Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金多道次熱軋模擬

閆亮明, 沈 健，李周兵，李俊鵬

(1. 內(nèi)蒙古工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，呼和浩特市 010051；2. 北京有色金屬研究總院，北京 100088)

Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金多道次熱軋模擬

閆亮明1,2, 沈 健2，李周兵2，李俊鵬2

(1. 內(nèi)蒙古工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，呼和浩特市 010051；2. 北京有色金屬研究總院，北京 100088)

采用Gleeble1500D熱力模擬機(jī)按設(shè)計(jì)的軋制工藝對(duì)7055合金進(jìn)行壓縮試驗(yàn)以模擬企業(yè)多道次熱軋過程，獲得多道次壓縮的流變應(yīng)力曲線。對(duì)經(jīng)不同道次壓縮水冷試樣進(jìn)行硬度測(cè)試、金相顯微鏡透射電鏡和EBSD分析，研究其流變應(yīng)力、硬度和顯微組織特征。結(jié)果表明：熱壓縮時(shí)，每道次的峰值應(yīng)力并未隨Z值的增加而顯著增加，總應(yīng)變小于0.303時(shí)，峰值應(yīng)力隨應(yīng)變?cè)黾佣龃?；?yīng)變從0.303到1.148，峰值應(yīng)力基本保持不變，應(yīng)變從1.148到 1.609，峰值應(yīng)力再次增加；經(jīng)不同道次熱壓縮水冷試樣的硬度隨壓縮道次的增加，硬度先增加后減??；由于熱軋過程中的動(dòng)態(tài)行為和靜態(tài)行為的交互作用，形成大量再結(jié)晶晶粒。

Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金；再結(jié)晶；流變應(yīng)力；第二相

7055合金是Alcoa鋁業(yè)公司于20世紀(jì)80年代在7150合金的基礎(chǔ)上, 通過提高Zn和Mg的質(zhì)量比進(jìn)步降低 Fe、Si、Mn等雜質(zhì)含量，研制成功的一種新型超高強(qiáng)合金。該合金制備采用了專利保護(hù)的T77 熱處理工藝，降低了其應(yīng)力腐蝕開裂傾向，同時(shí)保持了高強(qiáng)度，已成功應(yīng)用于Boeing777 客機(jī)[1-2]。目前，7055合金的研究熱點(diǎn)多集中于合金鑄錠的制備、微合金化，以及通過優(yōu)化熱處理工藝綜合提高其力學(xué)性能和抗應(yīng)力腐蝕性能，對(duì)其熱加工工藝特別是多道次熱軋過程的研究較少[3-4]。

由于高合金化使7055鋁合金塑性較差，只能在高溫下才能使其發(fā)生較大的塑性變形而不開裂。制備7055鋁合金厚板必須經(jīng)過多道次熱軋，鑄錠在多道次熱軋過程中其內(nèi)部必然交織著動(dòng)態(tài)回復(fù)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶以及第二相的析出與溶解，從而表現(xiàn)出復(fù)雜的硬化與軟化共存的動(dòng)態(tài)行為。多道次熱軋過程是不連續(xù)的，道次間存在短暫的非變形階段，在熱變形道次之間的間歇時(shí)間內(nèi)也必然存在組織的變化(如靜態(tài)回復(fù)、亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和靜態(tài)再結(jié)晶)與力學(xué)軟化現(xiàn)象。所有這些組織和力學(xué)性能的變化不僅影響熱軋工藝的制定和熱加工制品的質(zhì)量，而且將對(duì)后續(xù)的加工過程(熱處理)，甚至對(duì)最終的產(chǎn)品性能產(chǎn)生重要影響[5-8]。因此，研究了解 7055鋁合金厚板熱軋過程對(duì)該合金的加工過程以及最終組織與性能的控制具有非常重要的意義。本文作者采用多道次平面應(yīng)變高溫壓縮試驗(yàn)?zāi)M企業(yè)生產(chǎn)工況，開展 7055鋁合金多道次熱軋過程中流變應(yīng)力、硬度和組織演化規(guī)律的研究。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)用 7055鋁合金材料是國(guó)內(nèi)某鋁加工企業(yè)提供的半連續(xù)工業(yè)鑄錠，鑄錠化學(xué)成分為(質(zhì)量分?jǐn)?shù))：Zn7.87、Mg2.16、Cu2.05、Zr0.12、Fe0.06、Si0.04、Mn＜0.05、Cr＜0.04、Ni＜0.05、Ti＜0.02，其余為Al。圖 1(a)所示為鑄錠組織，存在大量的枝晶，枝晶間分布大量粗大第二相；經(jīng)470 ℃、24 h均勻化處理后的金相組織如圖1(b)所示，枝晶間的粗大相大部分溶于基體中，鑄態(tài)組織中的枝晶偏析得到了有效改善。

為了研究工業(yè)軋制過程，本研究設(shè)計(jì)了熱模擬試驗(yàn)對(duì)7055鋁合金進(jìn)行多道次平面應(yīng)變壓縮試驗(yàn)，將均勻化處理后的合金加工成規(guī)格為10 mm×15 mm×20 mm的試樣，其壓縮軸方向?yàn)?5 mm長(zhǎng)度方向，與鑄造厚度方向一致。在Gleeble-1500D熱力模擬機(jī)上通過一對(duì)不銹鋼平錘對(duì)上述熱壓縮試樣進(jìn)行 18道次連續(xù)壓縮模擬多道次熱軋變形，可控制的參數(shù)有變形量、變形速率、變形溫度和道次間停留時(shí)間等。為減少壓縮過程中因表面增加而影響變形過程，采用 50 mm×10 mm的平壓頭進(jìn)行壓縮；壓縮時(shí)，加石墨片于壓頭兩側(cè)以減小摩擦。

用 HV-50維氏硬度計(jì)檢測(cè)經(jīng)不同道次壓縮后試樣的硬度，在每個(gè)試樣上測(cè)試5個(gè)點(diǎn)，然后取其平均值。采用金相顯微鏡、透射電鏡和電子背散射衍射技術(shù)對(duì)不同道次熱軋?jiān)嚇舆M(jìn)行觀察，觀察部位為法向與壓縮軸垂直的縱截面的中部區(qū)域。金相試樣的浸蝕劑采用Keller’s腐蝕試劑。

圖1 7055鋁合金鑄態(tài)和均勻化態(tài)金相組織Fig. 1 Optical microstructures of as-cast(a) and ashomogenized(b) alloy

2 結(jié)果與分析

2.1 多道次熱變形的流變應(yīng)力

在Gleeble-1500D熱力模擬試驗(yàn)機(jī)上，采用平面應(yīng)變壓縮試驗(yàn)對(duì) 7055鋁合金多道次熱軋過程進(jìn)行實(shí)驗(yàn)?zāi)M，熱模擬工藝參數(shù)見表 1。熱壓縮時(shí)，由主機(jī)系統(tǒng)記錄各道次的應(yīng)力—應(yīng)變曲線，壓縮后合金沿壓頭長(zhǎng)度方向存在明顯擴(kuò)展。由于壓縮時(shí)存在擴(kuò)展，所以對(duì)主機(jī)系統(tǒng)獲得的真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線進(jìn)行了修正，其結(jié)果如圖2所示。由圖2可知，在合金壓縮時(shí)，各道次真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線均表現(xiàn)為應(yīng)力隨應(yīng)變的增加而迅速達(dá)到峰值。由于熱變形道次較多，每道次的應(yīng)變較小，峰值應(yīng)力后的數(shù)據(jù)難以采集，導(dǎo)致每道次的應(yīng)力—應(yīng)變曲線在峰值應(yīng)力后的部分不具有單道次熱壓縮時(shí)獲得的應(yīng)力—應(yīng)變曲線的特征。多道次熱壓縮的峰值應(yīng)力受 Zener-Hollomon參數(shù)影響，其中Z =˙exp[Q /(RT)]，R為摩爾氣體常數(shù)，T 為熱力學(xué)溫度，Q為變形激活能，ε˙為應(yīng)變速率。在Z 值不斷增大的變形條件下，多道次間歇式熱變形時(shí)各道次的峰值應(yīng)力大小存在著差異。隨Z值的增加，總應(yīng)變小于0.303時(shí)(前8道次)，峰值應(yīng)力增加，從應(yīng)變0.303到1.148(第8道次到第16道次)，峰值應(yīng)力基本保持不變，應(yīng)變從1.148到1.609(第17和18道次)峰值應(yīng)力再次增加。實(shí)驗(yàn)中最后兩道次的峰值應(yīng)力顯著增加，最后一道次的峰值應(yīng)力比第一道的峰值應(yīng)力約大 90 MPa，而根據(jù)文獻(xiàn)[9]中公式(15)計(jì)算，最后一道次和第一道次的峰值應(yīng)力的差約為110 MPa。根據(jù)理論[10]，隨Z值的增加，峰值應(yīng)力應(yīng)該增加，而本研究過程并非完全如此。隨著道次的增加，動(dòng)態(tài)回復(fù)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和間歇間的靜態(tài)回、亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶、靜態(tài)再結(jié)晶會(huì)消耗部分變形儲(chǔ)能導(dǎo)致流變應(yīng)力的降低；但是隨著溫度的降低、應(yīng)變速率的增加致使最后兩道次的峰值應(yīng)力降低不夠顯著。

表1 多道次熱壓縮工藝Table 1 Multiple hot compression process of passes

圖2 7055鋁合金多道次間歇式熱變形(變Z值) 流變應(yīng)力曲線Fig. 2 Flow stress curve of 7055 Al alloy during multiple intermittent hot-compression

2.2 多道次熱變形的組織演變

圖3 7055合金經(jīng)不同道次變形熱壓縮后試樣的顯微組織Fig. 3 Optical microstructures of specimens compressed by various passes accompanied with different total strains: (a) 10.5% (4 passes); (b) 31.4% (9 passes); (c) 63% (15 passes); (d) 74% (17 passes); (e), (f) 80% (18 passes)

圖3所示為7055鋁合金試樣經(jīng)不同道次熱壓縮并立即水淬后的金相組織。由圖3可知，經(jīng)4道次壓縮后合金中的晶粒變形程度較小，由于前4道次總的變形量較小(總變形率為10.5%)，組織仍然保留有均勻化處理后的組織結(jié)構(gòu)，如圖3(a)所示。第9道次后，晶粒沿垂直于壓縮方向輕微伸長(zhǎng)，如圖3(b)所示。由圖3(c)，(d)和(e)可知，隨著總變形量的增加，第13道次后，晶粒逐漸被壓扁并拉長(zhǎng)，最后晶粒被拉長(zhǎng)變細(xì)成為纖維組織。如圖3(d)和(e)所示，位錯(cuò)蝕坑的分布情況表明變形組織中形成大量亞結(jié)構(gòu)，觀察還可發(fā)現(xiàn)，隨著變形的深入，一些粗大難熔第二相逐漸破碎并沿變形方向排列。另外，圖3(d)中可看到許多相互平行、長(zhǎng)條狀的變形帶。出現(xiàn)變形帶是由于在變形過程中，同一晶粒不同體積單元被激活的滑移系各不相同，換言之，晶粒在變形過程中并不是作為一個(gè)整體發(fā)生均勻變形，而是不同的體積單元向不同的方向轉(zhuǎn)動(dòng)，最終導(dǎo)致同一晶粒的不同單元具有不同的位向[11-12]。

鋁屬于高層錯(cuò)能金屬，一般在熱變形時(shí)容易發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)[10]，但是對(duì)于某些鋁合金，由于添加一定的合金元素而使其層錯(cuò)能大大降低，如鋁中加入 0.12%和 0.36%Mg，可使其層錯(cuò)能由 200 J/m2分別降低到108.65 J/m2和50 J/m2[13]。為了證明7055鋁合金在多道次變形過程中發(fā)生再結(jié)晶，利用電子背散射衍射技術(shù)(EBSD)對(duì)圖3(d)對(duì)應(yīng)的試樣進(jìn)行了EBSD分析，分析結(jié)果如圖4所示。圖4(a)中黑色線標(biāo)示取向差大于15°的晶界，在原始晶界處出現(xiàn)大量再結(jié)晶晶粒；圖4(b)中晶界處的白色區(qū)域?yàn)榇执蟮诙?，在其周圍也形成大量再結(jié)晶晶粒；圖 3(f)所示為總變形量達(dá)到80%的試樣，在第二相周圍存在尺寸小于10 μm等軸晶粒，說明合金在熱變形過程中發(fā)生了再結(jié)晶。

合金元素的加入使沉淀相形成，熱變形時(shí)第二相顆粒可使材料內(nèi)部形成大量的亞結(jié)構(gòu)并保持穩(wěn)定。同時(shí)，第二相粒子還會(huì)阻礙亞晶界和晶界遷移，提高發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)所需的臨界應(yīng)變值，使材料中積蓄起足夠的位錯(cuò)儲(chǔ)能而誘發(fā)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[14]。在圖3和4中可以看到尺寸約為10 μm的粗大第二相，這些粗大的第二相粒子與基體金屬間的非共格關(guān)系使變形時(shí)圍繞其周圍形成強(qiáng)烈的晶格畸變區(qū)，在此區(qū)域亞晶粒大小不一，形成高取向梯度，由此提供較大的界面遷移驅(qū)動(dòng)力，使得該區(qū)域成為形核的有力位置，最終在其周圍形成大量細(xì)小的再結(jié)晶晶粒。由此可知，第二相促進(jìn)形核是7055合金熱變形過程中形核的重要機(jī)制之一。

由圖4觀察可以發(fā)現(xiàn)，部分新形成的再結(jié)晶晶粒分布于原始晶界處，晶界存在明顯的弓彎現(xiàn)象(見圖4(a)中箭頭位置)，表明晶界形核(應(yīng)變誘導(dǎo)晶界移動(dòng)SIBM)為其再結(jié)晶形核機(jī)制之一[15]。SIBM 的重要條件之一為晶界兩側(cè)位錯(cuò)密度存在較大差別，通常認(rèn)為當(dāng)冷變形量較小時(shí)易以此種機(jī)制形核，然而，在7055合金的多道次熱軋模擬實(shí)驗(yàn)過程中，合金在高溫狀態(tài)壓縮，在熱壓縮道次間存在靜態(tài)回復(fù)，從而造成了位錯(cuò)密度上的差異，這種位錯(cuò)密度上的差異成為晶界弓彎的驅(qū)動(dòng)力，促成了再結(jié)晶核的形成。

圖4 應(yīng)變?yōu)?.35時(shí)7055鋁合金的EBSD分析結(jié)果Fig. 4 EBSD analysis of 7055 Al alloy at ε=1.35

2.3 經(jīng)不同道次壓縮后試樣的硬度

圖5所示為7055鋁合金均勻化處理試樣和經(jīng)不同道次熱壓縮后立即水淬試樣的顯微硬度(HV1)變化曲線。由圖5可知，經(jīng)4道次熱壓縮后水淬試樣的硬度比均勻化處理試樣的硬度高，經(jīng)11道次壓縮后硬度開始降低，第14道壓縮后試樣的硬度比均勻化處理試樣的硬度還低。造成不同道次壓縮后顯微硬度變化的原因是熱軋時(shí)試樣的顯微硬度取決于第二相的大小及分布、亞晶粒大小與再結(jié)晶程度[11,16]。隨著變形道次增加，如圖6所示，由于動(dòng)態(tài)回復(fù)使變形材料中產(chǎn)生邊界清晰的亞晶結(jié)構(gòu)，溫度降低，變形速率增加，亞結(jié)構(gòu)細(xì)化，起到強(qiáng)化效果；但隨著變形道次繼續(xù)增加，道次間的停留時(shí)間增加，靜態(tài)回復(fù)、亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶以及靜態(tài)再結(jié)晶程度增加，如圖 3(f)所示，消耗大量變形儲(chǔ)能，使合金硬度下降。

圖5 7055鋁合金不同道次變形后試樣的顯微硬度Fig. 5 Microhardness of 7055 Al alloy compressed by various passes

圖6 7055鋁合金經(jīng)9道次熱壓后的微觀組織Fig. 6 Microstructure of 7055 Al alloy after nine passes compression

3 結(jié)論

(1) 7055鋁合金在多道次熱壓縮過程中，每道次的峰值應(yīng)力并沒有隨Z值增加而顯著增加，總應(yīng)變小于0.303時(shí)，峰值應(yīng)力隨應(yīng)變?cè)黾佣龃螅粦?yīng)變從0.303到 1.148時(shí)，峰值應(yīng)力基本保持不變；應(yīng)變從 1.148到1.609時(shí)，峰值應(yīng)力再次增加。

(2) 經(jīng)不同道次熱壓縮水冷試樣的硬度隨壓縮道次的增加而先增加后減小。

(3) 由于熱軋過程中的動(dòng)態(tài)行為和靜態(tài)行為的交互作用使得部分原始晶界兩側(cè)的位錯(cuò)密度不同和粗大第二相周圍形成較大的畸變，進(jìn)而形成大量再結(jié)晶晶粒。

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Multi-pass hot rolling simulation of Al-Zn-Mg-Cu-Zr alloy

YAN Liang-ming1,2, SHEN Jian2, LI Zhou-bing2, LI Jun-peng2
(1. School of Materials Science and Engineering, Innermongolia University of Technology, Huhhot 010051, China;2. General Research Institute for Nonferrous Metals, Beijing 100088, China)

The hot compression tests of 7055 aluminum alloy were carried out on Gleeble1500D thermal-mechanical simulator according to designed rolling processes to simulate the multi-pass hot rolling process. The flow stress curve was obtained. The features about flow stress, hardness and microstructure of the samples deformed to various strain accompanied with water quenching were investigated through hardness testing and OM, TEM and EBSD analysis. The results show that the peak stress doesn’t significantly increase with increasing the Z value. The peak stress increases when the strain is less than 0.303, while the peak stress keeps basically constant when the strain ranges in 0.303-1.148. The hardness firstly increases and then decreases with increasing the compression pass number. A lot of recrystallization grains are formed due to counterchanging roles of the dynamic behavior and static behavior.

Al-Zn-Mg-Cu-Zr alloy; recrystallization; flow stress; second phase

TG111.7；TG146.2

A

1004-0609(2012)04-1013-06

中國(guó)鋁業(yè)科技開發(fā)項(xiàng)目(CHALCO-2007-KJ-02)；內(nèi)蒙古自然科學(xué)基金項(xiàng)目(2011bs0802)；內(nèi)蒙古自治區(qū)高等學(xué)?？茖W(xué)研究項(xiàng)目(NJZY11075)

2011-01-19；

2011-07-27

閆亮明，講師，博士；電話：13848106861；E-mail: yanliangming@126.com

(編輯 李艷紅)