Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金的熱變形行為及加工圖

何振波，李慧中，梁霄鵬，尹志民

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083；2. 東北輕合金有限責(zé)任公司，哈爾濱 150060)

Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金的熱變形行為及加工圖

何振波1,2，李慧中1，梁霄鵬1，尹志民1

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083；2. 東北輕合金有限責(zé)任公司，哈爾濱 150060)

在Gleeble?1500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上對(duì)Al-5.5Zn-1.5Mg-0.2Sc-0.1Zr鋁合金進(jìn)行高溫等溫壓縮實(shí)驗(yàn)，研究該合金在變形溫度為300～500 ℃、應(yīng)變速率為0.01～10 s?1條件下的流變行為，建立合金高溫變形的本構(gòu)方程和加工圖，采用電子背散射衍射(EBSD)分析變形過(guò)程中合金的組織特征。結(jié)果表明：流變應(yīng)力隨變形溫度的升高而降低；當(dāng)應(yīng)變速率ε˙=10 s?1，變形溫度為300～500 ℃時(shí)，合金發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。Al-5.5Zn-1.5Mg-0.2Sc-0.1Zr合金的高溫流變行為可用Zener-Hollomon參數(shù)描述。在熱變形過(guò)程中，隨著真應(yīng)變?cè)黾樱辖鸬淖冃问Х€(wěn)區(qū)域增大。該合金適宜的變形條件如下：變形溫度300～360 ℃、應(yīng)變速率0.01～0.32 s?1，或變形溫度380～500 ℃、應(yīng)變速率0.56～10 s?1。

Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金；熱變形；加工圖

含Sc和Zr的7×××系合金是一種強(qiáng)度高、塑性好、可焊性好、耐腐蝕性能優(yōu)良的中高強(qiáng)鋁合金，被廣泛應(yīng)用于航天航空、核能和艦船等領(lǐng)域[1?2]。目前，對(duì)含Sc鋁合金的研究主要集中在添加Sc對(duì)合金組織，再結(jié)晶行為及力學(xué)性能的影響方面[3?6]。而合金熱變形過(guò)程中的流變應(yīng)力是表征材料塑性變形性能的一個(gè)最基本量，在實(shí)際塑性變形過(guò)程中，合金的流變應(yīng)力值決定了變形時(shí)所需施加的載荷大小和所需消耗能量的多少[7]。熱加工圖是基于動(dòng)態(tài)材料模型的能量圖和失穩(wěn)圖的疊加，能夠很好的描述材料高溫變形時(shí)組織變化同塑性參數(shù)間的關(guān)系，為合金變形時(shí)工藝參數(shù)的確定提供了選擇范圍。對(duì)于變形鋁合金而言，其熱變形行為以及加工圖是研究其性能的前提，目前對(duì)鋁合金的熱變形行為和加工圖已有較多研究報(bào)道，如 Cerri對(duì)經(jīng)不同預(yù)處理后的7012和7075鋁合金的熱加工性能進(jìn)行了對(duì)比研究，并建立了相應(yīng)的本構(gòu)方程模型[8]。LIN 等[9]研究 Al-Zn-Mg-Cu-Cr合金的高溫?zé)嶙冃涡袨椋⒑辖鸬谋緲?gòu)方程模型。JAQAN等[10]建立Al-Li合金的加工圖，MENG等[11]建立含Er的Al-5.7Mg合金的熱變形加工圖。目前，還未見(jiàn)對(duì)Al-5.5Zn-1.5Mg-0.2Sc-0.1Zr合金熱變形工藝的參數(shù)及加工圖的報(bào)道。本文作者在熱模擬機(jī)上對(duì)Al-5.5Zn-1.5Mg-0.2Sc-0.1Zr合金進(jìn)行等溫壓縮變形，研究該合金的高溫?zé)嶙冃涡袨椋⒈緲?gòu)方程模型和加工圖，并利用EBSD分析技術(shù)對(duì)變形過(guò)程的組織特征進(jìn)行研究，可為該合金的熱變形工藝的制定提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 材料制備

實(shí)驗(yàn)合金化學(xué)成分為Al-5.5Zn-1.5Mg-0.2Sc-0.1Zr(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)合金。采用工業(yè)純鋁、工業(yè)純鎂、工業(yè)純鋅、Al-5%Zr和Al-2%Sc中間合金，在井式電阻爐中熔煉，熔煉溫度為780 ℃，用KCl+NaCl精煉，于740 ℃澆入預(yù)熱至250 ℃的鐵模中，鑄錠的尺寸為d 15 mm×150 mm，鑄錠經(jīng)(470 ℃，24 h)均勻化處理，然后加工出尺寸為 d 10 mm×15 mm，兩端帶有 d 8 mm×0.2 mm凹槽的熱壓縮樣品。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

將加工好的試樣在Gleeble?1500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行等溫壓縮實(shí)驗(yàn)。壓縮溫度分別為300、350、400、450、500 ℃，應(yīng)變速率分別為 0.01、0.1、1、10 s?1，變形量為 50%，試樣兩端的凹槽內(nèi)填充 75%石墨+20%機(jī)油+5%硝酸三甲苯脂(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，以減少摩擦的影響，試樣升溫速度為2 ℃/s，保溫3 min。壓縮后的樣品迅速水冷到室溫以保留熱變形時(shí)的組織。

電子背散射衍射(Electron back-scattered diffraction,EBSD)數(shù)據(jù)采集采用裝配在 Sirion200掃描電鏡上型號(hào)為XM4-Hikari的裝備進(jìn)行，掃描電鏡加速電壓選用25 kV，數(shù)據(jù)分析采用OIM 5.31軟件進(jìn)行，樣品經(jīng)機(jī)械減薄至0.2 mm后采用MIT?Ⅱ型雙噴減薄儀經(jīng)行雙噴減薄以去除應(yīng)力層，電解液為 30%HNO3+70%CH3OH，溫度為?25 ℃，電壓為15～20 V，電流為80～100 mA，減薄時(shí)間為2～3 min，光學(xué)顯微組織在Leica光學(xué)顯微鏡上觀察。

2 結(jié)果與分析

2.1 合金的真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線特征

圖1所示為Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金在不同變形條件下等溫壓縮變形時(shí)的真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線。由圖1可以看出，合金在整個(gè)變形溫度和應(yīng)變速率范圍內(nèi)，合金均存在明顯的穩(wěn)態(tài)流變特征。在同一應(yīng)變速率下，流變應(yīng)力隨著變形溫度的升高而降低；在同一變形溫度下，流變應(yīng)力隨著應(yīng)變速率的增大而增大。其中在溫度為300～500 ℃、應(yīng)變速率為0.01～1 s?1的變形條件范圍內(nèi)，當(dāng)真應(yīng)變小于一定值時(shí)，真應(yīng)力隨著真應(yīng)變的增大而迅速增大，當(dāng)應(yīng)力達(dá)到峰值后，真應(yīng)力保持基本穩(wěn)定，表明發(fā)生了典型的動(dòng)態(tài)回復(fù)現(xiàn)象。在應(yīng)變速率為10 s?1、變形溫度為300～500 ℃的變形條件下，合金變形時(shí)的應(yīng)力—應(yīng)變曲線出現(xiàn)明顯的波浪峰，并隨著變形溫度的升高，該波浪峰表現(xiàn)得越明顯，該波浪形的出現(xiàn)是材料發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的表現(xiàn)，說(shuō)明在該變形范圍合金發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

2.2 本構(gòu)方程模型

合金在熱加工過(guò)程中，其流變行為可以用以下的本構(gòu)方程表示[12?14]：

式中：σ為流變應(yīng)力；ε˙為應(yīng)變速率；ε為真應(yīng)變；T為變形溫度；A1、A2、A、n、β和α(α=β/n)為與溫度無(wú)關(guān)的常數(shù)；R為摩爾氣體常數(shù)；Q為熱變形激活能；Z為Zener-Hollomon參數(shù)。

將式(2)和(3)兩邊取對(duì)數(shù)可以發(fā)現(xiàn)：當(dāng)溫度一定時(shí)，n和β分別為 ln ε˙ —lnσ曲線(見(jiàn)圖2(a))和ln ε ˙ —σ曲線(見(jiàn)圖 2(b))的斜率，取各直線斜率的平均值可得α為0.015 62。

由 公式(5)可 見(jiàn)， 式 中 的 第 一 項(xiàng) 代 表 l n ε ˙ —ln[sinh(ασ) ] 關(guān)系曲線的斜率；第二項(xiàng)代表ln[sinh(ασ) ]—1/T關(guān)系曲線的斜率。將壓縮變形時(shí)各變形條件下的峰值應(yīng)力和不同溫度下求得的α代入ln[sinh(ασ) ]，對(duì)應(yīng)相應(yīng)的應(yīng)變速率和溫度，用線性回歸繪制出 ln ε ˙ — ln [sinh(ασ) ]關(guān)系曲線如圖 3所示。ln[sinh(ασ) ]—1/T關(guān)系曲線如圖4所示。將所得斜率代入式(5)，可得不同變形溫度下的變形激活能，取其平均值為Q=262.1 kJ/mol。

圖1 不同應(yīng)變速率下Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金的真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線Fig.1 True stress—true strain curves of Al-Zn-Mg-Sc-Zr alloy at different stain rates: (a) 0.01 s?1; (b) 0.1 s?1; (c) 1 s?1; (d) 10 s?1

圖2 不同溫度下Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金的應(yīng)變速率與流變應(yīng)力的關(guān)系Fig.2 Relationship between strain rate and flow stress for Al-Zn-Mg-Sc-Zr alloy at different temperatures: (a) ε˙ ln—σln;(b) ε˙ln —σ

圖 3 不同溫度下 Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金流變應(yīng)力與應(yīng)變速率的關(guān)系Fig.3 Relationships between flow stress and strain rate of Al-Zn-Mg-Sc-Zr alloy

圖4 Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金流變應(yīng)力與變形溫度的關(guān)系Fig.4 Relationships between flow stress and deformation temperature of Al-Zn-Mg-Sc-Zr alloy

對(duì)式(1)兩邊取自然對(duì)數(shù)可以得到

將所計(jì)算的變形激活能和不同變形溫度下對(duì)應(yīng)的應(yīng)變速率代入式(1)可以得到不同的Z值，取其自然對(duì)數(shù)，再與對(duì)應(yīng)的α和峰值應(yīng)力一起代入式(6)，繪制出相應(yīng)的 ln Z — ln [sinh(ασ) ]關(guān)系曲線，如圖5所示。可見(jiàn)lnA和n分別為 ln Z — ln [sinh(ασ) ]關(guān)系曲線中的截距和斜率，可得 n=6.109 17，A=8.362×1018s?1。

將求得的Q、n、A、α等材料參數(shù)代入式(4)，可得合金的高溫變形本構(gòu)方程為

圖5 流變應(yīng)力與Z參數(shù)的關(guān)系Fig.5 Relationship between flow stress and Zener-Hollomon parameter

2.3 加工圖的構(gòu)建

材料在熱加工過(guò)程中單位時(shí)間體積內(nèi)所吸收的功率P轉(zhuǎn)換成塑性變形消耗的功率G和變形過(guò)程中組織變化所消耗的功率 J，他們之間的關(guān)系可用以下關(guān)系式來(lái)表達(dá)[10?11, 15?16]：

其中：m值為應(yīng)變速率敏感因子。當(dāng)材料處于理想線性耗散狀態(tài)時(shí)，m=1，J達(dá)到最大值，即

定義反映材料功率散耗特征的無(wú)量綱參數(shù)能量散耗效率因子為max/JJ=η，用應(yīng)變速率敏感因子(m)表示為

失穩(wěn)圖是根據(jù)不可逆熱力學(xué)極值原理，用無(wú)量綱參數(shù))(εξ˙來(lái)表示塑性變形時(shí)的連續(xù)失穩(wěn)判據(jù)，Prasad根據(jù)最大熵原理材料失穩(wěn)判據(jù)為

根據(jù)圖1求出應(yīng)變量為0.2和0.5(真應(yīng)變大于0.5時(shí)加工圖變化不大，故本研究只討論真應(yīng)變?yōu)?.2和0.5的加工圖)，不同變形溫度不同變形條件下的真應(yīng)力σ，采用3次樣條插值函數(shù)擬合σlg—ε˙ lg 關(guān)系曲線，擬合函數(shù)為

其關(guān)系曲線如圖6所示，從而可以得到不同溫度下擬合函數(shù)中的a、b、c和d，由式(8)可得

從而求得不同變形條件下的應(yīng)變速率敏感因子m，然后通過(guò)式(12)求出不同變形溫度不同應(yīng)變速率的耗散效率因子η，在 T— ε˙ lg 平面內(nèi)繪制能量耗散效率因子η的等值輪廓線，即為能量耗散圖，如圖7所示。

將式(15)帶入式(13)得到變量為

將不同變形條件下的m值帶入式(16)，在T— ε˙ lg平面內(nèi)繪制m的等值輪廓線，可得不同變形溫度應(yīng)變速率條件下的流變失穩(wěn)圖，如圖8所示。

將能量耗散圖和流變失穩(wěn)圖疊加可得加工圖，如圖9所示，其中陰影部分為失穩(wěn)區(qū)(即0＜)(εξ˙區(qū))，等值線表示的是能量耗散效率的大小。

圖6 三次多項(xiàng)式擬合曲線Fig.6 Interpolating curves obtained by three order polynomial fitting: (a)2.0=ε; (b) 5.0=ε

圖7 能量耗散圖Fig.7 Power dissipation map: (a)2.0=ε; (b) 5.0=ε

圖8 不同變形溫度和應(yīng)變速率下流變失穩(wěn)圖Fig.8 Flow instability map under different temperatures and strain rates: (a)2.0=ε; (b) 5.0=ε

圖9 不同真應(yīng)變下的加工圖Fig.9 Processing map at different true strains: (a)2.0=ε; (b) 5.0=ε

合金在非穩(wěn)定變形區(qū)域內(nèi)對(duì)應(yīng)的工藝參數(shù)下進(jìn)行塑性變形，對(duì)微觀組織不利，會(huì)出現(xiàn)各種缺陷，所以應(yīng)避免在這個(gè)區(qū)域內(nèi)進(jìn)行熱加工。從圖9可以看出，該合金熱變形時(shí)當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.2時(shí)，存在3個(gè)失穩(wěn)區(qū)(即圖 9(a)中 3個(gè)陰影區(qū)域)，分別為變形溫度為小于380 ℃，應(yīng)變速率大于0.56 s?1；變形溫度為370～450℃，應(yīng)變速率小于0.32 s?1；變形溫度大于465 ℃，應(yīng)變速率小于0.19 s?1。當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.5時(shí)，失穩(wěn)區(qū)較真應(yīng)變?yōu)?.2時(shí)有所擴(kuò)大，并且連成一塊，主要為以下兩個(gè)部分：變形溫度小于360 ℃，應(yīng)變速率大于0.32 s?1；變形溫度大于 380 ℃，應(yīng)變速率小于 0.56 s?1。所以，合金變形時(shí)應(yīng)避免在失穩(wěn)區(qū)域變形。

真應(yīng)變?yōu)?.2時(shí)，是合金開(kāi)始變形的階段，在此變形階段，該合金的適合加工的變形條件范圍為變形溫度為小于360 ℃、應(yīng)變速率小于0.56 s?1或變形溫度大于380 ℃，應(yīng)變速率大于0.32 s?1。一般實(shí)際加工中變形量較大，確定該合金的變形優(yōu)化參數(shù)應(yīng)該在真應(yīng)變較大的條件下確定的，而經(jīng)研究表明，當(dāng)真應(yīng)變大于0.5時(shí)，該合金的加工圖變化不大，所以以真應(yīng)變?yōu)?.5的加工圖來(lái)確定該合金的加工優(yōu)化工藝。根據(jù)真應(yīng)變?yōu)?.5 的加工圖可知，該Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金的適合加工的變形條件范圍如下：變形溫度小于360 ℃、應(yīng)變速率小于0.32 s?1，或變形溫度大于380℃、應(yīng)變速率大于0.56 s?1。分析該合金的加工圖可以將加工優(yōu)化工藝分為兩個(gè)變形條件：低溫低速，該變形區(qū)適合溫變形如擠壓等變形方式；高溫高速，該變形區(qū)域適合高溫變形如軋制變形等加工手段。

3 討論

金屬在高溫塑性變形時(shí)，同時(shí)存在著加工硬化和動(dòng)態(tài)軟化兩個(gè)過(guò)程。加工硬化是由于在外加應(yīng)力作用下位錯(cuò)密度增加，并且在運(yùn)動(dòng)過(guò)程中被晶界、雜質(zhì)活第二相阻礙而導(dǎo)致許多位錯(cuò)被釘扎住而難以運(yùn)動(dòng)。動(dòng)態(tài)軟化可使位錯(cuò)密度降低或位錯(cuò)重新排列成低能量狀態(tài)的組織。在熱形變過(guò)程中，主要的軟化機(jī)制為動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

在熱變形初期，合金內(nèi)位錯(cuò)密度陡然增加，而合金中的晶界、雜質(zhì)、位錯(cuò)纏結(jié)及第二相粒子都能阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)到這些位置就會(huì)被阻止，從而產(chǎn)生位錯(cuò)塞積群，使合金產(chǎn)生加工硬化，變形抗力增加，使得流變應(yīng)力在熱變形初期隨應(yīng)變的增加幾乎呈直線迅速增大至峰值(見(jiàn)圖1)。流變應(yīng)力達(dá)到峰值以后，進(jìn)入穩(wěn)態(tài)變形階段，流變應(yīng)力基本保持不變。此時(shí)，合金中位錯(cuò)增值和位錯(cuò)間由于相互作用而引起的相互銷(xiāo)毀和重組之間達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡，合金變形組織中以亞晶組織為主，并且亞晶平均尺寸、亞晶間平均取向差較小，合金中發(fā)生“重復(fù)多邊形化”，表現(xiàn)出強(qiáng)烈的動(dòng)態(tài)回復(fù)行為[17?18]。變形溫度為300～500 ℃，應(yīng)變速率為0.01～1 s?1時(shí)該合金變形后均呈現(xiàn)出以上特征，典型特征如圖10所示，圖10表現(xiàn)的是溫度為400 ℃，應(yīng)變速率為1 s?1變形條件下合金的晶粒取向及晶界圖。

合金在高溫高應(yīng)變速率下變形時(shí)，變形時(shí)間短，螺型位錯(cuò)的交滑移和刃型位錯(cuò)的攀移所產(chǎn)生的動(dòng)態(tài)回復(fù)有限，亞晶界未能很好的形成，晶內(nèi)的位錯(cuò)密度依然保持較高水平，從而使得金屬內(nèi)部的儲(chǔ)能迅速增加，達(dá)到了發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所需的驅(qū)動(dòng)力，最終導(dǎo)致動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，如圖11所示(變形條件為500 ℃、10 s?1時(shí)合金的晶粒取向及晶界圖)，在被拉長(zhǎng)晶粒的晶界處形成了細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，并且晶粒間的取向差較大。在應(yīng)變速率為10 s?1、變形溫度為300～500 ℃的變形條件下均表現(xiàn)出這些特征。

圖12所示為不同變形條件下合金的金相組織。其中圖12(a)的變形條件位于加工圖的安全加工區(qū)，從圖中可以看到變形組織未出現(xiàn)裂紋、孔洞和剪切帶等失穩(wěn)現(xiàn)象；圖12(b)的變形條件位于加工圖的失穩(wěn)區(qū)，從圖中可以發(fā)現(xiàn)有較多的裂紋，說(shuō)明該區(qū)域已經(jīng)發(fā)生了流變失穩(wěn)現(xiàn)象。而其他分別位于安全加工區(qū)和流變失穩(wěn)區(qū)變形條件下的組織分別類(lèi)似于圖 12(a)和12(b)，這也證實(shí)了加工圖的準(zhǔn)確性。

圖10 400 ℃、1 s?1條件下合金的晶粒取向及晶界圖Fig.10 Grain orientation map and grain boundary map of alloy at 400 ℃, 1 s?1: (a) Grain orientation map; (b) Grain boundary map

圖11 500 ℃、10 s?1條件下合金的晶粒取向及晶界圖Fig.11 Grain orientation map and grain boundary map of alloy at 500 ℃, 10 s?1: (a) Grain orientation map; (b) Grain boundary map

圖12 不同變形條件下合金的金相組織Fig.12 Optical microstructures at different conditions: (a) 450 ℃, 10 s?1; (b) 500 ℃, 0.01 s?1

通過(guò)加工圖得到的兩個(gè)適合加工的變形條件分別為低溫低速和高溫高速，對(duì)比兩個(gè)區(qū)域發(fā)現(xiàn)，高溫高速區(qū)能耗因子要大得多，其中變形條件為500 ℃、10 s?1時(shí)功率耗散效率η值為 0.6。在該變形條件下真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶型曲線，而該變形條件的組織為典型的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織。一般在選擇最優(yōu)變形工藝時(shí)應(yīng)當(dāng)遵循安全區(qū)內(nèi)能量耗散效率η值越高越好，如果發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶應(yīng)當(dāng)首選動(dòng)態(tài)再結(jié)晶變形條件，因?yàn)閯?dòng)態(tài)再結(jié)晶組織容易得到控制，從而可以控制合金的性能。綜合考慮該合金最優(yōu)的變形工藝為500 ℃、10 s?1。

4 結(jié)論

1) Al-5.5Zn-1.5Mg-0.2Sc-0.1Zr合金高溫變形的峰值應(yīng)力隨著變形溫度的升高而降低。合金在實(shí)驗(yàn)條件下變形時(shí)出現(xiàn)穩(wěn)態(tài)流變特征。在溫度為300～500 ℃、應(yīng)變速率為0.01～1 s?1的變形條件下，該合金發(fā)生了典型的動(dòng)態(tài)回復(fù)，而在應(yīng)變速率為 10 s?1，變形溫度為300～500 ℃的變形條件下發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

2) Al-5.5Zn-1.5Mg-0.2Sc-0.1Zr合金高溫變形時(shí)的本構(gòu)方程為

3) Al-5.5Zn-1.5Mg-0.2Sc-0.1Zr合金在高溫壓縮變形過(guò)程中，隨著真應(yīng)變?cè)黾樱髯儠r(shí)失穩(wěn)區(qū)增大，該合金適宜的變形條件范圍為變形溫度300～360 ℃、應(yīng)變速率 0.01～0.32 s?1或變形溫度 380～500℃，應(yīng)變速率 0.56～10 s?1，在實(shí)驗(yàn)條件下最優(yōu)的變形工藝為500 ℃、10 s?1。

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Hot deformation behavior and processing map of Al-Zn-Mg-Sc-Zr alloy

HE Zhen-bo1,2, LI Hui-zhong1, LIANG Xiao-peng1, YIN Zhi-min1
(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;2. Northeast Light Alloy Co. Ltd, Harbin 150060, China)

The flow stress features of Al-5.5Zn-1.5Mg-0.2Sc-0.1Zr aluminum alloy were studied by the isothermal compression of cylindrical specimen in the temperature range of 300?500 ℃ and strain rate range of 0.01?10 s?1with Gleeble?1500 simulated machine. The high temperature deformation constitutive equations and processing map were established, furthermore, the microstructure characteristics were studied by electron back-scattered diffraction (EBSD)analysis. The results show that the flow stress decreases with increasing deformation temperature. The dynamic recrystallization occurs at the strain rate of 10 s?1and in the temperature range of 300?500 ℃. The flow stress of Al-5.5Zn-1.5Mg-0.2Sc-0.1Zr alloy during high temperature deformation can be represented by Zener-Hollomon parameter. In the hot deformation process, the flow instability zone increases with increasing the true strain. The feasible deformation temperature and strain rate are 300 ℃＜t＜360 ℃ and 0.01 s?1＜ε˙＜0.32 s?1or 380 ℃＜t＜500 ℃ and 0.56 s?1＜ε˙＜10 s?1.

Al-Zn-Mg-Sc-Zr alloy; hot deformation; processing map

TG113.26

A

1004-0609(2011)06-1220-09

國(guó)家民口配套項(xiàng)目(JPPT-115-2-948)

2010-05-24；

2010-12-30

李慧中，副教授，博士；電話：0731-88830377；E-mail: lhz606@mail.csu.edu.cn

(編輯 李艷紅)