粗大S相對2E12鋁合金熱變形行為及組織演變的影響

陳宇強(qiáng)，宋文煒，潘素平，劉文輝, 3，唐昌平, 3

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粗大相對2E12鋁合金熱變形行為及組織演變的影響

陳宇強(qiáng)1，宋文煒1，潘素平2，劉文輝1, 3，唐昌平1, 3

(1. 湖南科技大學(xué)難加工材料高效精密加工湖南省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湘潭 411201；2. 中南大學(xué)高等研究中心，長沙 410083；3. 湖南科技大學(xué)高溫耐磨材料及制備技術(shù)湖南省國防技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湘潭 411201)

制備不含粗大相(1號合金)和富含粗大相(2號合金)兩種典型組織特征的2E12合金。結(jié)合熱模擬實(shí)驗(yàn)和顯微組織觀察，針對兩種合金在340~490 ℃、0.001~10 s?1下的變形行為開展研究。結(jié)果表明：除(490 ℃，0.001 s?1)的變形條件下，2號合金在相同變形條件下比1號合金擁有更高的峰值應(yīng)力。在(340 ℃，10 s?1)變形條件下，1號合金和2號合金的主要失效形式分別為三叉晶界的變形失穩(wěn)和相脆裂引起的沿晶開裂。在(490℃，0.001 s?1)的變形條件下，晶界處相完全弱化導(dǎo)致2號合金出現(xiàn)明顯的晶界開裂。在變形過程中，合金晶內(nèi)的相和相均對位錯(cuò)運(yùn)動具有較強(qiáng)的阻礙作用，能強(qiáng)化合金并且促進(jìn)合金的均勻變形。在回復(fù)階段，晶內(nèi)的相和相能釘扎亞晶界從而起到細(xì)化晶粒的作用。

2E12鋁合金；熱變形；相

出于經(jīng)濟(jì)性和安全性等原因，大型飛機(jī)需要采用大型結(jié)構(gòu)件進(jìn)行組裝，從而盡可能地減少鉚接和焊接等連接處理[1]。作為航空領(lǐng)域應(yīng)用最為廣泛的結(jié)構(gòu)材料，大型鋁材的生產(chǎn)是一直是工程領(lǐng)域的難點(diǎn)，并嚴(yán)重制約著中國航空工業(yè)的快速發(fā)展[1]。因此，針對大型航空鋁材的生產(chǎn)加工問題開展研究勢在必行[2]。

在飛機(jī)的眾多構(gòu)件中，機(jī)身蒙皮所占的質(zhì)量最大，其質(zhì)量通常占飛機(jī)總質(zhì)量的60%以上。因此，作為機(jī)身蒙皮的首選材料[3?4]，大型2E12鋁合金薄板的生產(chǎn)加工問題一直是研究人員力爭突破的主要瓶頸。

熱加工是2E12鋁合金薄板生產(chǎn)的關(guān)鍵環(huán)節(jié)[5?7]。黃裕金等[8]的研究表明，變形條件對2E12合金的變形行為有影響顯著。合金的流變應(yīng)力隨著變形溫度的升高而降低，隨著應(yīng)變速率的提高而增大。此外，其研究還發(fā)現(xiàn)，合金中存在的細(xì)小第二相會阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動并抑制合金的動態(tài)回復(fù)過程。杜鳳山等[9]對2E12鋁合金鑄錠的均勻化和熱加工工藝進(jìn)行了研究。其結(jié)果顯示，合金在高溫均勻化過程中容易出現(xiàn)過燒現(xiàn)象，并會對合金隨后的熱變形行為造成顯著影響。

大量研究表明[11?15]，鋁合金的變形行為強(qiáng)烈依賴于其初始組織特征。CHEN等[16]研究了固溶和均勻化兩種不同初始狀態(tài)下7085鋁合金的熱變形行為。其研究結(jié)果表明，固溶態(tài)合金的變形失穩(wěn)區(qū)間要明顯大于均勻化態(tài)合金的。EBRAHIMI等[17]分別對比了固溶態(tài)和退火態(tài)2024合金的熱變形特征并認(rèn)為固溶態(tài)合金的動態(tài)軟化現(xiàn)象更為明顯。此外，李文斌等[18]的研究表明，第二相對合金中的熱變形行為同樣有顯著影響。引入少量的Al3(Sc,Zr)粒子能明顯提高合金的變形激活能。

在2E12合金中，由于合金化程度較高，在熱變形前合金必須要采用均勻化處理，使過剩的合金元素溶入基體以消除粗大的共晶組織。但是，在隨后的冷卻過程中，隨著固溶度的降低，合金元素具有強(qiáng)烈的脫溶趨勢。特別是在大型鑄錠中，芯部由于冷卻速度十分緩慢，導(dǎo)致合金元素大量脫溶形成粗大的析出相組織；邊部冷卻速度快，合金元素由于來不及脫溶而形成過飽和固溶體組織。這兩種截然不同的組織特征勢必會造成鑄錠邊部和芯部在熱變形過程中具有顯著不同的變形特征。然而，直到目前為止，研究人員對于該組織特征對2E12合金熱變形影響還缺乏清晰的認(rèn)識[8?10]。

為此，本文作者通過均勻化后對合金試樣采用不同的冷卻方式獲得過不含粗大析出相和富含粗大析出相兩種典型組織特征的2E12合金鑄錠，并利用Gleeble?1500型熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)對兩種合金的熱變形行為進(jìn)行研究，分析對比粗大析出相對合金熱變形行為以及組織演變規(guī)律的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所用的2E12合金鑄錠由西南鋁業(yè)(集團(tuán))有限責(zé)任公司提供，尺寸為400 mm×1620 mm×2500 mm，化學(xué)成分為：Al-4.21Cu-1.41Mg-0.58Mn-0.08Fe- 0.06Si(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)。

首先，利用線切割處理在鑄錠芯部選取15 mm×15 mm×10 mm的長方體試樣。隨后，將試樣分別進(jìn)行表1所列的熱處理方法以獲得不同的組織特征。然后，利用Gleeble?1500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)對兩種合金分別在340、390、440和490 ℃ 4個(gè)變形溫度和0.001、0.01、0.1、1和10 s?15個(gè)變形速率下進(jìn)行熱壓縮試驗(yàn)。當(dāng)壓縮實(shí)驗(yàn)完成后，將樣品迅速水冷到室溫以保留熱變形時(shí)的組織。

表1 不同組織特征2E12合金的制備方法

為分析合金的變形機(jī)理，對部分試樣進(jìn)行表面拋光處理，隨后在FEI Sirion 200型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)上觀察合金壓縮變形后的表面形貌特征。此外，利用SEM配帶的EBSD探測系統(tǒng)對合金的晶粒形貌進(jìn)行分析。利用TecnaiG2F20型透射電鏡(TEM)對合金變形后的位錯(cuò)等亞結(jié)構(gòu)進(jìn)行觀察，并利用該電鏡的高角度環(huán)形暗場技術(shù)(HAADF-STEM)對合金的第二相粒子形貌進(jìn)行分析。TEM試樣在 MIT-II型雙噴電解儀上制備，雙噴液采用25%硝酸+75%甲醇(體積分?jǐn)?shù))混合溶液，電壓為15~20 V，工作電流控制在50~100 mA，采用液氮冷卻至?25 ℃左右。

2 結(jié)果與分析

2.1 合金初始態(tài)的組織特征

圖1(a)顯示了原始鑄態(tài)合金的背散射電子(Back scatteredelectron，BSE)形貌照片。在鑄態(tài)合金中，晶界上連續(xù)分布著大量的(Al)+-Al2Cu+-Al2CuMg三元共晶組織[14]。而在1號合金中(見圖1(b))，共晶組織已經(jīng)完全溶解并且粗大第二相的數(shù)目非常少。這說明經(jīng)過雙級均勻化處理后，大部分合金元素完全溶入基體中，此時(shí)合金處于高度的過飽和狀態(tài)。與1號合金完全不同，2號合金中晶內(nèi)分布有大量尺寸在5~20 μm的板條狀第二相粒子(見圖1(c))，并且晶界上也有連續(xù)分布著許多粗大第二相。這主要是因?yàn)樵陔S爐冷卻過程中，過飽和固溶體發(fā)生分解，合金元素以粗大析出相的形式重新從基體中脫溶。

圖1 合金的BSE形貌照片

為了更微觀地了解合金的組織特征，利用HAADF-STEM對1號和2號合金的第二相粒子形貌進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖2所示。

1號合金晶內(nèi)分布有大量尺寸約0.2~1μm的棒狀第二相粒子(見圖2(a)和(b))。這種棒狀第二相粒子富含Cu、Mn元素，并且其軸向平行于Al基體的3個(gè)á001?方向。因此，可以判斷該第二相粒子為-Al20Cu2Mn3相[12]。相是該合金中的主要彌散相，其主要形成在均勻化處理過程中[12]。由于1號合金經(jīng)歷了雙級均勻化處理，因此相充分析出、數(shù)量眾多。2號合金也經(jīng)歷了雙級均勻化處理，因此同樣富含相粒子。不同的是，2合金除了相粒子外，還有大量富含Cu、Mg元素的粗大板條狀-Al2CuMg相[4](見圖2(c)和(d))。這說明在均勻化的冷卻過程中，過飽和的Cu、Mg元素以相形式從合金中脫溶出來，即圖1(c)中的粗大析出相為相。

2.2 合金的流變應(yīng)力

圖3和4所示為不同應(yīng)變速率條件下1號合金、2號合金在340 ℃、390 ℃、440 ℃和490 ℃壓縮變形時(shí)的真應(yīng)力?真應(yīng)變曲線。通過觀察可以發(fā)現(xiàn)，隨著應(yīng)變量的增加，兩種合金的流變應(yīng)力先增加，達(dá)到峰值后逐漸降低。1號合金在上述4種溫度下的流變應(yīng)力特征與2號合金相似。這說明兩種合金在該變形條件下都表現(xiàn)出明顯的動態(tài)軟化特征[19?21]。但是，與1號合金相比，2號合金的流變應(yīng)力過渡要相對平滑得多，在一定程度上反應(yīng)了該合金變形較為平穩(wěn)。

圖5所示為兩種合金在不同變形條件下的峰值應(yīng)力。由圖5可知，在實(shí)驗(yàn)所施加的變形條件下，兩種合金峰值應(yīng)力隨變形條件的變化規(guī)律基本相同。在相同的應(yīng)變速率下，合金的峰值應(yīng)力隨著變形溫度的升高而降低。在同一變形溫度下，合金的峰值應(yīng)力隨著應(yīng)變速率的增加而增加。很明顯，除(490 ℃，0.001 s?1)的變形條件下，2號合金在相同變形條件下比1號合金具有更高的峰值應(yīng)力。

圖2 合金晶內(nèi)第二相的形貌以及元素面分布

圖3 1號合金在不同應(yīng)變速率下的真應(yīng)力?真應(yīng)變曲線

圖4 2號合金在不同應(yīng)變速率下的真應(yīng)力?真應(yīng)變曲線

圖5 合金在不同變形條件下的峰值應(yīng)力

2.3 失效行為分析

為了分析合金的變形機(jī)理，將合金試樣表面進(jìn)行鏡面拋光，然后觀察拋光表面在變形后的形貌特征。

觀察表明，兩種合金在340 ℃以及490 ℃變形時(shí)變形失穩(wěn)最為明顯。如圖6(a)和(b)所示，在(340 ℃，10 s?1)變形條件下壓縮變形60%后，1號和2號合金都存在嚴(yán)重的變形失穩(wěn)現(xiàn)象。1號合金的變形失穩(wěn)主要集中在晶界區(qū)域，特別是在局部三叉晶界處可以觀察到變形開裂的現(xiàn)象(見圖6(a))。2號合金在該變形條件下則出現(xiàn)了明顯的沿晶裂紋(見圖6(b))。根據(jù)圖1(c)可知，2號合金存在沿晶界連續(xù)析出的鏈狀相。這些相在高速變形時(shí)迅速脆裂并沿晶界擴(kuò)展，最終導(dǎo)致合金產(chǎn)生沿晶裂紋。在340 ℃變形條件下，隨著應(yīng)變速率的減小，兩種合金的變形失穩(wěn)區(qū)域明顯減少，如圖6(c)和(d)所示。

在(490 ℃，10 s?1)壓縮變形60%后，1號合金表面部分晶界同樣出現(xiàn)了明顯的開裂現(xiàn)象(見圖6(e))。2號合金在該變形條件下晶內(nèi)仍然保持變形前的平整形貌，晶界處則表現(xiàn)出粘流狀(見圖6(f))，這說明，合金晶界在490℃已經(jīng)明顯弱化，合金的變形主要集中在晶界附近區(qū)域。特別是在(490 ℃，0.001 s?1)變形條件下，2號合金的晶界處已經(jīng)完全弱化，合金的沿晶開裂現(xiàn)象非常明顯(見圖6 (h))。

圖6 合金試樣在不同變形條件下壓縮變形60%后的表面形貌

經(jīng)過大量觀察后發(fā)現(xiàn)，兩種合金在(440 ℃，0.001 s?1)變形條件下具有較好的加工塑性。如圖7(a)所示，在壓縮變形60%后，1號合金并沒有觀察到明顯的變形失穩(wěn)現(xiàn)象。試樣整體變形十分均勻，展現(xiàn)出良好的塑性流變特征。此外，在試樣表面可以觀測到大量滑移帶，這說明合金在該變形條件下開啟的滑移系數(shù)目較多。與1號合金相比，2號合金在該變形條件下的流變特征更加明顯，并且試樣表面的滑移帶更多，可以觀察到明顯的交滑移特征(見圖7(b))。

2.4 合金的變形機(jī)理

通過對圖7的分析可知，兩種合金在(440 ℃，0.001 s?1)的變形條件下具有良好的加工塑性變形。為了解釋這一現(xiàn)象，利用EBSD技術(shù)著重對合金在(440 ℃，0.001 s?1)下的變形行為進(jìn)行分析。

如圖8所示，在(440 ℃，0.001 s?1)變形20%以后，兩種合金的晶粒都沿垂直拉伸壓縮方向略有拉長。此外，在局部晶界處發(fā)現(xiàn)了許多細(xì)小等軸的再結(jié)晶晶粒。一般認(rèn)為，鋁合金的層錯(cuò)能較高，在熱變形過程中動態(tài)回復(fù)非常容易，而僅僅在較高的熱變形溫度下才會發(fā)生部分動態(tài)再結(jié)晶。其中，JIANG等[22]的研究表明，鋁合金在300 ℃以下變形時(shí)僅僅發(fā)生動態(tài)回復(fù)，而在450 ℃變形時(shí)則會發(fā)生明顯的動態(tài)再結(jié)晶。本實(shí)驗(yàn)中在440 ℃熱變形時(shí)觀測到明顯的再結(jié)晶行為，這與JIANG等的觀測結(jié)果相吻合。此外，相比于1號合金，2號合金晶界處的再結(jié)晶晶粒更多，平均晶粒尺寸也更加細(xì)小(見圖8(b))。

圖9(a)和(b)分別顯示了兩種合金在(440 ℃，0.001 s?1)變形60%后EBSD形貌。當(dāng)變形量增加至60%時(shí)，兩種合金晶界處的再結(jié)晶特征更加明顯，且這些細(xì)小等軸的再結(jié)晶晶粒沿局部晶界呈鏈狀排布。在垂直于壓縮方向上，合金的晶粒被顯著拉長。相比于1號合金(見圖9(a))，2號合金的長徑比明顯更大(見圖9(b))。這說明2號合金在該變形條件下的塑性流動更加顯著。

為了從更微觀的角度來分析第二相對合金變形行為的影響，利用TEM對合金經(jīng)不同條件熱變形后的微結(jié)構(gòu)特征進(jìn)行觀察。

圖10所示為兩種合金在(340 ℃，10 s?1)壓縮變形60%后的TEM像。如圖10(a)所示，1號合金中晶內(nèi)仍然分布著大量的細(xì)小相粒子，并且這些相粒子與變形前(見圖2(a))的形貌特征基本相似。此外，經(jīng)變形后，合金晶內(nèi)出現(xiàn)了大量位錯(cuò)。這些位錯(cuò)纏繞在相粒子周圍，并以彌散分布的相粒子為結(jié)點(diǎn)形成高密度的位錯(cuò)網(wǎng)。在2號合金中，除了彌散分布的相粒子，還可以清晰地看到由原粗大相變形破碎而產(chǎn)生的尺寸較小的板條狀相(見圖10(b))。變形過程中產(chǎn)生的大量位錯(cuò)不但纏繞在細(xì)小的相粒子上，同樣會纏繞在板條狀相粒子上。CHEN等[16]在研究7085鋁合金的變形行為時(shí)發(fā)現(xiàn)，合金晶內(nèi)第二相粒子通常容易纏結(jié)大量位錯(cuò)，這與本實(shí)驗(yàn)的觀察結(jié)果相似。由于相和相對位錯(cuò)運(yùn)動的共同釘扎作用，2號合金中的位錯(cuò)分布更加均勻。

圖11所示為兩種合金在(490 ℃，0.001 s?1)變形條件下變形60%后的TEM像。相比于(340 ℃，10 s?1)的變形條件，兩種合金在(490 ℃，0.001 s?1)變形條件下的位錯(cuò)密度明顯減少并且出現(xiàn)了大量亞晶。這說明合金發(fā)生了明顯的動態(tài)回復(fù)。在1號合金中，亞晶的尺寸均勻細(xì)小，這主要是因?yàn)橄嗔Ｗ訉喚Ы绲尼斣饔?見圖11(a))抑制了亞晶的長大。由于既有相又有相的釘扎作用，2號合金中亞晶界的遷移十分困難，因此亞晶的尺寸也更加細(xì)小(見圖11(b))。

圖8 合金在440 ℃/0.001 s?1變形20%后的EBSD形貌

圖9 合金在(440 ℃，0.001 s?1)變形60%后的EBSD形貌

圖10 合金在(340 ℃，10 s?1)變形60%后的TEM像

圖11 合金在(490 ℃，0.001 s?1)變形60%后的TEM像

3 討論

在2E12合金的均勻化過程中，鑄錠中原本過剩的Cu、Mg合金元素(如(Al)+-Al2Cu+-Al2CuMg共晶組織)逐步溶入基體[4]。但是，在緩慢冷卻過程中，這些合金元素又會以相的形式從基體中重新脫溶出來。這些均勻化冷卻過程中形成的相主要有兩種形式，即晶界的鏈狀相和晶內(nèi)的板條狀相。

3.1 晶界的鏈狀相對合金變形行為的影響

一方面，由于相屬于化合物，相對于鋁合金基體較為硬脆。在較低的變形溫度以及較高的應(yīng)變速率下(如340 ℃，10 s?1)，合金中粗大的相粒子容易受到應(yīng)力集中，優(yōu)先發(fā)生破碎而形成微裂紋。在2號合金中，由于相呈鏈狀連續(xù)分布在晶界處，因此在變形過程中容易形成大量沿晶的微裂紋。這些微裂紋在拉應(yīng)力的作用下發(fā)生橋接形成主裂紋，最終引起合金發(fā)生沿晶破裂(見圖6(b))。另一方面，由于相熔點(diǎn)較低，當(dāng)合金在(490 ℃，0.001 s?1)變形時(shí)，相完全弱化并且成為合金變形的薄弱環(huán)節(jié)。在該變形條件下，2號合金中沿晶分布的相同樣容易導(dǎo)致晶界開裂現(xiàn)象(見圖6(h))，使其峰值應(yīng)力明顯降低(小于1號合金的峰值應(yīng)力)。

此外，當(dāng)變形溫度在390~440 ℃區(qū)間，相相對基體具有較高的強(qiáng)度。在變形過程中，晶界處連續(xù)析出的相對位錯(cuò)運(yùn)動具有較強(qiáng)的阻礙作用。位錯(cuò)運(yùn)動至晶界處并大量塞集，使晶界處具有較高的畸變能，為晶界處再結(jié)晶晶粒的形核提供了較高的形變儲能。因此，在(440 ℃，0.001 s?1)的變形條件下，晶界處具有連續(xù)相的2號合金比1號合金的再結(jié)晶晶粒數(shù)目更多，晶粒更加細(xì)小(見圖8(b))。

3.2 晶內(nèi)的板條狀相對合金變形行為的影響

相比于晶界處的連續(xù)相，晶內(nèi)板條狀相的尺寸較小并且分布也較為彌散，因此其對合金變形過程中的不利影響要小得多。

根據(jù)圖10(a)和圖11(a)的可知，合金晶內(nèi)彌散分布的相粒子一方面對位錯(cuò)有強(qiáng)烈的阻礙作用，可以抑制位錯(cuò)的長程滑移，促進(jìn)更多滑移系的開啟，從而使合金變形更加均勻(見圖12(a))。另一方面，在變形的回復(fù)階段，相粒子對亞晶界有顯著的釘扎作用，能夠抑制亞晶的長大，從而起到細(xì)化晶粒的作用。

合金晶內(nèi)的板條狀相在變形過程中發(fā)生破碎并形成許多尺寸更小的相粒子(見圖12(b))。這些相對合金變形行為的影響與晶內(nèi)彌散分布的相類似。一方面，相粒子彌散分布在合金晶粒內(nèi)部，對位錯(cuò)起到明顯的阻礙作用。由于相數(shù)目眾多，其使得合金中的位錯(cuò)分布更加均勻，在一定程度上也促進(jìn)合金更均勻地變形。相比于1號合金，2號合金晶內(nèi)既有大量相粒子同時(shí)又有大量相粒子，對位錯(cuò)運(yùn)動的阻礙作用更強(qiáng)，因此在相同的變形條件下具有較高的峰值應(yīng)力。此外，由于相和相對位錯(cuò)長程滑移的抑制作用，2號合金滑移系開啟得更多，因此合金的交滑移特征也更加顯著(見圖7(b))，使得合金具有較高的塑性流變特征。在合金變形的回復(fù)階段，晶內(nèi)的相粒子同樣對亞晶界具有較強(qiáng)的釘扎作用，從而使得2號合金具有更小的亞晶粒尺寸(見圖11(b))。

圖12 合金中第二相粒子對其變形特征的影響機(jī)理

4 結(jié)論

1) 制備了不含粗大相(1號合金)和富含粗大相(2號合金)兩種典型組織特征的2E12合金，并對合金在340~490 ℃，0.001~10 s?1條件下的熱變形行為進(jìn)行研究。在實(shí)驗(yàn)所涉及的變形溫度和應(yīng)變速率中，除490 ℃、0.001 s?1外，2號合金在其他相同的變形條件下的峰值應(yīng)力高于1號合金的。

2) 在(340 ℃，10 s?1)變形時(shí)，1號合金的三叉晶界區(qū)域容易出現(xiàn)變形失穩(wěn)，而2號合金則出現(xiàn)明顯的沿晶裂紋。在490 ℃、0.001 s?1變形時(shí)，2號合金晶界處的相已經(jīng)完全弱化，容易導(dǎo)致合金沿晶破裂。兩種合金在440 ℃、0.001 s?1下變形時(shí)具有較好的加工塑性。

3) 在變形過程中，2號合金晶內(nèi)的相和相對位錯(cuò)運(yùn)動有明顯的阻礙作用，從而使合金的峰值應(yīng)力明顯提高。此外，晶內(nèi)的相還能促進(jìn)交滑移，促使合金變形更均勻。

4) 在回復(fù)過程中，合金晶內(nèi)的相和相能夠釘扎亞晶界，從而抑制晶界的遷移從而細(xì)化晶粒。

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(編輯 王 超)

Effects of coarsephase on hot deformation behaviors and microstructure evolutions of 2E12 aluminum alloy

CHEN Yu-qiang1, SONG Wen-wei1, PAN Su-ping2, LIU Wen-hui1, 3, TANG Chang-ping1, 3

(1. Hunan Provincial Key Laboratory of High Efficiency and Precision Machining of Difficult-to-cut Material,Hunan University of Science and Technology, Xiangtan 411201, China;2. Advanced Research Center, Central South University, Changsha 410083, China;3. Key Laboratory of High Temperature Wear Resistant Materials Preparation Technology of Hunan Province, Xiangtan 411201, China)

Two kinds of alloys featured with free ofphase (alloy 1) and enriched withphase (alloy 2) were prepared. Combined isothermal hot compression test and microstructure observation, the hot deformation behaviors of two alloys were studied at the temperature range of 340?490 ℃ and strain rate range of 0.001?10 s?1. The results show that, compared with alloy 1, alloy 2 possesses higher peak-stress when deformed at the same conditions. When deformed at (340 ℃, 10 s?1), the main failure modes for alloy 1 and alloy 2 are unstable deformation at triple grain boundaries (GBs) and intergranular cracking caused by brittle fracture ofphase, respectively. When deformed at (490 ℃, 0.001 s?1), thephase located at GB is completely weakened which leads to the intergranular cracking of alloy 2. During deformation, the grain interiorphase andphase not only hinder dislocation motion but also promote homogenous deformation of alloy. During recovery, the grain interiorphase andphase can pin subgrain boundaries and thus refine grain size.

2E12 aluminium alloy; hot deformation;phase

Project(51405153, 51475162) supported by the National Natural Science Foundation of China

2015-09-28; Accepted date: 2016-09-19

CHEN Yu-qiang; Tel: +86-731-58290019; E-mail: yqchen1984@163.com

1004-0609(2016)-11-2267-12

TG146.2

A

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51405153，51475162)

2015-09-28；

2016-09-19

陳宇強(qiáng)，講師，博士；電話：0731-58290019；E-mail：yqchen1984@163.com