一种具有超塑性的高强度铝基合金

一种具有超塑性的高强度铝基合金

摘要：研究了高强度合金（Al 3.5-4.5,Zn 3.5-4.5,Mg 0.7-0.9,Cu 1.0-3.0,Ni 0.25-0.3,Zr质量百分比）的结构、力学性能以及超塑性。T6热处理后合金具有570Mpa的区服强度、610Mpa的抗拉强度。温度控制在380℃-480℃、恒定应变速率2*10-3-1*10-1，合金超塑性的应变率敏感性大于0.5,由于晶粒尺寸只有1.8微米，所以合金的伸长率高达400-800%。EBSD研究已经证实，动力学的再结晶过程产生大量的细化晶粒。掺杂锆在晶界处的钉扎效应，使合金产生高应变率的超塑性，同时镍掺杂形成共晶体Al3Ni，Al3Ni粒子促进形核，导致晶粒细化，从而产生超塑性。

1.概述

在高的同系温度（大于0.5T固相线）和低应变速率（通常是10-5-10-3s-1）的情况下，材料的晶粒尺寸小于10μm，就会产生精细结构的超塑性[1-4]。要使铝合金产生塑性变形和随后的再结晶，最常用的方法是使合金的晶粒细化。在这种情况下，由于（1）质点会促进形核[5-8]；（2）当加热到超塑性变形温度和SPD工艺处理时，晶界迁移处会有钉扎作用，多相合金会形成细晶结构[5,9-15]。细晶结构形成的原因是合金中同时存在粗大的和细小的微粒[4]。在室温下，大多数超塑性铝合金不具备高的力学性能。高强度铝合金，例如AA 7475(或AA7075)，具有高的强度-密度比和优异的力学性能，广泛应用于航空航天领域[16,17]。然而，通过传统的高温锻造，这种工业合金的产量是十分有限的，因此这种合金在超塑性成形的应用是有前景的。但是合金A7475超塑性的应变率很低（小于1*10-3s-1）[18-20]。由于PSN工艺,通过Rockwell技术处理[1,5]可以使该合金晶粒尺寸到10μm，在500℃时给合金加以非常低的应变速率（2*10-4s-1），合金的伸长率可以达到1000%。缓慢的应变速率限制了超塑性的商业应用，主要是用于航天工业和建筑设计。高应变速率的超塑性，典型的范围是10-2s-1，需要用于大体积部件的制造，可用于汽车行业

和消费品行业，因此每一个部件的形成时间可能会从20min减少到60s或者低于60s，例如塑料的快速成形[21,22]。剧烈塑变[23-26]，粉体技术[27,28]，和其他工艺可用于细化高强度铝基合金晶粒结构、增强它的超塑性。然而，这些工艺生产超塑性板材时，成本相对较高，生产时间长。在上述所举的例子中，传统的操作工艺，利用热加工和滚扎，曾经用于生产高强度超塑性合金的板材。

当温度达到超塑变变形温度时，添加锆可以在晶界处产生钉扎作用[5,7,10,29,30]，此类型的合金例如合金SUPRAL Al-Cu-Zr[9]，此类型合金的板材由热滚扎、热处理生产时，组织中会有细丝状ZrAl3连贯相。在热轧温度会导致细丝状ZrAl3明显的恢复原状，而且不会发生间断的再结晶。在超塑性变形开始时，材料的微观结构由类似的带状亚晶粒组成。塑性变形期间，在亚晶粒长大和最终的小晶粒中的取向错误随着大角度晶界的发展而隔离[9,31]。

实验研究合金材料通过锆元素的生成细微颗粒钉扎在晶界处，并且镍合金形成粗糙的共晶体[32-35]，这种颗粒促进了形核[36-38]。Al3Ni微粒的存在不会减少析出硬化效应与T’相（AlMgZnCu）沉积的关系，并且会使T’相均匀分布，同时会减少应力腐蚀开裂的问题[39,40]。

2.实验部分

基合金的化学成分是：Al–(3.5–4.5)Zn–(3.5–4.5)Mg–(0.6–1.0)Cu–(2.0–3.0)Ni–(0.25–0.30)Zr (wt.%)[41]。实验中用到了四种合金，如表一所示。合金0、1、2、3号的镍含量各不相同。

利用“Setaram Labsys DSC 1600”型热量计进行差示扫描量热（DSC），在20-700℃

可以实现5℃/min的加热速率。

合金的尺寸都是100*40*20mm3，放入水冷铜模具中，降温速率可达15K/s。通过将合金装入石墨坩埚并放入S3型箱式电阻率中，实现融化。 实验中用到了纯度为99%的铝、95%的镁、99.96%的锌以及铝镍（Ni-10%）、铝锆（锆-3.5%）、铝铜（铜-53%）中间合金。浇铸温度为810℃。根据热力学计算（TTAL5数据库），合金的液相线温度在790-799℃之间。为了防止浇铸前基本相Al3Zr出现晶粒粗化的现象，浇铸温度应高于液相线10-20℃。

所有的铸体都经过450℃、3h和500℃、3h的调质处理，用直径为230mm的轧板机进行热轧（80%）和冷轧（60%）。热轧的温度为420±10℃。最终的板材厚度为1mm。

利用卡尔蔡司光学显微镜（LM）的白色光或偏振光来观察合金的微观结构。采用扫描电镜和X射线能谱仪表征合金微观结构和化学成分。用AZTEC软件进行EBSD分析，EBSD采用20kv电压—步长为0.4μm/step的HKL Nordlys Max型探测器。椭圆形样品的长轴方向平行于应力方向，用TEM表征。

样品在显微观察期经过机械研磨和抛光：抛光是在氯-乙醇电解液（电压为15-20v）、1%氢氟酸水溶液或者是阳极10%（HF在H3BO4）水溶液中进行的，用来控制晶粒结构。样品的截面平行于轧制平面。实验采用超过200种随机切割法，这决定平均晶粒尺寸和粒径大小。试样在EBSD分析前应经过机械研磨和在A2电解液（斯特尔公司生成）、15-20v电压下抛光。扫描的尺寸为80*80mm2,扫描间距为0.4μm

试样在表征前做了机械研磨及抛光处理:抛光是在15-20V氯气-乙醇电解液中和1%HF酸水溶液中或者是在10%的HF在硼酸水溶液中进行阳极氧化,用来控制晶粒结构。样品加工成平行于轧制平面的薄片状。超过200次的随机割线法用来测定样品的平均晶粒

尺寸和晶粒度。将样品放机械研磨、在15-20V A2（斯特尔公司生产）电解液抛光：用来做EBSD分析，扫描间距为0.4μm，扫描尺寸为80*80mm2。

在高温下（300-480℃），用拉伸试验来测试合金的超塑性。裁剪后的样品平行于轧制方向，横截面积为F0=6*1mm2，长度L0=14mm（L0=5.65√F0）。试样经预处理：恒定的应变速率（2*10-3s-1）造成50%的变形，以形成重结晶结构。再通过逐步增加形变量来测定其超塑性指标。恒应变率的准确性并不小于±3%。应力以1.5倍速率增加，根据计算的应力-应变曲线斜率取对数，来计算应变速率敏感性指数m。对应最大的m的应变速率是最优的选择。采用1*10-3-1*10-1s-1的恒定拉应力来进行实验。用阿伦尼乌斯方程表示不同温度、屈服应力σ、不同应变速率ξ下，平均活化能Q和应变速率敏感性指数m的关系，方程如下：

ξ=Aσ1/me-Q/RT

式中A-材料常数，R-气体常数，T-温度。

超塑性变形的活化能与指数m的定义和计算关系式如下所示：

In(ξ)=A+(1/m)In(σ)+Q(1/RT)

室温下，用Zwick Z250型仪器来进行单向拉伸测试来测量试样的力学性能。在T6热处理（淬火、时效）后，样品尺寸为70*10*1mm3。通过分析硬度来阐述T6热处理的体系。

3.结果与讨论

铸件中存在铝的固溶体、共晶体Al3Ni以及Zn、Mg的非平衡相，如图1a所示。均化（450℃）的第一步，将温度控制在Al3Zr非平衡的固相线温度之下，去溶解非平衡相。第二步（500℃），将温度设定在高于非平衡固相线、低于稳定的固相线温度，使Al3Ni相分散。通过两次均匀化退火，非平衡相就会溶解，而Al3Ni成粒状分散，如图1b所示。经热轧和冷轧后，铝固溶体基体上出现大小为1.6±0.2μm、均为分布的粒状Al3Ni相（图1c）。用EDS能谱分析铝固溶体的化学成分，结果为：锌(3.92 - 4.15%)、镁(3.81 - -4.05%)、锆(0.26 - -0.28%)、铜(0.72 -0.79%)。为检测到存在Al3Zr粒子。众所周知的，添加锆可以形成连贯相的Al3Zr弥散相，增加铝合金重结晶的阻力[42-44]。经20min、300-480℃（0.97T熔）的退火处理，出现偏析重结晶的晶粒，如图1d所示。

如图1所示，随着Ni含量的增加，粒状相增加，而晶粒尺寸减少。根据应变速率的增加，来测量屈服强度。材料的应力-应变函数呈S形，这是具有超塑性的特征，如图2a所示。不含Ni元素的合金开始重结晶时的晶粒尺寸是最大的，同时其超塑性较弱：伸长率只有100-200%，m值大约为0.3。添加了镍的合金屈服应力减少，m值从0.35增加到0.55-0.65，同时它的伸长率增加了数倍（图2）。如图2c和2d所示，当镍元素含量为1%、应变速率为1 * 10-2 s-1、温度440 ℃时，合金的伸长率从100%增加到500%。当应变速率较低（2*10-3s-1）、温度为480℃时，得到的数据与上面一致（图2c）。因此，所有的含镍的合金都有良好的超塑性。

当合金中镍含量达到3%时，重结晶结构中晶粒尺寸变小，与其他镍含量的合金相比较，它的性能是最好的。如图3a、b所示，当应变速率为1*10-3-2*10-3s-1、温度480℃和应变速率为2*10-3-6*10-3s-1、温度为440℃时，m值将达到最大（0.5-0.7）。可以得出最优的实验温度为440℃，此时在高应变速率下材料也可具有超塑性。随着形变温度的降低，合金伸长率的最大值将转移至低应变速率处（图4a）。但是当形变温度为420℃时，断裂伸长率为400-500%。应变速率在2*10-3到4*10-2s-1范围内，应变速率对伸长率的

影响不大。300℃时,伸长率只有200%.但是当温度从380℃升到400℃时,伸长率在应变速率为5*10-3s-1时超过了300-400%（图4c），屈服应力不到20MPa。在温度低于380℃时，合金的屈服应力（>30MPa）显著增加(图4d)，同时m值和最优的应变速率逐渐减少。因此，合金在380-480℃的温度范围内具有超塑性，m的平均值为0.53。超塑性变形的活化能为77.1KJ/mol（图5），这个值非常接近晶界扩散的活化能[5、45]。因此可以推断合金的超塑性变形主要是由晶界扩散引起的。

如图4a所示，当温度为440℃、应变速率为1*10-2-4*10-2s-1时，合金断裂时的伸长率可达800%，它的屈服强度约为20MPa（图4b）。甚至当应变速率为1*10-1 s-1，伸长率也高达450%。应当注意的是，这些合金是通过传统的轧制、热处理方法、恒应变速率来制备的。

显而易见的，屈服应力在低应变速率下将会出现一个峰值，随着应变增加，它将会少量地减少（图2d和图4b），特别是应变速率较高时（1*10-2-1*10-1s-1）。屈服应力的峰值低于微观研究中的数值，这是因为动态重结晶的同时屈服应力也会降低[46、47]。在应变区域，屈服应力逐渐减少。

图6表示EBSD取向图谱（a-e），在合金试样分别进行50%、100%、200%和400%的超塑性变形之后，进行440℃、20min的退火，观察其晶界取向角度的分布，如图6f-j所示。由于合金中添加了锆，当温度加热到440℃时，结构中出现了部分地重结晶（图6a、f）。高角度晶界的重结晶晶粒的体积分数为0.35，重结晶晶粒的平均尺寸约为2.4μm（图6a）。当超塑性形变量由50%升至400%时，重结晶所占的体积比由0.35逐渐增加至0.92（表2）。当超塑变的形变量到400%时，平均晶粒尺寸为1.8μm，这表明晶粒结构具有良好的热稳定性。当产生超塑性变形时，重结晶的晶粒尺寸从2.4减为1.8μm，这是因为动态重结晶过程对它产生了影响。此外，当形变量为50%、100%，经过多次加工的试样结

构增强（图6a-c），当超塑性形变量为200%、400%（图6d、e）时，错取向将会朝着减弱结构的方向分布。这可能是因为超塑性变形后，重结晶产生PSN效应[5]或者晶界产生了滑移。这一观点与文献[48,49]的观点一致。

通常情况下经过超塑性变形的细小晶粒内不存在位错活动[50]，而有些情况除外[51]。实验中，当超塑变的变形量为200%、400%时，可以观察到粗糙的Al3Ni相附近存在大量的位错活动（图7）。位错呈线性排列，如图7b所示[52]。经400%的超塑变变形量，重结晶所占的体积比高达90%。高的位错活动可能会导致产生动态重结晶，而动态重结晶会使晶粒尺寸变为超细，同时能提供优良的超塑性。因此，高的伸长率和应变速率可以能是因为合金中同时存在Al3Ni共晶体和Al3Zr弥散相。Al3Ni粒子能够促进成核，所以该粒子能为大量晶胚提供非均匀成核的位置。当温度升高至超塑性变形的温度时，Al3Zr弥散相能够阻碍一部分再结晶过程。与此同时，进行超塑性变形时，会抑制晶粒的长大。细晶结构和高晶界密度，利于晶界产生滑移，同时动态重结晶会产生新的微细晶粒和高角度晶界，这些因素也会对晶界滑移有利。当产生形变时，晶界扩散、位错运动和动态重结晶三种相互协调，共同作用，产生晶界滑移。

试样的力学性能是在室温下测定的。经T6热处理的合金屈服强度为570MPa,极限抗拉强度为610MPa，伸长率约为3-5%。

由于超塑成形的生产力能显著增加，因此具有高应变速率（10-2–10-1 s-1）超塑性的合金可以广泛应用于汽车和日用消费品行业。

4.结论

镍含量为1-3%的Al–Zn–Mg–Cu–Zr合金具有超塑性。此外，随着镍含量（1-3%）

的增加，粗糙的Al3Ni共晶体相的体积比会增大，从而导致晶界尺寸减小、超塑性的伸长率增大。当拉伸试验的条件：镍含量为3%、温度为440℃、恒定应变速率低于1*10-2s-1时，伸长率超过800%，当应变速率为1*10-1s-1时，伸长率为450%。在室温下，合金的屈服强度为570MPa，极限抗拉强度为610MPa。

实验结果表明，在超塑性变形之前，由于高强度合金出现了部分的重结晶晶粒，导致合金产生了高应变速率的超塑性。由于动态重结晶，当进行超塑性变形时，生成的晶粒的尺寸约为2μm。