新型Al-Zn-Mg-Sc-Er-Zr合金的熱變形行為

湯中英，邢清源，楊守杰*，丁 寧

(1 中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095；2 北京市先進鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095；3 空裝駐北京地區(qū)第六軍事代表室，北京 100095)

Al-Zn-Mg系合金屬于可熱處理強化鋁合金，時效熱處理后具有較高的強度，是用于制造航空航天等領(lǐng)域中輕質(zhì)結(jié)構(gòu)件的主要材料之一。相較于Al-Zn-Mg-Cu系合金，由于沒有Cu元素的加入，其剝落腐蝕與晶間腐蝕性能顯著提高，但存在強度相對不足，且有一定的應(yīng)力腐蝕傾向的問題。而通過稀土元素微合金化可同時提高合金的強度與腐蝕性能，是目前該系列鋁合金的研究重點之一。諸多研究表明[1-3]，Sc元素是鋁合金中最為有效的微合金化元素之一，可通過析出良好熱穩(wěn)定性的析出相Al3Sc釘扎位錯、細化晶粒、抑制熱變形過程中再結(jié)晶的形成與長大。Er元素的作用與Sc相似，細化晶粒與抑制再結(jié)晶效果比Sc略差，但具有一定的價格優(yōu)勢[4-6]。Zr元素在Al中的擴散系數(shù)比Sc，Er低，復(fù)合添加Zr可與Al3Sc作用形成具有核殼結(jié)構(gòu)的析出相Al3(Sc, Zr)，外殼的Zr可阻礙內(nèi)核中Sc元素的熱擴散，提高析出相熱穩(wěn)定性[7-9]。Sc，Zr的協(xié)同作用對鋁合金細化晶粒、抑制再結(jié)晶與強度的提高均有益，商業(yè)鋁合金通常在添加Sc元素的同時添加0.1%(質(zhì)量分數(shù)，下同)的Zr。

細化晶粒可增強合金細晶強化效果，從而提高強度。抑制再結(jié)晶可減少大角度晶界的數(shù)量，增加相同腐蝕深度下應(yīng)力腐蝕裂紋的擴展路徑，提高合金的抗應(yīng)力腐蝕性能[10]。而熱變形是控制合金晶粒尺寸與再結(jié)晶程度的重要手段，研究鋁合金的熱變形行為十分必要?？卤虻萚11-12]研究了7020鋁合金的高溫熱變形行為，認為主要軟化機制為動態(tài)回復(fù)，失穩(wěn)組織特征為局部流動與微裂紋。仇鵬等[13]研究了AA7021鋁合金中高溫熱變形行為，認為隨變形溫度升高，軟化機制可由動態(tài)回復(fù)轉(zhuǎn)變?yōu)閯討B(tài)再結(jié)晶，組織演變過程為位錯纏結(jié)-位錯墻圍成包狀結(jié)構(gòu)-多邊形化完全。Luo等[14]研究了7A09合金的熱變形行為，認為動態(tài)再結(jié)晶和金屬間化合物溶解，是使變形所需應(yīng)力隨溫度升高而減小的原因。在鋁合金中加入微量稀土元素后，將對合金的熱變形行為產(chǎn)生影響。Wu等[15]研究了Al-Zn-Mg-Er-Zr合金的熱變形行為，認為失穩(wěn)組織特征為絕熱剪切帶與局部流動，安全區(qū)組織特征為動態(tài)回復(fù)。Al3(Er,Zr)粒子對位錯滑移與亞晶界遷移具有阻礙作用，可抑制再結(jié)晶的發(fā)生。也有研究認為[16]，晶界附近的粒子有利于應(yīng)變誘發(fā)晶界遷移的發(fā)生，使熱變形合金發(fā)生再結(jié)晶。

現(xiàn)有的Al-Zn-Mg系合金熱變形研究中，關(guān)于微量稀土元素對熱變形行為影響的研究相對較少，稀土元素Sc，Er的加入對合金熱變形行為的影響尚需進一步研究。先前的研究對比了0.1%Sc+0.1%Er，0.2%Er和0.4%Er三種配比的Al-Zn-Mg系合金的組織與性能，晶粒細化效果及室溫拉伸性能0.1%Sc+0.1%Er>0.4%Er>0.2%Er，0.1%Sc+0.1%Er的抗拉強度、屈服強度和伸長率分別可達585，566 MPa和8.3%[17]。本工作選擇0.1%Sc+0.1%Er的配比，設(shè)計了一種含微量Sc，Er，Zr元素的Al-Zn-Mg合金，對軋制溫度在380～440 ℃之間不同工程應(yīng)變量下的熱變形行為進行了研究。并根據(jù)商業(yè)鋁合金生產(chǎn)過程中軋制道次多、總變形量大，且具有各向異性的特點，對比了幾種不同工程變形量下合金的變形行為，以期對后續(xù)工業(yè)生產(chǎn)中板材軋制工藝的制定提供一定參考。

1 實驗材料與方法

本實驗所用材料實際化學(xué)成分為Al-8.9Zn-1.3Mg-0.1Sc-0.1Er-0.1Zr (質(zhì)量分數(shù)，%)，經(jīng)過DSC測試后制定的均勻化工藝為465 ℃/8 h+468 ℃/24 h，均勻化后機加工得到φ10 mm×15 mm的圓柱試樣。采用Gleebl-3800熱模擬機對試樣進行單道次熱壓縮實驗，變形溫度為380，410，440 ℃，應(yīng)變速率為0.01,0.1,1,10 s-1，工程應(yīng)變量為45%,60%,75%(真應(yīng)變0.5978,0.9163,1.3863)。熱壓縮后試樣快速進行淬火至室溫，以保留高溫變形組織。壓縮后試樣在Leica Dmi8顯微鏡下觀察金相組織，Tecnai G2 F20 S-TWIN透射電鏡下進行TEM組織觀察與分析，F(xiàn)EI Nova nanoSEM450掃描電鏡下進行SEM組織觀察與分析，D8 Discover X射線衍射儀下進行XRD測試。

2 結(jié)果與討論

2.1 真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

圖1為熱模擬得到的不同變形溫度、應(yīng)變速率及應(yīng)變量下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。曲線中流變應(yīng)力的變化取決于加工硬化和動態(tài)軟化(動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶)過程[11]。根據(jù)真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線，可將熱變形過程分為小應(yīng)變量下的穩(wěn)態(tài)變形階段和大應(yīng)變量下的加工硬化階段。在應(yīng)變量小于45%時，流變應(yīng)力基本不隨應(yīng)變的增加而變化，真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線較為平緩，此階段為穩(wěn)態(tài)變形階段。這主要是由于加工硬化與動態(tài)回復(fù)兩種矛盾機制同時在進行，相互抵消達到穩(wěn)態(tài)平衡。而隨著應(yīng)變量的增加，基體組織中的位錯不斷增殖、塞積和纏結(jié)，位錯密度增大，動態(tài)軟化無法消耗掉加工硬化產(chǎn)生的位錯，加工硬化將占據(jù)主導(dǎo)地位。此時材料發(fā)生塑性變形所需的應(yīng)力增大，熱變形進入加工硬化階段，流變應(yīng)力隨應(yīng)變量的增加而增加。

圖1 真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線 (a)380 ℃;(b)410 ℃;(c)440 ℃Fig.1 True stress-strain curves (a)380 ℃;(b)410 ℃；(c)440 ℃

流變應(yīng)力對熱變形溫度與應(yīng)變速率非常敏感，從圖1可以看出，流變應(yīng)力隨熱變形溫度的升高與應(yīng)變速率的降低而降低。在相同的應(yīng)變速率下，材料中原子的動能會隨著變形溫度的升高逐漸增大。原子間的結(jié)合力減弱，原子的擴散速率增加，位錯滑移與晶界遷移更容易發(fā)生，因此合金變形時的臨界應(yīng)力更小。在應(yīng)變速率為10 s-1時，變形初期真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線出現(xiàn)峰值應(yīng)力。表明在此應(yīng)變速率下，材料變形的初始階段首先出現(xiàn)加工硬化現(xiàn)象，隨著變形的進行，發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，加工硬化逐漸被抵消。而在應(yīng)變速率較小時，變形初期真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線沒有出現(xiàn)明顯的峰值，為穩(wěn)態(tài)變形階段。

2.2 熱加工圖

Prasad等[18-19]基于動態(tài)材料模型(DMM)建立了由功率耗散圖和塑性失穩(wěn)圖疊加組成的熱加工圖，該圖能明確劃分安全區(qū)與失穩(wěn)區(qū)，確定金屬的可加工區(qū)域，從而獲得相應(yīng)的加工工藝參數(shù)，為生產(chǎn)提供參考依據(jù)。根據(jù)DMM模型，材料在熱變形時外界輸入的總能量可分為兩部分：一是塑性變形時耗散的能量，二是熱變形過程中材料內(nèi)部發(fā)生動態(tài)回復(fù)、再結(jié)晶和相變所消耗的能量，計算公式可表示為：

(1)

(2)

式中：K為材料常數(shù)；T為實驗溫度；j和l分別表示溫度和應(yīng)變量的指數(shù)；m表示應(yīng)變速率敏感因子，可通過公式計算：

(3)

把不同的應(yīng)變速率代入式(3)中可求出m的值。變形溫度與應(yīng)變速率的最佳工藝條件對應(yīng)于耗散協(xié)量的最大值[19]。當耗散協(xié)量J接近于它的最大值Jmax時，m接近于1。材料塑性變形時的功率耗散率可用η表示：

(4)

(5)

圖2 不同應(yīng)變量下的熱加工圖 (a)45%；(b)60%;(c)75%Fig.2 Thermal processing maps under different strains (a)45%；(b)60%;(c)75%

2.3 組織分析

合金的塑性變形受到熱變形溫度、應(yīng)變速率、應(yīng)變量和原始組織狀態(tài)的影響。圖3為不同應(yīng)變量下合金的金相組織。從圖3(a)～(d)可以看出，變形前的初始晶粒大小均勻，無粗大第二相。隨著應(yīng)變的增加，晶粒逐漸由等軸狀向扁平狀轉(zhuǎn)變，大晶粒也逐漸破碎成細小晶粒，并在圖3(c)～(d)中可以觀察到明顯的亞晶界。在440 ℃/0.01 s-1變形條件下，工程應(yīng)變量為45%和60%的合金大角度晶界和三角晶界處有等軸亞晶生成，表明在此條件下發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶。這與熱加工圖結(jié)果一致。圖3(e)～(f)為應(yīng)變量為60%時失穩(wěn)區(qū)的金相組織，可以明顯看到組織中存在寬度幾微米的亮白色細長條帶狀區(qū)域，這是絕熱剪切帶的典型特征。這些帶狀區(qū)域中易發(fā)生形變集中，使其塑性變形能轉(zhuǎn)變?yōu)闊崮?，從而提高其局部溫度，發(fā)生再結(jié)晶。但絕熱剪切帶的尺寸、取向分布與基體微觀組織之間存在巨大的差異，將使得材料在短時間內(nèi)形成宏觀裂紋，發(fā)生失穩(wěn)。絕熱剪切帶是裂紋萌生與擴展的根源，是導(dǎo)致合金失穩(wěn)的原因之一。

圖4為熱壓縮后合金的XRD譜圖、選區(qū)衍射圖、SEM觀察到的偏析及其EDS面掃圖像。從圖4(a)可以看出合金中存在大量的α-Al相，未觀察到其他析出相的衍射峰特征，而圖4(b)中[111]方向的選區(qū)衍射圖像中出現(xiàn)了Al3(Sc,Er)相的斑點，這可能是由于析出相的含量低、尺寸小，因此在XRD測試時信號較弱。另外，通過SEM觀察到合金中存在少量的偏析，SEM圖及EDS面掃結(jié)果如圖4(c)～(i)所示。可以看出析出相中存在Sc和Er兩種元素的偏析，結(jié)合TEM圖與研究經(jīng)驗認為該偏析可能為多個細小的Al3(Sc, Er)相的團簇形成。由于未觀察到其他相存在的明顯特征，因此認為合金在熱變形后的主要析出相為Al3(Sc, Er)相。

圖4 合金熱變形后的圖像(a)XRD圖譜；(b)選區(qū)衍射；(c)SEM圖；(d)Al;(e)Zn;(f)Mg;(g)Sc;(h)Er;(i)ZrFig.4 Images after hot deformation of alloy(a)XRD pattern;(b)selected-area diffraction;(c)SEM image;(d)Al;(e)Zn;(f)Mg;(g)Sc;(h)Er;(i)Zr

圖5為不同熱變形溫度、應(yīng)變速率與應(yīng)變量下合金的TEM顯微組織照片。從圖5(a)可以看出，基體中彌散分布的納米級Al3(Sc, Er)析出相對位錯具有強烈的釘扎作用。位錯在大應(yīng)變速率下積累的內(nèi)應(yīng)力可能大于析出相的釘扎力，使其穿過析出相發(fā)生滑移，此時加工硬化現(xiàn)象減弱，流變應(yīng)力曲線將出現(xiàn)如圖1所示的波動。析出相粒子對位錯和亞晶界的釘扎力可用Zener公式表示[22]：

Pz=3f/4R

(6)

式中:Pz表示粒子對位錯與晶界的釘扎力;f為析出物的體積分數(shù);R為析出物的半徑。

根據(jù)式(6)可知，釘扎力與析出相的體積分數(shù)成正比，與半徑成反比。而根據(jù)Al-Sc合金的相關(guān)研究[23]，析出相的大小與熱處理溫度之間呈正相關(guān)。較高的溫度可加速原子擴散速度，使析出相發(fā)生粗化，反之低溫下析出相的長大將受到限制，更利于形核。因此可觀察到380 ℃(圖5(d))時基體組織中的析出相明顯比410 ℃(圖5(a))時尺寸更小，數(shù)量更多。析出相隨應(yīng)變速率的增加也有相同的規(guī)律，如圖5(a)～(c)所示，這是由于大應(yīng)變速率下熱變形所需時間將減少，析出相不能充分長大，因此根據(jù)式(6)可認為隨溫度的升高與應(yīng)變速率的降低，析出相Al3(Sc, Er)對位錯與亞晶界的釘扎力減小。析出相的釘扎力減小是導(dǎo)致圖1中流變應(yīng)力隨溫度升高與應(yīng)變速率降低而降低的原因之一。

(7)

式中:k為材料常數(shù);b為柏氏矢量。

根據(jù)式(7)可以看出，位錯密度將隨應(yīng)變速率的降低而減小，隨位錯運動速度的加快而減小。高溫能增加原子動能并提供給位錯更多的變形能，加快位錯運動的速度，因此可推出位錯密度將隨溫度的升高而減小。從圖5中也可以看出，410 ℃/10 s-1和380 ℃/0.1 s-1(圖5(c)，(d))組織中的位錯密度均比410 ℃/0.1 s-1(圖5(a))高，與式(7)相符合。除此之外，結(jié)合圖2熱加工圖分析可知，410 ℃/10 s-1和380 ℃/0.1 s-1(圖5(c)，(d))下的合金將出現(xiàn)失穩(wěn)。這是由于位錯塞積處易積累內(nèi)應(yīng)力，在大應(yīng)變速率與低溫下，內(nèi)應(yīng)力得不到釋放可能導(dǎo)致裂紋的產(chǎn)生進而使合金失穩(wěn)。

圖5 不同熱變形條件下合金的TEM圖(a)45%/410 ℃/0.1 s-1;(b)45%/410 ℃/1 s-1;(c)45%/410 ℃/10 s-1;(d)45%/380 ℃/0.1 s-1;(e)75%/410 ℃/1 s-1;(f)75%/410 ℃/1 s-1Fig.5 TEM images of alloys under different hot deformation conditions(a)45%/410 ℃/0.1 s-1;(b)45%/410 ℃/1 s-1;(c)45%/410 ℃/10 s-1;(d)45%/380 ℃/0.1 s-1;(e)75%/410 ℃/1 s-1;(f)75%/410 ℃/1 s-1

位錯密度的降低是發(fā)生動態(tài)回復(fù)與動態(tài)再結(jié)晶的結(jié)果。從位錯演變的角度分析，位錯源產(chǎn)生的位錯在切應(yīng)力的作用下沿滑移面運動，遇到障礙物如晶界或析出相將被阻止前進。先行的位錯對后來的位錯有一個斥力，使位錯在障礙物前形成規(guī)則列陣形式的塞積。由于Al3(Sc, Er)粒子的釘扎作用，基體組織中的位錯線發(fā)生了一定程度的彎曲，但仍然可以觀察到具有一定排列規(guī)律的位錯塞積。410 ℃/10 s-1(圖5(c))中的位錯線與位錯塞積表明加工硬化產(chǎn)生的位錯未被動態(tài)回復(fù)消耗掉。而經(jīng)過攀移和交滑移后，相同滑移面上的異號位錯將相互吸引抵消，位錯密度降低，同號位錯將相互排斥并排列成位錯墻。此時合金發(fā)生動態(tài)回復(fù)，基本消耗掉了加工硬化產(chǎn)生的位錯，位錯由雜亂排列的高能量狀態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)橐?guī)則排列的低能量狀態(tài)，因此，在410 ℃/1 s-1(圖5(b))的組織中可觀察到部分位錯墻與位錯塞積，基體組織中的位錯密度明顯減少。位錯墻的形成是再結(jié)晶的一個重要特征。應(yīng)變速率進一步降低，可在410 ℃/0.1 s-1(圖5(a))組織中觀察到一個由位錯塞積包圍的直徑約0.8 μm初始再結(jié)晶晶粒。工程應(yīng)變量提高至75%后可觀察到一個由位錯墻包圍的直徑約1.9 μm再結(jié)晶晶粒，如圖5(f)所示。綜上認為，低應(yīng)變速率下再結(jié)晶傾向更大，合金的軟化機制為動態(tài)回復(fù)轉(zhuǎn)變?yōu)閯討B(tài)再結(jié)晶，而動態(tài)回復(fù)與再結(jié)晶將降低位錯密度，進而減少塑性變形所需應(yīng)力。

另外，對比圖4中應(yīng)變量為45%和75%的組織中位錯的分布可知，小變形下位錯在基體組織中較為分散。隨工程應(yīng)變量提高至75%，晶粒內(nèi)部的位錯經(jīng)過動態(tài)回復(fù)與動態(tài)再結(jié)晶后基本被消耗了，而晶界存在大量的位錯塞積。高的位錯密度與析出相的釘扎作用將阻礙晶界的遷移，使材料發(fā)生塑性變形所需的應(yīng)力大大增加。因此在真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線中出現(xiàn)明顯的加工硬化階段。

3 結(jié)論

(1)Al-8.9Zn-1.3Mg-0.1Sc-0.1Er-0.1Zr鋁合金的熱變形過程具有正應(yīng)變速率敏感性與負溫度敏感性。析出相Al3(Sc, Er)的釘扎力減小與再結(jié)晶是使流變應(yīng)力減小的原因。

(3)低應(yīng)變速率下發(fā)生動態(tài)軟化的傾向更大，軟化機制為動態(tài)回復(fù)轉(zhuǎn)變?yōu)閯討B(tài)再結(jié)晶。絕熱剪切帶與位錯塞積是導(dǎo)致合金失穩(wěn)的原因。