7150鋁合金高溫?zé)釅嚎s變形流變應(yīng)力行為

寇琳媛，金能萍，張 輝，韓 逸，吳文祥，李落星

(1. 湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410082；2. 蘇州有色金屬研究院有限公司，蘇州 215026)

7150鋁合金高溫?zé)釅嚎s變形流變應(yīng)力行為

寇琳媛1，金能萍1，張 輝1，韓 逸2，吳文祥2，李落星1

(1. 湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410082；2. 蘇州有色金屬研究院有限公司，蘇州 215026)

在Gleeble-1500熱模擬機(jī)上對7150鋁合金進(jìn)行高溫?zé)釅嚎s實(shí)驗(yàn)，研究該合金在變形溫度為300~450 ℃和應(yīng)變速率為 0.01~10 s-1條件下的流變應(yīng)力行為。結(jié)果表明：流變應(yīng)力在變形初期隨著應(yīng)變的增加而增大，出現(xiàn)峰值后逐漸趨于平穩(wěn)；峰值應(yīng)力隨著溫度的升高而減小，隨著應(yīng)變速率的增大而增大；可用包含Zener-Hollomon參數(shù)的Arrhenius雙曲正弦關(guān)系來描述合金的熱流變行為，其變形激活能為226.698 8 kJ/mol；隨著溫度的升高和應(yīng)變速率的降低，合金中拉長的晶粒發(fā)生粗化，亞晶尺寸增大，再結(jié)晶晶粒在晶界交叉處出現(xiàn)并且晶粒數(shù)量逐漸增加；合金熱壓縮變形的主要軟化機(jī)制由動態(tài)回復(fù)逐步轉(zhuǎn)變?yōu)閯討B(tài)再結(jié)晶。

7150鋁合金；熱壓縮變形；流變應(yīng)力；變形激活能；動態(tài)再結(jié)晶

7150鋁合金屬于Al-Zn-Mg系鋁合金，具有高強(qiáng)度、高斷裂韌性以及耐應(yīng)力腐蝕等特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用與航天領(lǐng)域[1-4]。通過增加 Zn、Mg、Cu等合金元素的含量，增加材料中的沉淀相，可以提高合金的強(qiáng)度，但同時會導(dǎo)致合金熱加工性能降低。熱加工性能是指材料在一定變形溫度和應(yīng)變速率下，得到預(yù)期的微觀組織而不開裂所能承受的最大變形量。流變應(yīng)力是表征金屬和合金塑性變形性能的一個基本量，合金的流變應(yīng)力值不僅決定了變形時所需施加的載荷的大小和所需消耗能量的多少，而且反映了合金熱變形組織演化規(guī)律，并對材料的熱加工性能直接影響。HU等[5-6]用熱拉伸方法研究了 7050鋁合金的高溫流變應(yīng)力行為，得到7050鋁合金的熱變形激活能為256.6 kJ，變形過程中的軟化機(jī)制隨Z值降低由動態(tài)回復(fù)轉(zhuǎn)變?yōu)閯討B(tài)再結(jié)晶。LIN等[7]對Al-Zn-Mg-Cu鋁合金的研究表明：隨著變形溫度的升高和應(yīng)變速率的降低合金的組織傾向于再結(jié)晶組織。SRIVATSAN等[8]對7150鋁合金的準(zhǔn)靜態(tài)變形及斷裂行為進(jìn)行了研究，此外，KAMP等[9]和FAN等[10]分別對7150鋁合金析出相及焊接性能進(jìn)行了研究。然而，目前未見關(guān)于7150鋁合金熱變形流變應(yīng)力行為和熱變形組織演化規(guī)律的研究報(bào)道。為此，本文作者在 Gleeble-1500熱模擬機(jī)上對 7150鋁合金圓柱試樣進(jìn)行等溫壓縮的基礎(chǔ)上，研究該合金的熱變形流變應(yīng)力行為及顯微組織演化規(guī)律，為制定與優(yōu)化 7150鋁合金加工工藝以及工業(yè)生產(chǎn)提供了理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

本實(shí)驗(yàn)所用的7150鋁合金是由蘇州有色金屬研究院有限公司提供的厚度為115 mm的半連續(xù)鑄錠，其主要合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為：5.9%~6.9%Zn，2.0%~2.7%Mg，1.9%~2.5%Cu，0.08%~0.15%Fe，0.12%Si，0.1%Mn，0.04%Cr，0.06%Ti，余量為Al。鑄錠于460 ℃均勻化處理24 h，水淬后，加工成尺寸為d 10 mm×15 mm、兩端帶有深0.2 mm 凹槽的圓柱試樣。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

將加工好的試樣在Gleeble-1500熱模擬機(jī)上進(jìn)行等溫壓縮實(shí)驗(yàn)，壓縮前圓柱試樣兩端的凹槽內(nèi)填充75%石墨+20%機(jī)油+5%硝酸三甲苯脂作為潤滑劑，以減少摩擦對應(yīng)力狀態(tài)的影響。變形溫度范圍為300~450 ℃，應(yīng)變速率范圍為0.01~10 s-1，壓縮率為50%，升溫速率為 2 ℃/s，變形前保溫 3 min。由Gleeble-1500熱模擬機(jī)自動采集應(yīng)力、應(yīng)變、壓力、位移、溫度及時間等數(shù)據(jù)，繪制真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線。壓縮后的試樣迅速水冷到室溫以保留熱變形組織，采用 MM-6光學(xué)金相顯微鏡觀察合金壓縮變形后的金相組織。

2 結(jié)果與討論

2.1 真應(yīng)力—應(yīng)變曲線

圖1所示為7150鋁合金在高溫等溫壓縮變形的真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線。由圖1可見，在變形溫度300~450 ℃和應(yīng)變速率為0.01~10 s-1的條件下，流變應(yīng)力隨應(yīng)變量的增加而迅速升高，達(dá)到峰值后逐漸下降至穩(wěn)態(tài)值，進(jìn)入穩(wěn)態(tài)變形階段。該現(xiàn)象是由于合金在塑性變形過程中，加工硬化和動態(tài)軟化同時進(jìn)行。在變形初期，外加應(yīng)力使位錯密度增加，位錯間的交互作用增大了位錯運(yùn)動的阻力，交滑移引起的軟化不足以克服位錯密度增加帶來的硬化，因此，在峰值應(yīng)力之前加工硬化處于主導(dǎo)地位，應(yīng)力水平迅速上升；隨著應(yīng)變量的增加，晶內(nèi)儲存能的水平逐漸升高，動態(tài)軟化與加工硬化達(dá)到動態(tài)平衡，從而在穩(wěn)態(tài)變形階段的流變應(yīng)力基本不變。

在同一應(yīng)變速率下，7150鋁合金的流變應(yīng)力隨著溫度的升高而明顯下降，這是由于變形溫度升高使金屬原子動能增加，位錯運(yùn)動的阻力下降，空位、間隙原子等點(diǎn)缺陷也更加活躍，從而產(chǎn)生動態(tài)軟化降低流變應(yīng)力；在同一變形溫度下，7150鋁合金的流變應(yīng)力隨著應(yīng)變速率的增大而增大，這說明該合金在該實(shí)驗(yàn)條件下具有正的應(yīng)變速率敏感性。

此外，由圖1(e)可知，應(yīng)變速率為10 s-1，變形溫度為300~450 ℃的4條曲線均出現(xiàn)了一個明顯波浪峰，這主要是由于在應(yīng)變速率較大的條件下，溫升效應(yīng)使實(shí)際變形溫度高于預(yù)設(shè)變形溫度。

2.2 流變應(yīng)力方程

在熱變形過程中，材料在任何應(yīng)變或穩(wěn)態(tài)下的高溫流變應(yīng)力σ強(qiáng)烈地取決于變形溫度T和應(yīng)變速率ε˙，通常可采用SELLARS等[11]提出的雙曲正弦形式加以描述：

ε˙= A F (σ )exp[-Q/(RT)] (1)

式中：)(σF為應(yīng)力的函數(shù)，在不同的條件下分別可以表示為以下3種形式：

圖1 不同變形溫度和應(yīng)變速率下7150鋁合金熱壓縮變形真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線Fig.1 True stress—true strain curves of 7150 aluminum alloy by hot compression at different deformation temperatures and strain rates: (a) ε˙=0.01 s-1; (B) ε˙=0.1 s-1;(c) ε˙=1 s-1; (d) ε˙=5 s-1; (e) ε˙=10 s-1

對所有應(yīng)力狀態(tài)式(1)可表示為

式中：α、n、A、β 為常數(shù)，α為應(yīng)力水平參數(shù)(mm2·N-1)；n為應(yīng)力指數(shù)；A為結(jié)構(gòu)因子(s-1)；Q為熱激活能，是材料在熱變形過程中重要的力學(xué)性能參數(shù)，反映材料熱變形的難易程度；T為絕對溫度；R為氣體常數(shù)；ε˙為應(yīng)變速率。求出α、n、A、Q，即可描述材料的高溫流變特性。大量的研究結(jié)果表明[12-14]，式(6)能較好地描述壓縮、扭轉(zhuǎn)、擠壓等常規(guī)的熱加工變形。

另外，SELLARS和TEGART提出并實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證了熱變形條件通?？捎脺囟妊a(bǔ)償?shù)膽?yīng)變速率因子Zener-Hollomon參數(shù)Z來描述[11,15]：

研究表明，在低應(yīng)力水平下，流變應(yīng)力σ和Z可用指數(shù)關(guān)系描述，而在高應(yīng)力水平下可用冪指數(shù)關(guān)系描述，在整個應(yīng)力水平下可用雙曲函數(shù)關(guān)系描述。實(shí)際上，式(7)在形式上與式(6)是一致的。對式(2)和(3)兩邊取對數(shù)：

由式(6)可得：

考慮到峰值應(yīng)力均出現(xiàn)在應(yīng)變較小的時刻,溫升修正前后峰值變化并不明顯，為方便計(jì)算，取相應(yīng)ε˙、T條件下的真實(shí)峰值應(yīng)力，分別以lnσ和 ln ε ˙、σ和 ln ε˙為坐標(biāo)作圖，如圖2所示。由式(8)可知直線 ln ε ˙—lnσ的斜率，設(shè)為 n1；由式(9)可知直線 ln ε ˙—σ 的斜率，設(shè)為 β。采用最小二乘法線性回歸，n1取圖 2(a)中峰值應(yīng)力較低的 3條直線(即變形溫度為 350、400和450 ℃)斜率的平均值； β取圖2(b)中峰值應(yīng)力較高的3條直線(即變形溫度為300、350和400 ℃)斜率的平均值；α的值可以通過式(5)求出。

計(jì)算得α=β/n=0.009 777。

在一定的應(yīng)變和應(yīng)變速率下，由式(10)對1/T求偏導(dǎo)，得

圖2 不同變形溫度下應(yīng)變速率與流變應(yīng)力之間的關(guān)系Fig.2 Relationship between strain rate and flow stress at different deformation temperatures: (a) lnσ— ε˙ln ; (b) σ— ε˙ ln

由式(11)知，當(dāng) Q 與溫度無關(guān)時，ln[sinh(ασ)]與1/T的關(guān)系為線性關(guān)系，令式中 K=d{l n [sinh(ασ) ]}/d(1/T )，K 為直線 1/T—ln[sinh(ασ)]的斜率；n2為直線 ln[sinh(ασ)]— ln ε ˙的斜率。取峰值應(yīng)力和對應(yīng)溫度值，繪制相應(yīng)的ln[sinh(ασ)]— ln ε ˙圖，采用最小二乘法線性回歸，得n2=8.505 587；再將n2值代入式(5)得到一個調(diào)整后的 α′值，α′＝β/n2=0.013 149，將調(diào)整后的α′值重新代入式(11)，取峰值應(yīng)力和對應(yīng)溫度值，繪制相應(yīng)的 ln[sinh(ασ)]— l n ε ˙圖以及103/T—ln[sinh(ασ)]圖，如圖3和4所示。采用最小二乘法線性回歸，n3值取圖3中400、350和300 ℃ 3條直線斜率的平均值，得到調(diào)整后的n3=7.228 327，K值取圖 4中 5條直線斜率的平均值(3.774 074)，則Q=RnK= 226.698 8 kJ/mol。更精確的α、Q值可通過式(5)與式(11)求出，重復(fù)上面的步驟可以得到精確的各參數(shù)值。

圖3 不同變形溫度下應(yīng)變速率與流變應(yīng)力的關(guān)系Fig.3 Relationship between strain rate and flow stress at different deformation temperatures

圖4 不同應(yīng)變速率下流變應(yīng)力與變形溫度的關(guān)系Fig.4 Relationship between flow stress and deformation temperature at different strain rates

對式(7)求對數(shù)得

式中：lnA為直線ln[sinh(ασ)]—lnZ的截距。取一定的ε˙、Q 與 T，求得對應(yīng)的 lnZ值。取 lnZ和對應(yīng)的ln[sinh(ασ)]，采用最小二乘法線性回歸法繪制相應(yīng)的ln[sinh(ασ)]—lnZ 曲線(見圖 5)，得 lnA=34.542 04。

將所求得的參數(shù)代入式(6)可得實(shí)驗(yàn)合金的應(yīng)力—應(yīng)變關(guān)系方程如下：

圖5 lnZ與 ln[sinh(ασ)]之間的關(guān)系Fig.5 Relationship between flow stress and Zener-Hollomon parameter

ε˙=1.003 2 7×1015[ sinh(0.013 149σ)]7.228327×

2.3 高溫壓縮過程中顯微組織的演化規(guī)律

圖 6所示為不同變形條件下合金的金相顯微組織。由圖6可見，在變形溫度為450 ℃、應(yīng)變速率為0.01和0.1 s-1的條件下，合金發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶。在變形的晶粒界面出現(xiàn)較多大小不一的晶核，這些晶核即為再結(jié)晶晶核(見圖6(a)和6(b))。隨著再結(jié)晶晶核的不斷產(chǎn)生和其晶界不斷移動吞噬四周的變形晶粒而長大成等軸晶，最后將完全替換原有變形組織。同樣，在變形溫度為450 ℃、應(yīng)變速率為1和10 s-1的條件下，很難觀察到再結(jié)晶晶核(見圖 6(c)和(d))。這是由于塑性變形的過程比較復(fù)雜，需要一定的時間來進(jìn)行，應(yīng)變速率高時，變形時間短，使得動態(tài)回復(fù)與動態(tài)再結(jié)晶還來不及充分發(fā)生。由圖 6(c)可見，當(dāng)變形溫度為450 ℃、應(yīng)變速率為1 s-1時，出現(xiàn)鋸齒狀晶界，該現(xiàn)象屬于典型的幾何動態(tài)再結(jié)晶。鋸齒狀晶界即由兩個大角度晶界和一個小角度晶界形成的三叉點(diǎn)。在較低應(yīng)變速率下，隨著變形的進(jìn)行，晶粒繼續(xù)變細(xì)長，大角度晶界面積變大，最終原始晶粒變細(xì)到它的厚度約等于兩個亞晶大小，晶粒兩邊的鋸齒晶界互相接觸，導(dǎo)致晶粒被夾斷，由此形成的新晶粒即為再結(jié)晶晶粒。

圖6 不同變形條件下合金的光學(xué)顯微組織Fig.6 Optical microstructures of specimens after being compressed under different conditions: (a) 450 , 0.01℃ s-1; (b) 450 ,℃0.1 s-1; (c) 450 ,℃ 1 s-1; (d) 450 ,℃ 10 s-1; (e) 400 ,℃ 0.01 s-1; (f) 300 ,℃ 0.01 s-1

當(dāng)應(yīng)變速率為 0.01 s-1，變形溫度分別為 400和300 ℃時，熱壓縮后合金晶粒沿垂直壓縮方向伸長，熱變形組織為纖維狀組織(圖6(e)和(f))，表明合金僅發(fā)生了動態(tài)回復(fù)。進(jìn)入穩(wěn)態(tài)變形階段的主要軟化機(jī)制為動態(tài)回復(fù)，即在熱激活的作用下空位濃度下降，螺位錯的交滑移及刃位錯的攀移，造成位錯對消和重排，并形成封閉的胞壁，把晶體分割成許多低位錯密度小區(qū)。隨著變形的進(jìn)行，位錯胞壁發(fā)生多邊形化形成規(guī)則的邊界，形成小角亞晶。一般認(rèn)為鋁的層錯能很高，是典型的動態(tài)回復(fù)材料，通常在較低的應(yīng)變速率下發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶[16-17]。在應(yīng)變速率為0.01 s-1的條件下，變形溫度為450 ℃時，合金的主要軟化機(jī)制為動態(tài)再結(jié)晶；變形溫度為400 ℃和300 ℃時，合金的主要軟化機(jī)制為動態(tài)回復(fù)，這說明7150鋁合金的再結(jié)晶激活能較高，這與在前面求得的激活能 Q＝226.698 8 kJ/mol是一致的。

3 結(jié)論

1) 7150鋁合金高溫壓縮變形時的流變應(yīng)力隨變形溫度的升高而減小，隨應(yīng)變速率的增加而增大。在應(yīng)變速率為10 s-1的條件下，由于溫升效應(yīng)，流變應(yīng)力到達(dá)峰值以后迅速下降，隨后也趨于平穩(wěn)。

2) 7150鋁合金高溫流變應(yīng)力σ與形變溫度T與應(yīng)變 速 率 ε˙之 間 滿 足 關(guān) 系 ε˙=1.00327×1015×形激活能Q＝226.698 8 (kJ/mol)

3) 在較低的應(yīng)變速率下，變形溫度為450 ℃時，7150鋁合金的主要軟化機(jī)制為動態(tài)再結(jié)晶；變形溫度低于450 ℃時，合金的主要軟化機(jī)制為動態(tài)回復(fù)。

REFERENCES

[1] IMMARIGEON J P, HOLT R T, KOUL A K, ZHAO L,WALLACE W, BEDDOES J C. Light weight materials for aircraft applications[J]. Materials Characterization, 1995, 35:41-67.

[2] HEINZ A, HASZLER A, KEIDEL C, MOLDENHAUER S,BENEDICTUS R, MILLER W S. Recent development in aluminium alloys for aerospace applications[J]. Mater Sci Eng A,2000, 280: 102-107.

[3] WILLIAMS JAMES C, STARKE EDGAR A Jr. Progress in structural materials for aerospace systems[J]. Acta Materialia,2003; 51: 5775-99.

[4] SRIVATSAN T S, VASUDEVAN S, PARK L. The tensile deformation and fracture behavior of friction stir welded aluminum alloy 2024[J]. Mater Sci Eng A, 2007, 466(1/2):235-245.

[5] HU H E, ZHEN L, YANG L, SHAO W Z, ZHANG B Y.Deformation behavior and microstructure evolution of 7050 aluminum alloy during high temperature deformation[J]. Mater Sci Eng A, 2008, 488(1/2): 64-71.

[6] HU H E, ZHEN L, ZHANG B Y, YANG L, CHEN J Z.Microstructure characterization of 7050 aluminum alloy during dynamic recrystallization and dynamic recovery[J]. Materials Characterization, 2008, 59(9): 1185-1189.

[7] LIN G Y, ZHANG Z F, ZHANG H, PENG D S, ZHOU J. Study on the hot deformation behaviors of Al-Zn-Mg-Cu-Cr aluminum alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica (English Letters), 2008, 21(2):109-115.

[8] SRIVATSAN T S, GURUPRASAD G, VASUDEVAN V K. The quasi static deformation and fracture behavior of aluminum alloy 7150[J]. Materials & Design, 2008, 29(4): 742-751.

[9] KAMP N, SULLIVAN A, ROBSON J D. Modeling of friction stir welding of 7×××aluminium alloys[J]. Mater Sci Eng A, 2007,466(1/2): 246-255.

[10] FAN Xi-gang, JIANG Da-ming, MENG Qing-chang, LAI Zhong-hong, ZHANG Xin-mei. Characterization of precipitation microstructure and properties of 7150 aluminium alloy[J]. Mater Sci Eng A, 2006, 427(1/2): 130-135.

[11] SELLARS C M, MCTEGART W J. On the mechanism of hot deformation[J]. Acta Metall, 1966, 14: 1136-1138.

[12] MCQUEEN H J, YUE S, RYAN N D, FRY E. Hot working characteristics of steels in austenitic state[J]. J Mater Process Technol, 1995, 53(1/2): 293-310.

[13] MCQUEEN H J, FRY E, BELLING J. Comparative constitutive constants for hot working of Al-4.4Mg-0.7Mn (AA5083)[J].Journal of Materials Engineering and Performance, 2001, 10(2):164-172.

[14] HU Hui-e, YANG Li, ZHEN Liang, SHAO Wen-zhu, ZHANG Bao-you. Relationship between boundary misorientation angle and true strain during high temperature deformation of 7050 aluminum alloy[J]. Trans Nonferrous Met Soc China, 2008,18(4): 795-798.

[15] ZENER C, HOLLOMON J H. Effect of strain-rate upon the plastic flow of steel[J]. J Appl Phys, 1944, 15(1): 22-27.

[16] 毛衛(wèi)民, 趙新兵. 金屬的再結(jié)晶與晶粒長大[M]. 北京: 冶金工業(yè)出版社, 1994.MAO Wei-min, ZHAO Xin-bing. Recrystallization and grain growth of metals[M]. Beijing: Metallurgical Industry Press, l994.

[17] 李慧中, 梁霄鵬, 張新明, 黃伯云, 張傳福. 2519鋁合金熱變形組織演化[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2008, 18(2): 226-230.LI Hui-zhong, LIANG Xiao-peng, ZHANG Xin-ming, HUANG Bai-yun, ZHANG Chuan-fu. Microstructure evolution of 2519 aluminum ahoy during hot deformation[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2008, 18(2): 226-230.

Flow stress behavior of 7150 aluminum alloy during hot compression deformation at elevated temperature

KOU Lin-yuan1, JIN Neng-ping1, ZHANG Hui1, HAN Yi2, WU Wen-xiang2, LI Luo-xing1
(1. College of Materials Science and Engineering, Hunan University, Changsha 410082, China;2. Suzhou Nonferrous Metals Research Institute, Suzhou 215026, China)

The flow stress behavior of 7150 aluminum alloy during hot compression deformation was studied by thermal simulation test at the deformation temperature of 300-450 ℃ and the strain rate of 0.01-10 s-1on the Gleeble-1500 thermal-mechanical simulator. The results show that the flow stress increases with increasing strain and tends to be constant after a peak value. The peak stress increases with increasing strain rate, and decreases with increasing deformation temperature, which can be represented by a Zener-Hollomon parameter in the hyperbolic sine equation with the hot deformation activation energy of 226.6988 kJ/mol. With increasing temperature and decreasing strain rate, the elongated grains in the deformed samples are coarsened and the size of subgrain increases; the number of fine grain in grain boundary also increases, indicating that the main softening mechanism of the alloy during hot compression deformation transforms from dynamic recovery to dynamic recrystallization.

7150 aluminum alloy; hot compression deformation; flow stress; hot deformation activation energy;recrystallization

TG 146.21

A

1004-0609(2010)01-0043-06

2008-11-10；

2009-02-27

張 輝，教授，博士；電話：0731-88664086；E-mail: zhanghui63hunu@163.com

(編輯 李向群)