫度為300℃時(shí)，亞晶界不清晰，晶內(nèi)位錯(cuò)密度較大，如圖3(a)所示，大量的高密度位錯(cuò)堆積，與析出相相互纏結(jié)形成網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，如圖3(b)所示；當(dāng)變形溫度為350℃時(shí)，亞晶界較為清晰，晶內(nèi)位錯(cuò)密度逐漸減小，析出相數(shù)量也有所減少，位錯(cuò)與析出相的纏結(jié)有所減輕，如圖3(c),(d)所示；當(dāng)變形溫度為400℃時(shí)，晶內(nèi)的位錯(cuò)密度明顯降低，晶界變得清晰且呈現(xiàn)彎曲狀，出現(xiàn)了典型的多邊形化結(jié)構(gòu)，如圖3(e),(f)所示；當(dāng)變形溫度為450℃時(shí)，晶界平直清晰，表現(xiàn)出動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的特征，如圖3(g)所示，位錯(cuò)密度顯著降低，僅有少量的位錯(cuò)繞過(guò)析出相，如圖3(h)所示。從圖3(g)～(l)可以看出，當(dāng)變形溫度為450℃時(shí)，隨著應(yīng)變速率的增大，亞晶粒尺寸減小，位錯(cuò)密度明顯增加。當(dāng)應(yīng)變速率為0.001s-1時(shí)，亞晶粒尺寸較大，位錯(cuò)密度較小，晶內(nèi)位錯(cuò)幾乎不可見(jiàn)，位錯(cuò)聚集形成了位錯(cuò)墻，如圖3(j)中A處所示；在應(yīng)變速率為0.01s-1時(shí)，晶內(nèi)出現(xiàn)典型的亞晶結(jié)構(gòu)，晶粒間的取向差較??；當(dāng)應(yīng)變速率為10s-1時(shí)，亞晶粒尺寸明顯減小，如圖3(k)所示，晶內(nèi)存在大量高密度位錯(cuò)墻堆積形成的亞晶界，如圖3(l)中B,C處所示，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶不充分。

圖3 不同變形條件下Al-Zn-Mg-Cu合金的透射組織 (a),(b)T=300℃℃(e),(f)T=400℃℃℃℃Fig.3 TEM microstructures of Al-Zn-Mg-Cu alloy at different deforming conditions (a),(b)T=300℃℃,℃℃℃℃

2.3 熱變形過(guò)程中的組織演化

2.3.1 流變應(yīng)力與組織的關(guān)系

從圖1可以看出，該新型合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈現(xiàn)出穩(wěn)態(tài)的流變特征。在熱變形過(guò)程中，材料內(nèi)部不斷進(jìn)行著兩種相互競(jìng)爭(zhēng)的過(guò)程，即加工硬化和加工軟化過(guò)程。在變形初期，一方面材料內(nèi)部位錯(cuò)密度增加，使材料硬化；另一方面由于位錯(cuò)的重排和湮滅，使材料軟化，但由于軟化不足以補(bǔ)償位錯(cuò)密度增加帶來(lái)的硬化，因此，流變應(yīng)力不斷增加。隨著變形量的增大，材料內(nèi)部空位濃度也增加，位錯(cuò)的攀移在過(guò)渡變形階段也開(kāi)始產(chǎn)生作用，參與軟化過(guò)程，從而使材料的軟化程度提高；當(dāng)位錯(cuò)增殖引起的應(yīng)變硬化與位錯(cuò)交滑移、攀移以及位錯(cuò)的脫釘?shù)纫鸬能浕_(dá)到動(dòng)態(tài)平衡時(shí)，真應(yīng)力基本保持恒定，即變形進(jìn)入穩(wěn)態(tài)流變階段。

從圖1還可以看出，隨著溫度的升高，流變應(yīng)力逐漸減小。這是因?yàn)椋阂环矫妫S著變形溫度的升高，變形時(shí)臨界切應(yīng)力降低，滑移系增加，從而改善了晶粒之間變形的協(xié)調(diào)性，使變形抗力降低[12]；另一方面，溫度的升高還可以使得阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的第二相數(shù)量明顯減少，如圖3(b)～(f)所示；當(dāng)變形溫度為300℃時(shí)，第二相數(shù)量很多，位錯(cuò)與第二相相互纏結(jié)，形成了高密度的位錯(cuò)胞，見(jiàn)圖3(b)，當(dāng)變形溫度上升到450℃時(shí)，第二相數(shù)量顯著減少，僅有少量的第二相被位錯(cuò)繞過(guò)，形成位錯(cuò)環(huán)，如圖3(h)所示。在較低的應(yīng)變速率下，峰值應(yīng)力與穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力之間的差值隨實(shí)驗(yàn)溫度的上升而逐漸減小，溫度較低時(shí)，加工硬化作用明顯，這也是由第二相的數(shù)量減少引起的。散布于合金基體中的第二相質(zhì)點(diǎn)構(gòu)成了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙，質(zhì)點(diǎn)的數(shù)量越多、越細(xì)、越分散，質(zhì)點(diǎn)的間距越小，合金的塑性變形抗力越大。這是因?yàn)檫\(yùn)動(dòng)的位錯(cuò)線遇到強(qiáng)度高的第二相質(zhì)點(diǎn)將切不過(guò)去，位錯(cuò)就繞過(guò)質(zhì)點(diǎn)向前推進(jìn)，在質(zhì)點(diǎn)附近留下1個(gè)位錯(cuò)環(huán)。位錯(cuò)繞過(guò)硬質(zhì)點(diǎn)所需的切應(yīng)力[13]：

(1)

式中：G為切變彈性模量；b為伯格斯矢量；l為質(zhì)點(diǎn)間距。

由此可見(jiàn)合金的塑性變形抗力隨質(zhì)點(diǎn)間距的增加而減小。隨著溫度的升高，大部分退火時(shí)的平衡析出相發(fā)生回溶，第二相質(zhì)點(diǎn)數(shù)量大量減少，第二相質(zhì)點(diǎn)間的合金的變形抗力因而降低。

2.3.2 熱變形過(guò)程中的組織軟化機(jī)制

由圖2與圖3可以看出，當(dāng)變形溫度在400℃及以下時(shí)，僅出現(xiàn)位錯(cuò)的湮滅和多邊形化，主要的軟化機(jī)制為動(dòng)態(tài)回復(fù)；當(dāng)變形溫度為450℃時(shí)，在不同的應(yīng)變速率下，均發(fā)現(xiàn)了新的細(xì)小晶粒(見(jiàn)圖2)，表明在該溫度下，主要的軟化機(jī)制為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

2.3.2.1 動(dòng)態(tài)回復(fù)

動(dòng)態(tài)回復(fù)過(guò)程中，由于應(yīng)變硬化過(guò)程中位錯(cuò)增殖和回復(fù)軟化時(shí)的位錯(cuò)相消與重組之間存在動(dòng)態(tài)平衡，容易形成豐富的亞晶組織。亞結(jié)構(gòu)影響材料的強(qiáng)度、塑性和成形等性能，是顯微組織結(jié)構(gòu)控制過(guò)程中的1個(gè)重要的結(jié)構(gòu)參數(shù)，因此有必要探討動(dòng)態(tài)回復(fù)過(guò)程中亞晶粒尺寸與變形條件之間的關(guān)系。從圖3(a)～(h)可以看出，在同樣的應(yīng)變速率和變形程度下，隨著變形溫度的升高，變形體內(nèi)動(dòng)態(tài)回復(fù)過(guò)程進(jìn)行得更加充分，亞晶粒尺寸逐漸增大，位錯(cuò)密度逐漸減小，其原因可以從以下兩方面進(jìn)行分析：首先，從熱力學(xué)條件來(lái)看，在一定體積的金屬中，晶粒越大，其總的晶界表面積越小，總的表面能也就越低。晶粒粗化可以減少表面能，使金屬處于自由能較低的穩(wěn)定狀態(tài)，因此，晶粒長(zhǎng)大是一種自發(fā)的變化趨勢(shì)。晶粒長(zhǎng)大主要通過(guò)晶界遷移的方式進(jìn)行，即大晶粒吞并小晶粒。要實(shí)現(xiàn)這種變化過(guò)程，需要原子具有強(qiáng)大的擴(kuò)散能力，以完成晶粒長(zhǎng)大時(shí)晶界的遷移運(yùn)動(dòng)。變形溫度升高，原子的移動(dòng)、擴(kuò)散能力不斷增強(qiáng)，晶粒之間吞并速率加劇，晶粒的這種長(zhǎng)大可以在很短的時(shí)間內(nèi)完成，所以，亞晶粒尺寸隨溫度的升高而長(zhǎng)大是一種必然現(xiàn)象。其次，根據(jù)金屬變形熱激活理論，合金變形時(shí)的穩(wěn)態(tài)流變階段，材料的軟化主要由螺型位錯(cuò)的交滑移和刃型位錯(cuò)的攀移提供。外加應(yīng)力引起的亞晶界破碎和位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)引起的亞晶界重組，使合金中亞晶界發(fā)生快速重排。這一位錯(cuò)相互抵消和重排過(guò)程通常被稱為“重復(fù)多邊形化”[14,15]。變形溫度升高，原子熱激活能力增強(qiáng)，應(yīng)變產(chǎn)生的大量空位使交滑移迅速進(jìn)行，位錯(cuò)的相互抵消和重組更加徹底，導(dǎo)致晶粒內(nèi)部的位錯(cuò)密度降低，如圖3(b)～(h)所示，可動(dòng)距離也相應(yīng)增大，重復(fù)多邊形化更加完善，亞晶組織尺寸更大、更為完整。

2.3.2.2 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶

再結(jié)晶的實(shí)質(zhì)是無(wú)畸變的晶核的形成和長(zhǎng)大過(guò)程，從圖3可以看出，在實(shí)驗(yàn)范圍內(nèi)的應(yīng)變速率下，存在晶界弓出、亞晶長(zhǎng)大、亞晶合并3種再結(jié)晶形核機(jī)制。圖3(g)～(k)表明，新型鋁合金在熱壓縮變形后，很多大角晶界呈鋸齒狀，表現(xiàn)出明顯的凸出特征，由已形成的亞晶粒界面的局部遷移形成，表明晶界弓出形核機(jī)制在起作用。圖3(l)中可觀察到正在形成中的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶亞晶粒形貌，該晶粒的晶界由不同取向差的晶界組成，其中A處為大角度晶界，B處為由位錯(cuò)組成的小角度晶界，C處則是由很多的位錯(cuò)形成的位錯(cuò)纏結(jié)，說(shuō)明合金中大的亞晶粒是通過(guò)亞晶長(zhǎng)大方式形成的。從圖3(j)中可以觀察到，試樣中的某些區(qū)域亞晶界正在合并，A處所示為1組亞晶粒的公共邊界上兩列位錯(cuò)正在發(fā)生反應(yīng)后合二為一，這可以認(rèn)為是亞晶合并成核機(jī)制在起作用。這些相鄰亞晶粒的某些公共邊界上的位錯(cuò)通過(guò)攀移和滑移，轉(zhuǎn)移到周圍晶界或角度較大的亞晶界上，導(dǎo)致中間亞晶界消失后，即完成再結(jié)晶的成核，之后通過(guò)原子擴(kuò)散和位置調(diào)整，最終使1組亞晶取向一致，合并成為1個(gè)大晶粒。

從圖2和圖3還可以看出，隨著應(yīng)變速率的增加，再結(jié)晶晶粒和亞晶粒尺寸逐漸減小。這是因?yàn)樵俳Y(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力來(lái)源于晶界兩側(cè)的畸變能差，當(dāng)應(yīng)變速率較大時(shí)，發(fā)生相同應(yīng)變所需的時(shí)間縮短，位錯(cuò)增殖和塞積程度增大，從圖3(l)中也可以清楚地看到位錯(cuò)塞積形成的位錯(cuò)墻，某些區(qū)域內(nèi)位錯(cuò)來(lái)不及抵消或合并，使得再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力增大，發(fā)生形核的區(qū)域也隨之增多，且已形成的再結(jié)晶晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大，從而使合金晶粒細(xì)化。應(yīng)變速率較低時(shí)，金屬原子擴(kuò)散比較充分，導(dǎo)致合金中儲(chǔ)存能較少，再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力較小，形核速率較低，且再結(jié)晶晶核有足夠的時(shí)間長(zhǎng)大，因而晶粒長(zhǎng)大、融合更為充分，晶粒比較粗大。

3 結(jié)論

(1)當(dāng)變形溫度在400℃及以下時(shí)，該新型Al-Zn-Mg-Cu合金主要的軟化機(jī)制為動(dòng)態(tài)回復(fù)，隨著變形溫度升高，亞晶粒尺寸增大，位錯(cuò)密度減小。

(2)當(dāng)變形溫度為450℃時(shí)，該新型Al-Zn-Mg-Cu合金主要的軟化機(jī)制為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，存在晶界弓出、亞晶長(zhǎng)大、亞晶合并3種再結(jié)晶形核機(jī)制，隨著應(yīng)變速率增大，再結(jié)晶晶粒和亞晶粒尺寸逐漸減小。

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(本文責(zé)編：寇鳳梅)

Microstructure Evolution of New Al-Zn-Mg-Cu Alloy During Hot Deformation

ZHANG Kun1,ZANG Jin-xin1,2,CHEN Jun-zhou1,2,YI Lin-na1,2,RU Ji-gang1,2,KANG Wei3

(1 Beijing Institute of Aeronautical Materials,Beijing 100095,China；2 Beijing Engineering Research Center of Advanced Aluminum Alloys and Applications,Beijing 100095，China；3 Quality and Airworthiness Department,Commercial Aircraft Corporation of China,Ltd.,Shanghai 200126,China)

Microstructure evolution during hot deformation of a new Al-Zn-Mg-Cu alloy was investigated by Gleeble-1500D thermal-mechanical simulator at 300-450℃ and strain rate of 0.001-10s-1. The microstructure features at different hot deformation conditions were analyzed with optical microscope (OM) and transmission electron microscope (TEM). The results show that the dislocation density decreases and the subgrain sizes increase with the increase of deformation temperature and the decrease of the strain rate; the main softening mechanism of the alloy is dynamic recovery and dynamic recrystallization. Only dynamic recovery occurs when the temperature is 300-400℃. Dynamic recrystallization occurs when the strain rate is 0.001-10s-1at 450℃. The nucleation mechanism is grain boundary bowing, subgrain growing and subgrain incorporation during dynamic recrystallization.

Al-Zn-Mg-Cu high strength alloy;hot compression deformation;microstructure;dynamic recovery;dynamic recrystallization

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.000759

TG146.2+1;TG319

A

1001-4381(2017)01-0014-06

2016-06-22；

2016-10-08

張坤(1976-)，女，工學(xué)博士，高級(jí)工程師，研究方向：鋁合金及其復(fù)合材料研發(fā)與應(yīng)用研究，聯(lián)系地址：北京市81信箱2分箱(100095)，E-mail:zhk76x@sina.com