鑄態(tài)和鍛態(tài)高強(qiáng)鋁合金熱變形組織的演變

王金亮，趙曉東，陳慧琴

（太原科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，太原 030024）

高強(qiáng)鋁合金是航空航天工業(yè)中主要的結(jié)構(gòu)材料。目前世界各國(guó)民用飛機(jī)上鋁合金已占居了結(jié)構(gòu)材料重量的70%～80%，其中大部分為高強(qiáng)鋁合金［1］。隨著現(xiàn)代航空航天工業(yè)的發(fā)展，對(duì)高強(qiáng)鋁合金的強(qiáng)度和綜合性能提出了更高的要求。近些年來(lái)，優(yōu)化合金成分設(shè)計(jì)、超細(xì)化合金組織結(jié)構(gòu)、采用新型的制坯方法、發(fā)展新的成形加工及熱處理制度成為發(fā)展高性能鋁合金的重要方向［2-4］。新型Al-Zn-Mg-Cu高強(qiáng)鋁合金主要應(yīng)用于飛機(jī)重要部件的制造，如制造超厚板材和大型鍛件［5-7］。

近年來(lái)，就7XXX系鋁合金的熱變形進(jìn)行了大量模擬研究，但對(duì)其熱變形行為的研究多集中于其流變應(yīng)力行為、本構(gòu)方程和熱加工后顯微組織等研究［8-10］；而高強(qiáng)鋁合金厚板鍛件的多向鍛造過(guò)程是一個(gè)多火次多工步復(fù)雜的熱力學(xué)過(guò)程。該過(guò)程中，通過(guò)合理的熱變形工序可以有效地消除鑄態(tài)缺陷、細(xì)化晶粒，并使粗大的第二相碎化和彌散化，獲得致密的、均勻的、細(xì)化的鍛態(tài)組織，提高厚板鍛件性能。因此，本文以新型Al-Zn-Mg-Cu鋁合金均勻化退火后鑄錠和預(yù)鍛坯材料為對(duì)象，研究熱變形過(guò)程中粗大的鑄態(tài)枝晶組織逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小均勻的鍛態(tài)組織的演變過(guò)程，為高強(qiáng)鋁合金大型厚板鍛件多向鍛造工藝的相關(guān)基礎(chǔ)研究提供理論和實(shí)驗(yàn)參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為 Al7.6Zn1.5Mg1.75Cu0.12Cr經(jīng)過(guò)均勻化退火后的鑄錠和經(jīng)過(guò)預(yù)鍛后的鍛態(tài)棒料。如圖1所示，該鋁合金鑄錠為晶粒粗大且不均勻的樹枝晶組織；預(yù)鍛態(tài)組織則為經(jīng)高溫變形的晶粒組織。

實(shí)驗(yàn)用試樣為加工成φ8 mm×12 mm的圓柱體試樣。熱壓縮試驗(yàn)在Gleeble-1500 D熱力模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，變形溫度為300℃ ～420℃，應(yīng)變速率0.01 s-1～1s-1，變形程度為 20% ～80%.試驗(yàn)過(guò)程中，試樣兩端墊有石墨紙，以消除接觸面上的摩擦。壓縮后的試樣立即進(jìn)行水淬處理，以保留高溫變形組織。用線切割的方法將變形后的試樣沿縱截面對(duì)半剖開，對(duì)試樣進(jìn)行研磨、拋光和腐蝕。腐蝕液采用混合酸溶液:1%HF+1.5%HCl+2.5%HNO3+ 95%H2O.用ZAISS光學(xué)顯微鏡進(jìn)行組織觀察分析。

圖1 7A85鋁合金鑄錠態(tài)組織（a）和預(yù)鍛態(tài)組織（b）Fig.1 Microstructures in the as-cast（a）and as-forged（b）samples of 7A85 alloy

2 結(jié)果與分析

2.1 鑄態(tài)試樣熱變形組織的演變

有關(guān)鑄態(tài)組織熱變形演變機(jī)理和規(guī)律的研究較少。文獻(xiàn)［11］研究了鑄態(tài)新型Al-Zn-Mg-Cu高強(qiáng)合金熱壓縮變形組織的演變規(guī)律，認(rèn)為熱變形時(shí)隨著原始鑄態(tài)晶粒的變形拉長(zhǎng)，晶粒內(nèi)部的枝晶界逐漸變得模糊，直至消失。在變形溫度在350℃ ～420℃，應(yīng)變速率0.1 s-1時(shí)，壓縮變形程度達(dá)到60%，原始鑄態(tài)枝晶組織完全轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆虻腻憫B(tài)組織。文獻(xiàn)［12-13］采用壓縮實(shí)驗(yàn)研究了具有較低層錯(cuò)能的鑄態(tài)316 L和317 L在多工序開坯鍛造高溫（1000℃ ～1150℃）高應(yīng)變（1 s-1）條件下的熱變形行為和組織演變機(jī)理。研究表明，試驗(yàn)條件下，316 L的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈加工硬化型，而317 L的壓縮流變應(yīng)力基本沒(méi)有硬化；兩種材料中都沒(méi)有觀察到動(dòng)態(tài)再結(jié)晶；但觀察到發(fā)生了靜態(tài)再結(jié)晶，且靜態(tài)再結(jié)晶過(guò)程比鍛態(tài)組織的靜態(tài)再結(jié)晶過(guò)程慢。國(guó)內(nèi)中科院［14］采用熱壓縮實(shí)驗(yàn)研究了鑄態(tài)18-8型奧氏體不銹鋼的熱變形行為，通過(guò)比較鑄態(tài)與鍛態(tài)奧氏體不銹鋼的熱變形，發(fā)現(xiàn)相同熱變形條件下，由于鑄態(tài)組織中的晶粒比較粗大，在熱變形時(shí)不易發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

新型Al-Zn-Mg-Cu鋁合金鑄態(tài)試樣在不同溫度、應(yīng)變速率和壓縮變形程度條件下的變形組織如圖2所示。可以看出，與初始鑄態(tài)組織相比，在高溫和壓縮作用下，晶粒變形的同時(shí)晶內(nèi)枝晶晶界區(qū)域逐漸變窄趨于消失。但是由于變形條件的不同，原始鑄態(tài)組織處于不同的變形轉(zhuǎn)變過(guò)程中，高溫低應(yīng)變速率條件下（圖2d），有利于擴(kuò)散的充分進(jìn)行，變形晶粒晶內(nèi)的枝晶組織基本消失，組織趨于均勻，晶粒平均尺寸在100 μm左右；低溫條件下（圖2c），擴(kuò)散速度較慢，變形晶粒晶內(nèi)基本保持鑄態(tài)枝晶組織特征。比較相同溫度和應(yīng)變速率條件下，變形程度對(duì)鑄態(tài)試樣組織演變的影響（圖2a，圖2b），可以看出，隨著變形程度的增大，晶粒平均尺寸在150 μm左右的原始鑄態(tài)晶粒繼續(xù)沿變形方向逐漸拉長(zhǎng)，拉長(zhǎng)晶粒垂直于拉長(zhǎng)方向的厚度尺寸達(dá)到38 μm，晶內(nèi)枝晶晶界變得更加模糊不清，趨于消失，組織更加均勻。以上分析表明，新型Al-Zn-Mg-Cu鋁合金鑄態(tài)試樣熱變形過(guò)程中組織演變包括晶粒組織的變形演變和晶內(nèi)組織的變形演變兩部分，即一方面初始鑄態(tài)晶粒作為一個(gè)整體在壓縮作用下變形拉長(zhǎng)，同時(shí)晶內(nèi)枝晶組織在高溫壓縮擴(kuò)散的作用下逐漸趨于均勻，晶內(nèi)枝晶隨著晶粒的變形轉(zhuǎn)動(dòng)，各枝晶取向趨于一致，枝晶界逐漸消失。

鋁合金具有較高的層錯(cuò)能，熱變形過(guò)程中組織演變的機(jī)理主要是動(dòng)態(tài)回復(fù)。但是在適當(dāng)?shù)淖冃螠囟群蛻?yīng)變速率條件下，當(dāng)變形程度足夠大時(shí)，將發(fā)生McQueen定義的大應(yīng)變條件下的幾何動(dòng)態(tài)再結(jié)晶［15］。幾何動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程中，原始晶界在動(dòng)態(tài)回復(fù)過(guò)程中演變?yōu)殇忼X形或波浪狀，且波浪狀晶界的凸凹形狀和大小接近于亞晶；當(dāng)應(yīng)變非常大時(shí)，原始晶粒被壓扁。由于高溫變形過(guò)程中形成的亞晶尺寸與應(yīng)變無(wú)關(guān)，所以，大角度晶界分?jǐn)?shù)隨著應(yīng)變的增大而增大，最終使波浪狀的原始晶界的凸凹尺寸接近于晶粒的厚度，發(fā)生晶界釘扎作用，導(dǎo)致細(xì)小等軸晶粒的產(chǎn)生，其尺寸與亞晶的尺寸相當(dāng)。

圖3為新型Al-Zn-Mg-Cu鋁合金鑄態(tài)試樣壓縮程度達(dá)到80%時(shí)組織。如圖3a所示，原始晶粒沿變形方向拉長(zhǎng)的程度極大，晶粒垂直于拉長(zhǎng)方向的厚度尺寸范圍為10 μm～40 μm不等，沿壓縮方向原始晶粒被劇烈壓扁，部分原始晶粒基本轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的再結(jié)晶晶粒組織。如圖3a中再結(jié)晶晶粒在5 μm左右。但圖3b中較高溫度和較低應(yīng)變速率變形的組織中再結(jié)晶新晶粒較少，變形組織基本為加工化或動(dòng)態(tài)回復(fù)組織形態(tài)。

圖2 鑄態(tài)試樣變形組織Fig.2 The deformed microstructures of as-cast samples

圖3 鑄態(tài)試樣壓縮變形程度80%時(shí)的組織Fig.3 The deformed microstructures of as-cast samples at 80%reductions

圖4所示為較低溫度和較快應(yīng)變速率條件下變形組織。比較圖4可以看出，在330℃條件下變形50%的組織中已觀察不到原始的鑄態(tài)枝晶組織特征，成分比較均勻。觀察晶粒組織的大小和分布，可以看到類似層錯(cuò)能較低金屬的熱變形動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征，即沿初始晶粒周圍分布有尺寸較小的新晶粒組織。但是與層錯(cuò)能較低金屬的典型的熱變形動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒分布的不同之處在于，新晶粒大小和分?jǐn)?shù)基本不隨著應(yīng)變速率的變化而變化，且分布很不均勻。結(jié)合初始鑄態(tài)組織特征，分析該變形組織特征認(rèn)為，位于初始晶粒邊界類似于再結(jié)晶新晶粒的組織由靠近鑄態(tài)晶粒晶界的枝晶在熱壓縮變形的同時(shí)，發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)，逐步轉(zhuǎn)變?yōu)槌煞志鶆虻男戮Я?；而粗大的鑄態(tài)晶粒內(nèi)部枝晶則通過(guò)熱壓縮逐步轉(zhuǎn)變?yōu)槌煞志鶆蚯易冃卫L(zhǎng)的晶粒組織；由于變形溫度較低，即使壓縮變形量很大（圖4d），也觀察不到再結(jié)晶新晶粒產(chǎn)生。

2.2 預(yù)鍛態(tài)試樣熱變形組織的演變

圖4 鑄態(tài)試樣變形組織Fig.4 The deformed microstructures of as-cast samples

圖5 420℃，0.01 s-1預(yù)鍛態(tài)試樣變形組織Fig.5 The deformed microstructures of as-forged samples at 420 ℃，0.01 s-1

圖6 420℃，50%預(yù)鍛態(tài)試樣變形組織Fig.6 The deformed microstructures of as-forged samples at 420 ℃，50%

圖5所示為經(jīng)過(guò)預(yù)鍛后的材料在420℃高溫條件下，應(yīng)變速率為0.01 s-1，不同變形程度的熱壓縮變形組織示意圖。壓縮變形程度20%時(shí)（圖4a）時(shí)，由于變形程度較小，晶粒組織還較為粗大，呈較小程度拉長(zhǎng)狀態(tài)，晶粒沿著壓縮方向的尺寸約在80 μm左右，且不均勻；隨著壓縮變形程度的增大（圖4b），晶粒逐漸趨于細(xì)化，尺寸為5 μm～10 μm范圍內(nèi)的較小晶粒逐漸增多。當(dāng)壓縮變形程度達(dá)到60%時(shí)，晶粒尺寸逐漸減小，尺寸較小的晶粒的比例逐漸增大，大部分晶粒基本均得到細(xì)化；當(dāng)壓縮變形程度達(dá)到80%時(shí)，晶粒組織完全得到細(xì)化，平均尺寸約為5 μm左右；組織為細(xì)小均勻的再結(jié)晶組織。

圖6為420℃、50%預(yù)鍛態(tài)試樣變形組織特征?？梢钥闯?，雖然再結(jié)晶分?jǐn)?shù)較小，但是熱變形晶粒組織隨著應(yīng)變速率的變化規(guī)律符合典型的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒組織特征，即相同變形溫度和變形程度條件下，隨著應(yīng)變速率的增大，再結(jié)晶進(jìn)程減慢，再結(jié)晶分?jǐn)?shù)減小，再結(jié)晶晶粒減小，晶粒組織的均勻化程度減小。

比較分析新型Al-Zn-Mg-Cu鋁合金鑄態(tài)試樣和預(yù)鍛態(tài)試樣熱變形組織的演變過(guò)程，可以得出，鑄態(tài)組織和預(yù)鍛態(tài)組織熱變形演變有所不同。高溫低應(yīng)變速率條件下，鑄態(tài)組織熱變形過(guò)程中組織的演變分為兩個(gè)階段進(jìn)行。第一階段組織演變包括晶粒組織的變形演變和晶內(nèi)組織的變形演變兩部分，即一方面原始鑄態(tài)晶粒作為一個(gè)整體在壓縮變形作用下變形拉長(zhǎng)，同時(shí)晶內(nèi)枝晶組織在高溫壓縮擴(kuò)散的作用下逐漸趨于均勻，高溫下晶內(nèi)枝晶隨著晶粒的變形轉(zhuǎn)動(dòng)，各枝晶取向趨于一致，枝晶界逐漸消失，組織轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆虻淖冃尉Я＝M織。第二階段組織的演變?yōu)樵谝呀?jīng)轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆蚶L(zhǎng)的變形晶粒基礎(chǔ)上繼續(xù)變形，沿壓縮方向原始晶粒被劇烈壓扁，組織發(fā)生幾何動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，晶粒得到一定程度的細(xì)化。預(yù)鍛態(tài)組織在熱變形過(guò)程中則是晶粒組織逐漸細(xì)化和均勻化的過(guò)程。相同變形條件下，鑄態(tài)組織和預(yù)鍛態(tài)組織熱變形晶粒尺寸的細(xì)化程度基本相同，但是由于預(yù)鍛態(tài)試樣在熱變形前經(jīng)過(guò)一定熱加工，內(nèi)部存儲(chǔ)了一定變形能，位錯(cuò)密度較高，預(yù)鍛態(tài)組織熱變形晶粒細(xì)化的均勻化程度更高。在高強(qiáng)鋁合金厚板多向鍛造工藝中，應(yīng)根據(jù)鑄鍛態(tài)熱變形組織演變機(jī)理和規(guī)律合理設(shè)計(jì)多向鍛造工序，獲得細(xì)勻化的晶粒組織，以提高厚板鍛件質(zhì)量。

3 結(jié)論

（1）高溫低應(yīng)變速率條件下，新型Al-Zn-Mg-Cu鑄態(tài)組織熱變形過(guò)程中組織的演變分為兩個(gè)階段進(jìn)行。第一階段組織演變包括晶粒組織的變形演變和晶內(nèi)組織的變形演變兩部分，即一方面原始鑄態(tài)晶粒作為一個(gè)整體在壓縮變形作用下變形拉長(zhǎng)，同時(shí)晶內(nèi)枝晶組織在高溫壓縮擴(kuò)散的作用下逐漸趨于均勻，高溫下晶內(nèi)枝晶隨著晶粒的變形轉(zhuǎn)動(dòng)，各枝晶取向趨于一致，枝晶界逐漸消失，組織轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆虻淖冃尉Я＝M織。第二階段組織的演變?yōu)樵谝呀?jīng)轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆蚶L(zhǎng)的變形晶?；A(chǔ)上繼續(xù)變形，沿壓縮方向原始晶粒被劇烈壓扁，組織發(fā)生幾何動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，晶粒得到一定程度的細(xì)化。

（2）低溫高應(yīng)變速率條件下，新型Al-Zn-Mg-Cu靠近鑄態(tài)晶粒晶界的枝晶在熱壓縮變形的同時(shí)，發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)，逐步轉(zhuǎn)變?yōu)槌煞志鶆虺叽巛^小的新晶粒；鑄態(tài)晶粒內(nèi)部枝晶則通過(guò)熱壓縮逐步轉(zhuǎn)變?yōu)槌煞志鶆蚯易冃卫L(zhǎng)的晶粒組織；且由于溫度較低，即使壓縮變形量很大，也觀察不到再結(jié)晶新晶粒產(chǎn)生。

（3）預(yù)鍛態(tài)新型Al-Zn-Mg-Cu試樣壓縮過(guò)程中，適當(dāng)?shù)臏囟群蛻?yīng)變速率條件下即可發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成細(xì)小均勻的再結(jié)晶新晶粒。

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