邢清源，何維維，王海龍，楊守杰

(中國航發(fā)北京航空材料研究院，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)

0 引 言

Al-Zn-Mg-Cu-Zr系鋁合金具有可熱處理強(qiáng)化、比強(qiáng)度高等特點，廣泛應(yīng)用于航空、航天、兵器等領(lǐng)域承力結(jié)構(gòu)件的制備。為提高材料的強(qiáng)度，高合金化是該系列鋁合金的重要發(fā)展方向之一。隨著合金化程度的不斷提高，該系列鋁合金在鑄造中的熱裂和冷裂傾向隨之加劇。目前，主要通過提高銅元素的含量來提高熔體的流動性，以此來增強(qiáng)其補縮能力，從而達(dá)到抑制開裂的目的。但銅元素含量的提高，將加大晶內(nèi)和晶界的電位差，惡化耐腐蝕性能，使得該系列鋁合金在海洋工程方面的應(yīng)用受限。如何在保持力學(xué)性能的基礎(chǔ)上，提高其耐腐蝕性能成為該系列鋁合金的研究熱點。

鈧(Sc)元素是鋁合金中最有效的微合金化元素，可以同時提高其力學(xué)性能和耐腐蝕性能。李文斌等[1]研究發(fā)現(xiàn)，鈧元素一方面通過Al3Sc粒子增加含鈧Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中異質(zhì)形核質(zhì)點數(shù)量，細(xì)化晶粒，提高力學(xué)性能；另一方面通過Al3Sc粒子的釘扎作用，提高位錯密度，促進(jìn)晶界η′相的析出，η′相作為陽極優(yōu)先溶解而起到陽極保護(hù)的作用，從而降低剝落腐蝕和晶間腐蝕的敏感性。但是，受到鋁鈧中間合金成本較高的影響，鈧元素微合金化也逐步向其他元素替代或復(fù)合微合金化兩個方向發(fā)展。其中，鉺(Er)元素在合金中的作用與鈧元素最為接近，用鉺元素替代鈧元素的研究工作相對較多。王紫悅等[2]研究發(fā)現(xiàn)，質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.1%鉺元素的添加可以細(xì)化Al-Zn-Mg-Cu合金晶粒，改善力學(xué)性能，同時也可提高合金的耐應(yīng)力腐蝕性能。王旭東等[3]研究發(fā)現(xiàn)，添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)低于0.4%的鉺元素可以提高Al-Zn-Mg-Cu合金的自腐蝕電位，降低腐蝕速率，提高合金的抗晶間腐蝕和抗應(yīng)力腐蝕能力。但是由于鉺元素與鈧元素在晶格常數(shù)錯配度和共晶點濃度方面存在較大差異，鉺元素很難完全起到Sc元素的作用[4]。黃蘭萍等[5]研究發(fā)現(xiàn)，復(fù)合添加微量鋯、鉺元素對Al-Zn-Mg合金的組織細(xì)化效果不如單獨添加鋯，但力學(xué)性能基本相當(dāng)，且抗應(yīng)力腐蝕能力更優(yōu)。已有研究[4]表明，向Al-8.5Zn-1.5Mg-0.1Zr合金中復(fù)合添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.1%鈧和質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.1%鉺，合金同時具備較優(yōu)的力學(xué)性能和耐腐蝕性能，T7651狀態(tài)下厚板的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長率分別可達(dá)585 MPa、566 MPa和8.3%，剝蝕性能可達(dá)P級，且無晶間腐蝕傾向。

復(fù)合加鈧、鉺元素到Al-Zn-Mg-Cu-Zr系合金中的成本低、效果好，且鈧、鉺復(fù)合微合金化可以顯著改善合金的耐晶間和耐剝落腐蝕性能，但耐應(yīng)力腐蝕性能還不理想，解決辦法之一就是調(diào)控合金組織狀態(tài)。熱變形作為變形鋁合金的關(guān)鍵處理工藝，是合金組織調(diào)控的重要手段，將直接影響固溶和時效熱處理中相的回溶和析出過程。目前，有關(guān)Al-Zn-Mg-Cu-Zr系鋁合金的熱變形行為研究多集中在單獨添加鈧或鉺元素方面[6]，關(guān)于復(fù)合加入鋯、鉺元素后合金熱變形行為的研究報道較少。為此，作者結(jié)合前期小規(guī)格熱軋板的組織狀態(tài)和性能水平，為了更好地控制合金的再結(jié)晶程度，獲得理想的組織狀態(tài)，選取380～440 ℃變形溫度區(qū)間，在45%和60%變形量下，對Al-8.8Zn-1.4Mg-0.5Cu-0.1Sc-0.1Er-0.1Zr合金在不同應(yīng)變速率下進(jìn)行了等溫壓縮試驗，研究了其熱變形行為，并繪制了熱加工圖，為該系列合金的熱變形組織調(diào)控提供了參考和依據(jù)。

1 試樣制備與試驗方法

按照Al-8.8Zn-1.4Mg-0.5Cu-0.1Sc-0.1Er-0.1Zr合金的設(shè)計成分稱取原材料，采用鋁合金熔鑄中試線制備合金鑄錠，鑄錠尺寸為305 mm×915 mm×1 800 mm，合金的設(shè)計成分和實際化學(xué)成分如表1所示。

將鋁合金鑄錠進(jìn)行均勻化熱處理(400 ℃×4 h+468 ℃×48 h)，機(jī)加工后在其橫截面上切取熱壓縮試驗用圓柱試樣，試樣尺寸為φ10 mm×15 mm，選用Gleeble-3800型熱模擬試驗機(jī)進(jìn)行一次熱壓縮試驗。試驗采用交叉試驗法進(jìn)行設(shè)計，變形溫度為380，410，440 ℃，應(yīng)變速率為0.01，0.1，1，10 s-1，變形量為45%，60%。將試樣以5 ℃·s-1的升溫速率升至目標(biāo)溫度，保溫10 min后按照設(shè)計試驗參數(shù)進(jìn)行熱壓縮試驗，隨即淬火保留變形組織。在熱壓縮試驗后的試樣上沿壓縮方向截取金相試樣，經(jīng)打磨、拋光，用Keller試劑腐蝕后，采用LEICA DM 2500M型光學(xué)顯微鏡對合金的組織進(jìn)行觀察，采用Tecnai G2 F20 S-TWIN型透射電鏡(TEM)對微觀形貌進(jìn)行觀察。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

由圖1可以看出，不同變形條件下試驗合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線均呈現(xiàn)先快速升高后基本穩(wěn)定的特征。合金的熱變形過程可分為加工硬化、軟化出現(xiàn)和穩(wěn)態(tài)變形3個階段，其與加工硬化、動態(tài)回復(fù)、動態(tài)再結(jié)晶軟化機(jī)制密切相關(guān)。在變形的初始階段(加工硬化階段)，曲線的斜率最大，流變應(yīng)力隨應(yīng)變的增加呈快速升高的狀態(tài)，這是位錯大量形成，發(fā)生塞積而產(chǎn)生加工硬化現(xiàn)象所致；隨著應(yīng)變的繼續(xù)增大(軟化出現(xiàn)階段)，曲線的斜率減小，流變應(yīng)力增大趨勢減緩，此時由于位錯密度的不斷提高，合金內(nèi)的儲能不斷提高，誘發(fā)了動態(tài)回復(fù)行為，軟化機(jī)制開始起作用，抵消了部分的加工硬化；變形的最后階段(穩(wěn)態(tài)變形階段)，曲線的斜率趨近于零，流變應(yīng)力隨應(yīng)變的增大而基本保持不變，這是由于加工硬化過程中位錯密度的提高被動態(tài)軟化過程中位錯的滑移、交滑移和重排等作用抵消，動態(tài)軟化與加工硬化行為并存，此時合金發(fā)生動態(tài)回復(fù)以及動態(tài)再結(jié)晶[7-8]。相同應(yīng)變速率和變形量下，流變應(yīng)力隨著變形溫度的升高而下降；相同應(yīng)變速率和變形溫度下，流變應(yīng)力隨變形量的增加而變化不大；相同變形量和變形溫度下，流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率的提高而增大。可見，流變應(yīng)力對于變形溫度和應(yīng)變速率較敏感。在較高的變形溫度下，位錯的攀移和交滑移作用增強(qiáng)，組織內(nèi)部儲能提高，會促進(jìn)動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶等軟化機(jī)制的發(fā)生，使得流變應(yīng)力降低；在較大的應(yīng)變速率下，一方面位錯的形成和增殖速率提高，加工硬化作用更加明顯，另一方面合金發(fā)生軟化機(jī)制作用的時間縮短，使流變應(yīng)力增大。

圖1 不同變形溫度、不同變形量和不同應(yīng)變速率下試驗合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

2.2 本構(gòu)方程的建立

在變形過程中施加的載荷取決于材料的流變應(yīng)力，而材料的變形溫度、應(yīng)變速率、應(yīng)變等是影響流變應(yīng)力的重要因素，通過建立本構(gòu)方程，確定流變應(yīng)力與上述工藝參數(shù)之間的函數(shù)關(guān)系，對于指導(dǎo)該合金的熱加工工藝參數(shù)的設(shè)計和優(yōu)化具有重要的指導(dǎo)意義。采用Arrhenius雙曲正弦函數(shù)[9]來表征任一應(yīng)力水平下上述各參數(shù)之間的關(guān)系：

(1)

在低應(yīng)力和高應(yīng)力條件下，式(1)可分別簡化為

(2)

(3)

式中：A1,A2分別為低應(yīng)力和高應(yīng)力條件下的結(jié)構(gòu)因子，s-1；Q1,Q2分別為低應(yīng)力和高應(yīng)力條件下的熱變形激活能，J·mol-1；β，n1均為材料常數(shù)，β=αn1[10]。

對式(1)～式(3)分別取對數(shù)后得到：

(4)

(5)

(6)

圖2 試驗合金變形過程中流變應(yīng)力和應(yīng)變速率之間的關(guān)系

圖3 試驗合金變形過程中流變應(yīng)力和變形溫度之間的關(guān)系

采用應(yīng)變速率因子Z參數(shù)(Zener-Holomon參數(shù))表示合金在熱變形過程中應(yīng)變速率和變形溫度對材料變形過程的綜合影響[9]，其表達(dá)式為

(7)

將已求出的n1,β,α,n,Q,Q1,Q2代入式(7)中，可計算得到lnZ。對lnZ-lnσ、lnZ-σ、lnZ-ln[sinh(ασ)]進(jìn)行線性回歸和擬合，可獲得流變應(yīng)力和lnZ之間的關(guān)系，結(jié)果如圖4所示，得到A為4.070 05×1025，A1為21.96，A2為1.169 77×1021。進(jìn)一步優(yōu)化常數(shù)，得到n1為5.614，β為0.095，α為0.017，n為4.35，相關(guān)系數(shù)R2均趨近于1，表明此模型可以很好地預(yù)測Al-8.8Zn-1.4Mg-0.5Cu-0.1Sc-0.1Er-0.1Zr合金的熱變形行為。結(jié)合上述計算，獲得變形量為45%的本構(gòu)方程：

圖4 試驗合金變形過程中流變應(yīng)力與Z參數(shù)之間的關(guān)系

Z=4.070 05×1025[sinh0.017σ]4.35=

(8)

同理獲得變形量為60%的本構(gòu)方程：

Z=1.844 8×1014[sinh0.016σ]4.74=

(9)

2.3 熱加工圖與變形后的顯微組織

熱加工圖由功率耗散圖和塑性失穩(wěn)圖疊加而成，由PRASAD和GEGAL等基于動態(tài)材料模型(DMM)建立而成，可以反映出材料在熱變形過程中，組織演變和工藝參數(shù)之間的關(guān)系，對指導(dǎo)熱加工工藝參數(shù)設(shè)計具有重要意義[11-12]。Al-8.8Zn-1.4Mg-0.5Cu-0.1Sc-0.1Er-0.1Zr合金在45%和60%變形量下的熱加工圖見圖5，其中網(wǎng)格線為失穩(wěn)區(qū)，其他區(qū)域為穩(wěn)定區(qū)(安全區(qū))，不同對比度代表不同的功率耗散因子(η)，η越大，用于材料內(nèi)部顯微組織變化如動態(tài)回復(fù)、再結(jié)晶和第二相析出的能量更多。由圖5可以看出，在不同變形量下，合金的功率耗散分布基本相同，而失穩(wěn)區(qū)則顯著不同，隨著變形量由45%提高到60%，失穩(wěn)區(qū)面積顯著增大，且功率耗散因子跨度也增大。在變形量為45%時，在變形溫度425～440 ℃、應(yīng)變速率0.01～0.02 s-1范圍內(nèi)的功率耗散因子相對較高，峰值為48%，失穩(wěn)區(qū)出現(xiàn)在變形溫度385～440 ℃、應(yīng)變速率0.03～0.30 s-1范圍內(nèi)，功率耗散因子范圍為24%～36%；而在變形量為60%時，在變形溫度430～440 ℃、應(yīng)變速率0.01～0.02 s-1范圍內(nèi)的功率耗散因子相對較高，峰值為53%，失穩(wěn)區(qū)出現(xiàn)在變形溫度380～410 ℃、應(yīng)變速率0.18～10 s-1和變形溫度410～440 ℃、應(yīng)變速率0.03～3.16 s-1范圍，功率耗散因子范圍為7%～41%。隨著應(yīng)變速率的減小、變形溫度的升高，功率耗散因子增大，顯微組織也會發(fā)生明顯的轉(zhuǎn)變，主要的軟化機(jī)制為動態(tài)再結(jié)晶[13]。

圖5 試驗合金在不同變形量下的熱加工圖

綜上可見，Al-8.8Zn-1.4Mg-0.5Cu-0.1Sc-0.1Er-0.1Zr合金在變形量為45%、中等應(yīng)變速率下，失穩(wěn)區(qū)基本跨越了整個380～440 ℃溫度區(qū)間；隨著應(yīng)變速率和變形量的提高，失穩(wěn)區(qū)具有同樣的全溫度區(qū)間跨度特征，且面積明顯更大；該合金較為理想的熱加工工藝參數(shù)為變形溫度425～440 ℃、應(yīng)變速率0.01～0.02 s-1。

由圖6可以看出：試驗合金的原始晶粒尺寸均勻，晶界殘留部分中間相，晶內(nèi)彌散析出第二相，為典型的均勻化熱處理組織；在變形量45%、變形溫度410 ℃條件下變形后，晶粒明顯被拉長，呈現(xiàn)出典型的變形組織，且晶界相對平直，部分變形組織中出現(xiàn)細(xì)小的晶粒；當(dāng)變形溫度升高至440 ℃時，晶粒長寬比變小，晶界趨于鋸齒狀，且有弓出現(xiàn)象，部分晶粒內(nèi)部出現(xiàn)較小尺寸橢圓形的再結(jié)晶晶粒，表明合金部分區(qū)域發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶；60%變形量下顯微組織表現(xiàn)出與45%變形量下相同的特征。

由圖7可以看出，當(dāng)變形量為45%時，在應(yīng)變速率0.1 s-1、變形溫度410 ℃和440 ℃條件下，組織中存在明顯的再結(jié)晶特征。當(dāng)變形量為60%時，在應(yīng)變速率0.1 s-1、變形溫度440 ℃條件下，組織中存在明顯的再結(jié)晶特征；但隨著變形溫度的降低和應(yīng)變速率的提高，在應(yīng)變速率0.1 s-1、變形溫度410 ℃和應(yīng)變速率10 s-1、變形溫度380 ℃條件下，組織中出現(xiàn)明顯的長條狀絕熱剪切帶。已有研究[14-15]表明，當(dāng)變形溫度較低，應(yīng)變速率較高，或變形量較大時，熱變形過程中產(chǎn)生的變形容易在帶狀組織區(qū)域集中，將大部分的塑性變形能轉(zhuǎn)變?yōu)闊崮?，使得帶狀區(qū)域溫度升高，當(dāng)熱效應(yīng)大于應(yīng)變強(qiáng)化效應(yīng)與應(yīng)變速率硬化效應(yīng)之和時，合金中會因熱黏塑性失穩(wěn)的形成而出現(xiàn)絕熱剪切帶，由于絕熱剪切帶的形貌、尺寸等特征與基體存在較大的差異，將更易誘發(fā)裂紋的萌生和擴(kuò)展，演變成導(dǎo)致合金失穩(wěn)的主要原因。可知，大變形量、低變形溫度、高應(yīng)變速率的變形會誘導(dǎo)絕熱剪切帶的出現(xiàn)，并成為合金失穩(wěn)的主要原因。

由圖8可以看出，在變形量60%、變形溫410 ℃、應(yīng)變速率0.01 s-1的失穩(wěn)區(qū)壓縮后合金組織中彌散析出的納米尺寸Al3(Sc, Er, Zr)粒子對位錯具有一定的釘扎作用，部分位錯由于這種釘扎作用而發(fā)生一定的彎折。但是，在該失穩(wěn)條件下，組織內(nèi)積累的能量驅(qū)動了大量位錯穿過彌散析出相區(qū)域，形成位錯塞積和位錯墻。同時，組織中可見細(xì)小晶粒，說明發(fā)生了再結(jié)晶行為，但這種軟化作用并未完全抵消掉熱變形過程中的加工硬化作用，當(dāng)塞積的位錯積累的內(nèi)應(yīng)力和能量得不到釋放時，將誘導(dǎo)合金發(fā)生失穩(wěn)。變形量45%的失穩(wěn)區(qū)中也表現(xiàn)出相同的組織特征。可知，動態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶軟化無法抵消掉加工硬化的作用，位錯塞積積累的內(nèi)應(yīng)力和能量得不到釋放，是其他條件下失穩(wěn)區(qū)發(fā)生失穩(wěn)的主要原因。

3 結(jié) 論

(2) 構(gòu)建了基于動態(tài)材料模型的熱加工圖，隨著變形量由45%提高到60%，試驗合金失穩(wěn)區(qū)面積顯著增大，且功率耗散因子跨度也增大；在試驗范圍內(nèi)，試驗合金的最佳熱加工工藝參數(shù)為變形溫度425～440 ℃、應(yīng)變速率0.01～0.02 s-1。

(3) 試驗合金等溫?zé)釅嚎s失穩(wěn)區(qū)主要發(fā)生在大變形量、低變形溫度、高應(yīng)變速率條件下，此時變形誘導(dǎo)絕熱剪切帶的出現(xiàn)成為合金失穩(wěn)的主要原因；而其他條件下的失穩(wěn)區(qū)組織中可見位錯釘扎、位錯塞積、位錯墻和再結(jié)晶等特征，動態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶軟化并未完全抵消掉加工硬化作用，位錯塞積積累的內(nèi)應(yīng)力和能量得不到釋放，這是合金發(fā)生失穩(wěn)的另一主要原因。