（材料加工工程专业论文）7075铝合金控制轧制过程的实验模拟.pdf

摘要 本文在g 1 e e b l e 一1 5 0 0 热模拟实验机上，采取多道次简单压缩方法较系统 地模拟了7 0 7 5 铝合金控制轧制新工艺。并运用金相、电镜观察及硬度测试等 手段，对变形试样的组织和力学性能进行了检测和分析。此外，还对7 0 7 5 铝 合金热压缩变形条件下的流变应力进行了研究。结果表明： 1 ) 7 0 7 5 铝合金在高温热变形过程中的流变应力强烈的取决于应变速率和变形 温度，流变应力随变形温度的升高和变形速率的降低而减小，可用 z e n e r h o l l o m o n 参数的指数形式来描述其流变应力行为。 2 ) 7 0 7 5 铝合金在按本文的多道次高温高速率变形条件下发生了连续动态再结 晶，高应变速率有利于激发7 0 7 5 铝合金发生动态再结晶； 3 ) 7 0 7 5 铝合金在热变形后保温的高温析出相对合金的力学性能没有明显的强 化作用，并有可能使硬度降低；热变形后经固溶时效处理的合金硬度明显升 高，而且最后道次变形温度 3 4 0 时经固溶时效处理后得到的强化相n 更弥散稳定，从而硬度更高。作为多道次控制轧制的实验模拟，本文认为将 7 0 7 5 铝合金热轧的终轧温度控制在3 4 0 以上对合金最终的组织性能是有 利的。 4 ) 7 0 7 5 铝合金在多道次热变形过程软化率随道次保温时间的延长和保温温度 的升高而增加。变形速率和变形量或累积变形量对道次间软化率有显著的影 响，在较高的变形速率( 本文为1 0 5 2 6 8 s 。1 ) 和变形量情况下，即使很短 的间隔保温时间也能使合金得到较大程度的软化。合金试样的软化率随道次 增加而增加，且增加的速度逐步升高。 通过以上实验和分析，探索了控制轧制工艺用于7 0 7 5 铝合金热加工的可行 性，研究了该工艺变形下材料的变形组织、流变应力、和硬度变化特点，丰富了 控制轧制理论，为控制轧制新工艺在有色合金加工中的应用，特别是为高强铝合 金控制轧制技术的研究和开发提供了一定的参考和实验资料。 关键词：7 0 7 5 铝合金，控制轧制，动态再结晶，软化率，流变应力 a b s t r a c t c o n t r o l r 0 1 l i n gp r o c e s sw a ss y s t e m a t i c a l l y t e s t e do ng 1 e e b i e 一1 5 0 0t h e m l a l m e c h a n i c a im a c h i n et h r o u g has e r i e so fm u l t i p a s sh o tc o m p r e s s i o nt e s t s t h e m i c r o s t r u c t u r ea i l dm e c h a i l i c a lp r o p e r t i e sw e r ea n a l y z e db yo b s e r v a t i o no fo ma n d t e m ，a n db ym e a s u r e m e n t o f h a r d n e s so f d e f o n n e ds 锄p l e s ，a 丘e r w a r d s ，t h ec u r v eo f f l o ws t r e s so f7 0 7 5a l u m i n u ma l l o yd u r i n gc o m p r e s s i o nw a ss t u d i e d t h er e s u l t sa r e s h o 、1 1a sf o l l o w i n g ： 1 ) n l en o ws t r e s si sc o n t r o l l e d b y b o t hs t r a i nr a t ea n d d e f o h n i n g t e m p e r a t u r e ，m e f l o ws t r e s sd e c r e a s e sw i t ht h ei n c r e a s eo ft e m p e r a t u r e ，w h i l e i n c r e a s e sw i t ht h ei n c r e a s e sw i t hs t r a i nr a t e t h en o ws t r e s so f7 0 7 5a l u m i n u ma l l o y c a nb ep r e s e n t e db yt h ez e n e r - h o l l o m o np a r 锄e t e ri ne x p o n e n t i a lf o m l 2 ) t h ec o n t i n u o u s d y n a m i cr e c r y s t a l l i z a t i o n ( c d r ) p h e n o m e n a w a so b s e r v e d d u r i n gm u l t i - p a s sh o tc o m p r e s s i o no f 7 0 7 5a l u r n i n u ma l l o y a 1 1 dt h eh i g hs t r a i nr a t e w a s m o u 曲t t oc a u s et l l ed y n 枷c r e c r y s t a l l i z a t i o n 3 ) t h e r ei sn oo b v i o u sh a r d e n i n ge 肫c t so f t h es t a b l ep h a s e n p r e c i p i t a t e di n ah i 曲t e i n p e r a t u r ew h i c hi si n s t e a dg e n e r a l l ya s s o c i a t e dw i l ht i l ed e c r e a s eo ft h e h a r d n e s so f a l l o yd l m n g t l l ep r o c e s so f m u l t i p a s sh o tc o m p r e s s i o n ；a 丘e rat r e a n n e n t o fs o l u t i o na n da g e i n g ，t h eh a r d n e s so fd e f b 珊e ds m p l e o b v i o u s l yi n c r e a s e d ，a n da m o r es t a b l ea n dd i s p e r s e dl l a r d e n i n g p h a s e n a n dt h u sal a r g e rh a r d n e s sw e r e o b t a i n e dw h e nt l l ed e f o m a t i o n t e m p e r a t l l r eo f f i n a lp a s si sh 蟾ht h a n3 4 0 4 ) a no b v i o u sd r o pi nt l l en o w s t r e s sw a so b s e n r e da n e rt h ei n t e r v a l d u r i n g m u l t i p a s sd e f 0 咖a t i o n ，m es o 触“n gf h c t i o n ( f s )i n c r e a s e da s l eh o l d i n gt i m e p r o l o n g e da 1 1 dt h et e m p e r a t i l r eo f d e f o n n a t i o ni n c r e a s e d s t m i nr a t ea n dc u m u l a t i v e s t r a i nh a sa no b v i o u se 行e c to nm es 0 舭n i n gf r a c t i o n e v e nt h eh o l d i n gt e m p e r a t u r e w a sl o wa n dn l eh 0 1 d i n gt i m e 、硼ss h o r t ，ah j g hs o f t e n i n gf r a c t i o nc a nb eo b t a i n e di n t h ec o n d i t i o n o f h i g h s t r a i nr a t ea n ds t m i n s k e yw o r d s ： 7 0 7 5a l 啪i n u m a l l o y c o n t r o im l i i n 岛d y n 锄i cr e c r y s t a l l i z a t i o n ， s o n e n i n g 最a c t i o n ，n o w s t r e s s i i 第一章文献综述 第一章文献综述 1 。1 铝合金热轧显微组织演变规律 1 1 1 热轧变形过程的动态回复和动态再结晶 1 ) 动态回复 铝是一种高层错能的金属，在热轧变形过程中极易形成多边化的亚晶结构， 发生动态回复。这种多边化亚组织的形成与位错攀移和空位迁移有关，在应变 硬化的初始阶段位错以规则的缠结及亚晶界的形式聚集，且与冷加工或温加工 不同，在热加工中形成稳定的等轴亚晶粒，并且通过稳态形变( 温度，应变速 度，应力均不变) 保持下来，亚晶粒尺寸及位错密度不发生变化_ 。这种亚 结构的尺寸受到变形温度和应变速率的影响。随变形温度或应变速率的降低，稳 念亚晶粒变的更大更完善，这是因为在高温和低应变速率时，位错易于发生交滑 移与攀移，致使位错增值速度降低，亚结构增大，亚结构内部和边界的位错密度 相应的很低，且排列整齐。亚晶粒直径d s 按照下式随应变速率6 和温度t ( k ) 变化 4 ： d s = g + f l o g z z = 毫e x p ( h ，r t ) 式中g 和f ，r 是气体常数，h 为动态回复的激活能。 动态回复机制主要有：( 1 ) 刃型位错攀移；( 2 ) 滑动螺型位错上刃型割 阶的非守衡运动；( 3 ) 被点缺陷钉扎的位错脱钉及三维位错网络的脱缠； ( 4 ) 螺型位错的交滑移等。动态回复现象在其应力应变曲线上表现为两个阶段： 过渡变形阶段和稳态变形阶段。如图l 一1 所示，在过渡变形阶段由于交滑移为 主的软化机制引起的软化不足以补偿位错密度增加带来的硬化，因此应力值逐 渐增加。随应变量的增加，位错的攀移等其它软化机制将逐渐参与软化过程， 软化和应变硬化的矛盾向低硬化指数方向发展，应力应变曲线趋于平缓，当软 化和硬化达到平衡时，变形就进入了稳态变形阶段【6 。 亚结构是铝合金热轧过程发生回复的主要组织形态n _ 83 ，且随着变形程度 第一章文献综述 的增加，晶粒沿轧制方向拉长，具有低位相差的等轴亚晶粒在拉长晶粒内生成， 并保持一种稳定的亚结构。在热轧情况下亚结构易于形成，其尺寸大小随着轧 制道次的增加而减小呻叫伽，这种亚结构在后续道次的等轴性更高，且亚品粒内 存在微胞，尤其在变形温度较高的初始阶段。在轧制开始的前几道次，亚晶粒 尺寸大小从轧件中心到表层有较大变化，这一方面是由于外摩擦的作用，轧件 表层产生附加剪切变形：另一方面是由于沿高度方向的温度梯度的存在，产生 变形不均匀，轧件中心承受相对较小的变形，随着道次的增加，这种不均匀性 逐渐减小。 2 ) 动态再结晶 动态再结晶( d r x ) 是一种快速形核和有限长大的过程，旦再结晶晶核形 成，晶核长大随着进行，因此，再结晶过程主要受形核控制。动态再结晶的主 要组织特征是形成了较稳定的大角度三角晶界，晶粒内仍存在着许多位错亚结 构，在一定的应变速率下，随着变形温度升高，再结晶晶粒尺寸增大，晶内的 位错亚结构也随之增大，形成更等轴的再结晶晶粒。 动态再结晶在宏观上的应力应变曲线表现为里波浪形起伏状，流变应力随 应变增加到出现一峰值后逐渐减小而进入稳态值，如图1 1 所示【6 l ot u k us a k a i 认为动态再结晶所引起的应力应变曲线的单峰或多峰是由动态再结晶的起始晶 粒直径d o 与稳定动态再结晶晶粒直径d 。的比值以及二相粒子的性质所决定的。 在动态再结晶的过程中位错亚结构可以分为三个阶段：( 1 ) d i 的形核：( 2 ) 包含位错密度梯度的连续再结晶晶核的长大；( 3 ) 形成含有均一亚结构的稳 定的动态再结晶晶粒。 与中低层错能的金属相比，高层错能的铝合金在热变形过程中动态回复机 制占据了主导地位，而且一般认为动态再结晶由于很高的动态回复率而几乎得 到完全的抑制。到目前为止，仅有纯铝和少量的铝合金有报道称在热变形过程 中发生了动态再结晶f 1 2 - m 】。针对铝合金动态再结晶的微观组织变化提出了三种 机制：1 ) 不连续动态再结晶( d d r x ) ，即通常意义上的动态再结晶，包括形核 和晶粒长大的过程。2 ) 连续动态再结晶( c d r x ) ，即小角度晶界的亚晶粒由于 位错在晶界处的不断塞积而直接转变为大角度晶界的晶粒。3 ) 几何动态再结晶， 第一章文献综述 即新晶粒直接从原始晶粒中分裂出来的过程。这种机制最早由m c q u e e n 等人提 出来，他们在研究商业纯铝和a 1 5 m g 合金过程中发现，晶粒随变形的增加而拉 长，且拉长晶粒的晶界出现锯齿状，变形增加，锯齿状进一步深入晶粒内部从 而形成晶粒【l5 1 。但从严格意义上说后两种机制应属于动态回复的范畴。一般的 纯铝和铝合金动态再结晶的机制为后两种，只有纯度很高的纯铝才出现不连续 动态再结晶( d d r x ) 。在应力应变曲线上不连续动态再结晶表现为锯齿形的波 动，而对连续动态再结晶和几何动态再结晶仅有单个峰值的出现。到目前为止， 仅有报道称纯铝在热变形过程中由于发生了不连续动态再结晶而出现锯齿形的 波动m 。 王 j r 剞 ( a ) 郎 口 杂 督 一l 什。互 7 1 、i j 未再结盛开始 。 纠。，八。 ； 。- 应变一 ( b ) 图1 一l 动态回复( a ) 和动态再结晶( b ) 发生时的应力应变曲线m 1 1 2 热轧道次间的静态回复与静态再结晶 在热连轧道次之间发生的是静态回复和静态再结晶，在一定程度上消除了热 轧阶段的加工硬化组织，使铝合金组织达到稳定状态。静态回复是以多余位错的 消失及位错以胞壁形式重新排列而开始的。在此阶段，少量变形即可使亚组织恢 复到加工状态1 2 5 】。这种效应在恒定温度短时中断而分步进行的热变形表现的较为 明显，r a p e t k o v i c 在比较这种在恒定温度短时中断而分步进行的热变形流变应 力曲线与相同温度下连续进行的热变形的流变应力曲线时发现，由于静态回复的 作用，前者的屈服应力在重新加载时比后者的低，但其流变曲线很快就与后者的 流变曲线重合了1 6 9 l 。热加工后，在温度一直降低到空穴不在能迁移之前的整个期 第一章史献综述 问，几乎总是进行着静态回复。由于铝合金在热加工阶段发生的动态回复，在其 后的静态回复仅局限于亚晶粒内的位错相消，且中等的冷却速度就能阻止静态再 结晶的发生1 7 0 7 ”。 由于在热轧阶段的动态回复消耗了变形储能在其后的静态再结晶而比冷加工 后的合金更难发生。但如果材料的热变形温度较高，变形量较大，发生静态再结 晶的可能性仍很大。b k p a r k 认为为了使7 4 7 5 合金在热轧后形成细小的比较等 轴的再结晶晶粒，在2 6 0 时压下量至少应为7 5 1 2 5 j 。一般来说，前一道次的应 变，z 值及停留阶段的温度越高，静态再结晶发生的可能性越大，进行的速度越快。 另外，热轧过程中产生的第二相粒子会由于钉扎作用而阻碍静念再结晶的发生( 7 2 1 。 关于铝合金在热轧后的再结晶现象的定性描述有不少，但是关于再结晶组织变化 与热轧变形历史关系的定量描述却不多。t o5 ( 发生5 0 再结晶的时间) 是一种常 用的表示再结晶程度的参数。r a 曲u m a i l 等人采用实验室轧机进行的实验得到了 5 0 5 6 和5 0 8 3 合金的t 05 ( 见表2 ) ( 7 i j 。 表2再结晶发生5 0 的时间方程式f 7 3 】 研究者实验方法合金 - 方程 轧制5 0 5 6 圳t “x p ( 筹r a 曲u t l l ( 实验室 a n轧机) 9 2 1 0 一2 讲5 8 z _ o 3 5 f2 1 2 0 0 0 1 5 0 8 30 0 2 8 6 + i 艇z 。1 面j 平面应变 5 1 8 2 8 捌则旷训”“唧( 筹 m a w e l l s 坨5 圳鼍。唧( 署 5 0 5 2 4 第一章文献综述 1 2 控制轧制工艺特点 1 2 1 控制轧制基本概念 控制轧制是首先在钢铁加工领域开发和应用的一项先进的轧制技术。它是 在热轧过程中通过对金属的加热温度、变形制度和温度制度的控制，使塑性变 形和固态相变相结合，以获得细小晶粒组织，使材料具有优异的综合力学性能 的轧制新工艺。但过去只是简单的理解为低温轧制，是指在比常规轧制温度稍 低的条件下，采用强化压下和控制冷却等工艺措施；来提高热轧钢材的强度和 韧性等综合性能的一种轧制方法。而现在更广义为从轧前的加热至最终轧制道 次结束的实行最佳控制，包括动态回复、动态再结晶、第二相析出和长大等过 程的精确控制，以获得预期良好性能的轧制方法o 2 。 控制轧制工艺是一项降耗节能、简化工艺的先进工艺，近年来作为热轧新 技术越来越被人们所重视，研究也越来越越深入。由于目前该技术仍主要用于 结构合金的生产上，且比较成熟，因此，下文对其工艺特点作一简要概述，以 便能更好的用于有色合金的生产中。 1 2 2 控制轧制工艺特点 控制轧制i 艺是在保证产品成形的基础上，根据产品性能要求而制定的。 因此控制轧制工艺与一般的热轧工艺有所不同，其主要区别瞳们： 1 ) ，控制加热温度 即控制开轧前初始加热温度。该温度一般是根据某成分合金的固溶温度 线确定的。一般而言，该温度必须高于固溶温度，以保证在轧制前合金成分和 晶粒大小的均匀分布。但也不可过高，否则易出现过热过烧现象，晶粒过分长 大，即使经加工变形后晶粒也难以细化。 2 )控制轧制温度 轧制过程中，温度变化是很重要的一个工艺参数，直接影响到变形组织、 位错亚结构、第二相析出速度、析出物大小和形状以及后来的转变。在控制轧 制中，轧制变形温度因所采用的控制轧制类型而异。对可形变热处理台金而言， 温降速度慢，或终轧温度高，第二相析出速度快，但发生回复和再结晶的倾向 第一章文献综述 也增加，反之亦然。 3 )控制变形程度 变形程度的大小影响变形材料的晶体组织，几晶粒大小、位错和亚结构的 多少。变形程度大。变形程度增大，变形储能增加，组织转交的动力增大，同 时，变形程度大，晶粒逐渐细化，最终得到充分细小的变形晶粒。般而言， 在相同的总变形量和轧制间歇前提下，道次少而变形量大的轧制工艺比道次多 而变形量小的轧制工艺更有利于晶粒细化。 4 ) 控制道次间的停留时间 变形过程组织的演变不仅与变形产生的位错所提供的储能有关，还与转变 时间有关。对于析出强化型合金而言，轧后停顿时间长，会使合金在高温下易 于发生回复，甚至再结晶，从而不利于第二楣粒子的析出。因此，各道次之脚 的停顿时间都不宜过长，以保证得到理想的变形组织。 1 3 7 0 7 5 铝合金的物理冶金特性 7 0 7 5 铝合金属于a 卜z n m g c u 系，是种典型的可热处理强化合金，7 0 7 5 铝合金成分如下表所示： 表卜i7 0 7 5 台金的化学成分( ) ( 3 2 1 3 1 7 0 7 5 铝合金的热加工特性 7 0 7 5 铝合金由于其良好的热加工性能及很高的比强度和比剐度，成为种 很重要的工程结构材料，并被广泛的应用于航天舷窆事业。w ，l ，f i n k 等人嘲采 用俺j 断式淬火的方法( i n t e r r u p t e dq u e n c h i n gt e s t ) 得到了7 0 7 5 铝合金的t t p 图( 温度一时间一力学性能) ，如图l z 所示。 6 第一章文献综述 形 二：= 二一 i5 。“j r ： 一叁、心、 e j；l 4 i 1 、慕t 、寒； 一| y 1 e i d & m n l h t i m t 髓曲n d 图卜27 0 7 5 铝合金的t t p 图( 温度一时间一力学性能) 【2 3 这种c 型的曲线可解释如下：在固溶温度区，可溶的合金元素几乎都溶入 固溶体中，在后续的人工时效过程中强化相充分析出，从而达到最大应力值： 当保温温度略有下降对，固溶体出现轻微的过饱和状态，由于这种过饱和状态 很小，材料达到平衡状态的速度很慢，且由于固溶体中的合金元素仍足够能使 材料处于最大的性能，故材料的应力下降很小；随着温度的继续降低，过饱和 程度增加，材料达到平衡态的速度加快，故在该温度下保留较短时间即可使材 料的应力值下降很多：当保温温度继续下降，虽然此时过饱和程度很高，但由 于材料的扩散速度很慢，故析出的开始和进行都很慢，所以材料在该温度下保 温很长时间，性能仍损失不大；t a k us a k a i 等人【2 4 j 在研究7 0 7 5 铝合金的高温 压缩变形时发现，材料的流变应力随着应变速率的增加可分为三个区域，分别 受三种不同的变形机理所控制：在流变应力超过3 0 m p 的i 区，流变应力主要受 到位错的拖拽作用的机理控制；当流变应力处予1 5 m p 至3 0 m p 的j i 区，在高应 变速率情况下材料出现了明显的软化现象，控制该区流变应力的主要位错机制 被认为是位错相对与粒子的攀越运动( c l i m b b y p a s sm o t i o n ) ：在流变应力小 于1 5 m p 的i i i 区，应力软化更加明显，晶界滑移出现的频率很高。他们认为在i i 、 i i i 区出现应力软化现象是由于薄饼状晶粒的层叠和晶界滑移引起的：文献( 2 6 ) 对7 0 7 5 铝台金的高温冲击变形过程( 应变速率在1 0 3 至5 1 0 3 s “) 中流变应力 及其微观组织的变化进行了研究，结果发现应力应变关系对变形速率和变形温 度很敏感，微观组织观察发现开始的粗大晶粒由于动态再结晶的作用而变得细 第一章文献综述 小，第二相粒子由于变形温度和速率的提高而变得粗大2 引。 1 3 2a 卜z n m g c u 系合金的固溶时效特性 1 ) a 卜z n m g c u 系合金平衡相图 图卜3 表示a 卜z n m g c u 系合金铝角各单相区的分布范围，在底面 a 卜c u m g 面上分布有：a ( a 1 ) ，o ( c u a lz ) ，s ( a l 。c u m g ) ，z ( a 1 。c u ：m g 。) ，n ( a l c u m g ) 和t ( a l 。c u m g 。) 相。 o ( c u a l ：) 相能溶解1 5 2 0 的z n ，很少或几乎不能溶解镁；它存在于 a l z n c u 面的很小的区域里。s 相位于底面a 卜c u m g 面上的很小的区域内，它只 能溶解很少或几乎不能溶解z n 。s 相的成分为a l ：c u m g 。z 。相能产生z 。 固溶相并向m g z n 二元系中的m g z n ；发展。但由于m g z n 。在4 6 0 已溶解，故事 实上z 。，如相不可能一直发展到m g z n s 相。m 。形成细管状一直发展到两相区的 m g z n ：，它是介于二元相m g z n ：和三元相a l c u m g 之间的固溶体，即n 相。t 相与 三元系a 卜c u m g 中的t 相( a l 。c u m 自) 是同晶型的。图l 一4 为a 卜z n m g c u 系 合金铝角在4 6 0 的等温截面，在含4 锌的合金中，各相区按以下顺序分布为： a + c ( c u a l2 ) ，a + o( c u a l2 ) + s ( a 12 c u m 电) ，a + s ( a l ：c u m g ) ，a + s ( a l2 c u m g ) + t ( a le c u m 勖) ，a + t ( a le c u m g t ) 及a + t ( a l 。c u m g 一) + 液相。当锌含量从4 o 增加到 6 o 时，a + t 相区扩大而a + s 相区相对缩小，还出现z ( m g ：z n ，) 相，因而在a + o 区域与a + s 区域之间出现新相区：a + o + z 、a + z 和a + z + s 。当锌含量增加到8 时，a + t 区域进一步扩展和a + s 区域缩小。a + z 区域扩大。 2 ) a l z n m g c u 系合金的析出硬化过程 7 x x x 系列铝合金经热处理后可得到很高的强度，这种高强度是由过饱和 固溶体中析出的细小析出相所引起的。长期以来，人们对a 卜z n m g c u 系合 金的固溶时效过程的微观组织变化进行了深入的研究。其时效过程的脱溶序 列可概括为【2 8 3 0 l ： a + g p ( i ，i i ) a + r i 今d + n n + t 今o + t 第一章文献综述 7 0 7 5 a ia | | o y c u 图卜3a 1 一z n m g c u 系合金平衡相图【2 7 a 。a a l c k s e e v 掣3 ”对a 1 6 1 z n 一2 4 m g 1 6 c u 合金的研究得到其时效过程的t t t 图，如图卜4 所示，图中清晰的表示出了在各种温度和时间下各析出相的情况， a 区域表示双级时效时第一次时效所对应的时效温度和时问，b 阴影区域表示峰 值应力所对应的时效制度。 图卜4a 卜6 1 z n 一2 4 m g 1 6 c u 合金时效过程的t t t 曲线【3 9 第一章文献综述 球状的g p 区是该系合金从过饱和固溶体中首先析出的相，g p 区通常在低 温情况下( 通常7 5 ) 析出，g r a f 、s c h m a l 2 r i e d 和g e r o l d 的x 射线衍射结果 表明在7 5 至1 5 0 的时效温度范围内也存在弥敖细小的g p 区。现在人们通常 把g p 区可分为两类g p ( i ) 区和g p ( i i ) 区，g p ( i ) 通常可在一个较宽的温度范 围( 从室温到1 5 0 间) 内形成，且与淬火温度无关。g p ( i ) 区与铝基体结构保 持连贯一致，在其基体层上有序地排列着z n 和a 1 m g 元素。g p ( i i ) 区的形成需 要高于4 5 0 的温度淬火，并在高于7 0 的温度时效。g p ( i i ) 区是在“1 1 ) 面 上富锌层，其原子排列在( 1 1 0 ) 方向拉长1 2 8 】。对室温下形成的g p 区的定量测 定表明z n 和m g 的含量为3 0 一3 5 a t ，z n m g 比例接近1 3 。而g p 区中c u 含量 与固溶体c u 含量相当【3 2 1 。 亚稳态的q 相被认为是主要的强化相。n7 相呈六边形格子， a = o 4 9 6 n m ，c = 1 4 0 2 n m 它与铝基体是完全共格或半共格的34 1 。从g p 区向n 相的转变过程是认识该系合金时效强化特性的一个关键，l o r i m e r 和 n i c h o l s o n 在他们的双级时效模型中提出g p 区为n 相的形成提供必要的条 件：而p a s h l e y 等人【3 6 1 指出n 相可直接从稳定的束状组织( 可能是，但不一 定是g p 区) 转变而来；g j o n n e s 和s i m e n s e n 等人 3 7 j 发现在l o o 1 8 0 温度范 围时效n 相可在时效一开始直接析出，而不必经过前期g p 区的形成：l y m a n 和v a n d e rs a n d e f 3 8 1 研究发现在7 0 一1 0 0 间在片状的q 相形成之前有细小的 球状颗粒出现，他们认为是一种间于g p 区和n 相的组织，为有序排列的六边 形区域。 平衡相n 相类似与m g z n ：相，具有六边形晶体结构，a = o 5 2 l n m ，c = o 8 6 0 n m 。 该相的颗粒以各种不同的形状出现，如板状、点状、球状等，并以不同的方向 出现在基体中，与基体是不共格的。n 相的出现和长大会导致合金硬度的降低。 t 相是平衡相t m g 。( a l ，z n ) 。 的亚稳相，它是m g 含量超过2 w t 合金在低温 时效下出现的，该相在高温时效( t 1 8 0 ) 时在快速淬火的情况下也会出现f 3 孙。 1 0 第一章文献综述 1 4 控制轧制工艺的研究方法 1 4 1 材料热加工的实验研究方法 先进的实验手段对于材料的热加工工艺( 包括轧制、挤压、拉拔、锻造) 的研究与优化设计，以及新材料的研制和开发方面起着重要的作用。单轴拉伸、 扭转和压缩是最常用的三种研究材料的热变形行为实验手段”q 3 1 。 拉伸实验常用于模拟拉拔和挤压。它对评价摩擦效应、工模具负荷和寿命、 变形温升效应等也有诸多用途，其断面收缩率则反映了材料在简单应力状态下 的真实高温塑性。但拉伸实验也存在缺点，主要表现在其应变速率范围有一定 的限制，在常规拉伸设备上通常限制在1 0 s 一l o 。s 1 内，只有在特殊拉伸设备 上才可以达到1 0 3 s 。以上；另外，颈缩现象的出现一方面使应力值远低于工业热 加工相应的应变值( 超塑性成型除外) ，另一方面使变形条件与显微组织、性能 之间的关系以及变形和软化机制等的研究难度明显增加。 压缩实验按应变类型可分为轴对称压缩和平面应变压缩，按温度变化情况 可分为等温压缩和非等温压缩。平面应变压缩适用于模拟板材轧制和各向同性 材料的变形。压缩实验存在的主要缺点是外端的影响使流变应力值比实际值偏 高，另外，摩擦条件和侧鼓形状的不确定性和几何软化现象的出现等使其不太 适用于热变形本构关系的研究。非等温压缩对于模拟实际锻造过程最具优势， 但温度场的不确定性给实验和数据的处理带来误差和难度。 扭转实验与拉伸和压缩实验相比的最大优点在于一方面可以在恒应变速率 和大应变范围内变形而不出现失稳，变形时无静水压力，也没有几何软化。故 而被广泛应用于测定大应变条件下的流变应力和成型性。另一方面试样在变形 过程中无明显的形状变化，也不会出现腰鼓和颈缩等不均匀的失稳变形现象。 该方法也有不足之处，主要体现在两方面，即一方面实验数据的处理出于变形 时应力、应变和应变速率沿试样半径方向呈线形变化而变得困难和复杂；另一 方面是由于固定端扭转时需要对试样施加一较小的轴向载荷以平衡由于材料扭 转时织构的发展变化和各相异性的出现而引起试样尺寸的变化，因此试样的应 力状态会变的更加复杂化。 第一章文献综述 1 4 2 控制轧制过程的实验模拟 利用热扭转试验( h o t t o r s i o nt e s t i n g ) 对工业上的多工步控制轧制进行 物理模拟已有近5 0 年的历史。t e g a r t 和s e l l a r s 等人最早对降温轧制工艺进行 了模拟，研究表明同样的道次变形温度和应变速率，在较高温度下通过动态或 静态回复形成具有亚结构的试样，如果控制晶粒不继续长大，能获得比再结晶 组织试样更低的变形抗力和更高的延性【4 3 】。v a u g h a n 进行了完整的板材轧制模 拟，通过对显微组织的研究，证实在同样的终轧温度下板材和扭转试样获得的 亚晶粒结构均具有相近的尺寸大小【4 4 1 。完全有可能设计出一个具有合适的道次 应变、应变速率和再加载前停留对间的2 0 道次轧制工艺。温降主要发生在道次 间停留时间( 6 0 1 s ) ，而很少发生在道次轧制过程中。扭转实验可以模拟每一 轧制道次，但不能模拟轧辊的冷却作用( 只能一道次的平均温降代替) ；而且， 如何处理变形热也是一个难题。实验可以在每一道次的结束时或道次间停留时 间终止，试样的剖面进行显微组织观察。类似轧制过程中截面发生的平面应变， 晶粒沿轴向成螺旋状分布。这种变形与轧制的不同之处在于，主轴相对于工件 是旋转的，同时也没有由于中性点处摩擦力的反向而造成表面剪切力的反向。 因此，热扭转实验不能模拟轧制织构。此外可逆轧机或纵向连轧机任何组合的 工艺制度都能进行模拟，但最后终轧道次的应变速率不能高于5 0 1 0 0 s 。 r o s s a r d 及其合作者为了建立一种连轧工艺，以通过保留片状奥氏体来达到 进一步细化铁素体为目的，对高强低合金钢轧制过程进行了模拟【4 5 46 1 。奥氏体 不锈钢类似于铝合金，由于高固溶原子抑制动态再结晶和静态再结晶，经过1 7 道次当温度从1 2 0 0 降到9 0 0 ，只有在最后1 0 到7 道次的间隔期内发生了静 态回复，从而每道次的平均应力较单道次轧制静态再结晶高出许多，并为此轧 制工艺提出了一种特殊的本构方程1 4 7 1 。 为了便于研究各加工工艺参数的单独作用，模拟实验的轧制工艺参数通常 是理想化的( 譬如任何道次的应交e ，、应变速率e 。和道次间停留时间t 。只有一 个参数变化，而其余均保持不变) 。对铝和a 卜5 m g ( 5 0 0 3 0 0 ) 的模拟按以下 三种方案进行【4 8 】： 第一章文献综述 1 )1 7 道次：e = o 2 3 ，t = 9 0 s ，t = 1 2 ，5 k ，= 1 1 6 s 2 )9 道次：，：o ，4 6 ，t 。= 1 8 0 s ，t ，= 2 5 k ，。= 1 1 6 s 。| 3 )5 道次：= 0 9 2 ，t ，= 3 6 0 s ，t ，= 5 0 k ，。= 1 1 6 s “ 所有工艺，最后道次轧制的变形量均为o 9 2 ，以保证对于每一种工艺，其累计总 变形量为4 6 ，累计轧制时间为1 4 4 0 秒。 对铝合金多道次轧制模拟，最初是a 卜o 6 5 f e 和a 卜o 5 f e o 5 c o 导电材料 【4 9 5 0 1 。同样的采用1 7 、9 和5 道次，e 、t 。也是以几何级数梯增，不同的是t ， 分别为6 0 s 、1 2 0 s 和2 4 0 s ，总变形量为3 4 ，最后道次的道次变形量均为0 2 。结 果是小于o 2 微米的共晶颗粒可使这些合金变得比较稳定，在2 0 0 和3 0 0 ， 其强度比纯铝高出许多，亚晶粒尺寸更小。在温降过程中，软化分数相应地由 较高温度( 大于4 5 0 ，无静态再结晶) 下的7 0 降到3 0 0 时的3 0 。这一结 果与等温过程的多道次轧制是致的。相比等温过程，最后道次的流变应力随 应变增大会降低得更多，分别为：6 6 甜p a ( 1 7 道次) ，6 4i ；f p a ( 9 道次 ，5 4m p 8 ( 5 道次) 。f a r a g 和s e l l 8 r s 在文献【5 l 】中，解释为材料保留了较高温度下低强 度的亚结构组织的“继续软化”( i n h e r i t e ds o f t e n i n g ) 。t e m 的观察结果表明： 低的流变应力与亚晶粒尺寸有关系，这与等温连续轧制实验得到的结论也是一 致的。但纯金属采用同样的轧制工艺制度，并没有证实有这种“继承软化”存 在，意味着a 卜o 6 5 f e 的最终温度并没有降到3 0 0 。 平面应变压缩实验模拟轧制，但轧制道次受到限制。e v a n s 和d u n s t a n 【5 2 l 对纯铝进行了荫道次压缩实验证实在拉长晶内存在亚晶粒，动态再结晶之前已 有超过6 0 的静态再结晶。平面应变压缩可以单独地模拟表面和中心的变形，拉 长晶粒和再结晶晶粒尺寸在两区域内的变化与可以乳后板一致4 ”。h i r s c h 及英 同事对晶粒尺寸为2 5 um 和7 0n 玎1 的a l 一5 m g 一和a l 一1 m n 一1 m g 合金，在应变速 率为0 1 7 0 s “进行o 6 的压缩变形，确立流变应力曲线。用会相法建立各种 应变后的静态回复和静态再结晶动力学与晶粒尺寸定量关系。通过改变预热温 度、终轧温度和终轧温度的冷却速率来改变最终显微组织和织构，模拟三机架 连轧，对每道次变形后组织的观察表明：第一、二道次阃的静态再结晶是极为 重要的，影响着最终晶粒尺寸和织构有关【5 引。 第一章文献综述 1 5 本文目的、任务及采用的技术路线 7 0 7 5 铝合金是a 1 z n m g c u 系合金，是一种典型的时效强化合金，其综合 性能较好，应用也十分广泛。长期以来国内外学者对7 0 7 5 铝合金的固溶时效特 性及形变热处理过程进行了大量而深入的研究，通过制定各种不同的热处理工 艺方案，获得了如t 6 ，t 7 ，t 3 7 1 等各种状态，从而大大提高了7 0 7 5 铝合金的抗 应力腐蚀性、塑性、韧性等各种性能。但文献关于7 0 7 5 生产的前期热加工过程 和高温析出的情况关注的较少。本文结合g l e e b l e l 5 0 0 的高温平面热压缩实验， 通过金相和透射电镜组织的观察，研究了7 0 7 5 铝合金的微观组织，包括亚结构、 位错、析出相等在四道次连续热轧过程中的演变过程。希望通过本文的研究， 可以为我国铝合金，特别是7 0 7 5 铝合金的连续控制轧制工艺的制定和改进提供 有益的参考。 本文主要开展了以下一些研究工作： 1 ) 根据7 0 7 5 铝合金热轧变形特点制定多道次热变形实验方案i 进行单道次、 双道次及多道次简单平面热压缩，得到其在不同变形条件下的真应力真 应变曲线及变形试样。 2 ) 利用从g l e e b l e l 5 0 0 单道次和四道次的应力应变数据，对7 0 7 5 铝合金热 压缩变形过程的流变应力行为进行研究。 3 )利用从g l e e b l e l 5 0 0 两道次和四道次的应力应变数据，采用道次间软化率 f s 研究7 0 7 5 铝合金多道次热压缩变形的道次间软化规律。 4 ) 采用金相和透射电镜对变形组织和变形后热处理组织进行观察以及进行 硬度测量，比较不同变形条件下的变形组织特征，分析变形参数对组织 演变的影响，总结微观组织变化与试样变形过程中的流变应力变化以及 硬度的关系。 根掘以上构想，拟订了本研究工作所采用的工艺技术路线如图1 5 所示。 1 4 第章义献综述 图1 5 研究技术路线作业图 第一章材料技实验方法 第二章材料及实验方法 2 1材料及样品的制备 研究选用的材料来自东北轻合金有限责任公司提供的中1 6 5 m m 7 0 7 5 铝合金铸 锭，其化学成分经测定见表2 一l 。从铸锭中切取小块试样，车削成如图2 l 所示 的由1 0 1 5 m m 的圆柱试样，在圆柱试样的两个端面开出由9 x o 5 的凹槽用于填充 石墨加机油作为压缩变形时的润滑剂。 图2 1 热压缩试样( 单位：m m ) 表2 l7 0 7 5 铝台会化学成分分析结果 l 化学元素 z n m g c uc rm nf es ja l l j ll 1w t 5 3 121 91 3 8o 2 90 0 40 2 1o 1 4r e m 2 2 多道次压缩变形热模拟实验 本文实验是在g 1 e e b l e l 5 0 0 热模拟机上通过一对不锈钢平锤对上述热压缩试样 进行多次连续镦粗来模拟多道次热辄变形的。在多道次控制轧制过程中可控制的 参数有变形量、变形速率、变形温度和道次间停留时间等，本文主要针对各道次 的变形温度及变形后的保温时间制定不同的实验方案。其热模拟实验参数见表 2 2 。实验中试样的加热是通过试样自身的电阻发热进行的，并采用n i c r 及n i a 1 热电偶装置进行测试控温。所有试样在变形前均加热至4 1 0 ，并在该温度下保温 2 0 0 s ，以保证试样内部温度分布均匀。 第一章材料投实验方泣 出于缺乏实际生产中使用的7 0 7 5 铝合金热连轧的工艺方案，多道次热变形的 实验方案主要综合参考了各种文献数据而制定。压下率参考了我国l c 4 铝合金连 铸连轧工艺最后四道次的工艺参数【2 2 】，并结合试样自身的几何尺寸计算丽米。变 形速率参考了德国阿卢诺夫铝业公司四道次热连精轧的轧制速率1 5 ”，并通过计算 转化得到。一般来说热轧温度需要通过合盒的状态图，塑性图，变形力学图等来 确定，但考虑到7 0 7 5 铝合金是一种较为常用的合会，生产工艺较为成熟，故根据 文献7 0 7 5 铝合金的最佳开轧温度( 3 8 0 4 l o ) 来确定第一道次的变形温度。实验 方案的终轧温度的选取超出了7 0 7 5 铝合会适合的热轧温度范围( 3 2 0 4 5 0 ) ， 如方案l 和方案2 ，这样选取是为了增大各方案的温度差别，从而使微观组织有更 明显的区别。道次停留时间按总体随道次的增加，轧制速率增加从而停留时问减 小的基本规律确定。 表2 2 热模拟实验参数 道温度t 真应变变形速停留时间t 。s试样高度 次方案l方案2方案3方案4率营，s 九j 1 1 m 04 1 04 1 04 1 04 1 02 0 0 ( 0 道次i 道 次) 1 5 13 8 03 9 04 0 04 1 0o 4 11 0 5 4 4 ( 1 道次2 道次) 9 9 23 4 03 6 03 8 0