5A90鋁鋰合金超塑變形的局部應變及其對組織演變的影響

李紅萍，楊 棟，孫 泉，葉凌英，張新明

（1.中南大學材料科學與工程學院，長沙410083；2.中南大學有色金屬材料科學與工程教育部重點實驗室，長沙410083；3.中國商飛上海飛機設計研究院，上海200232）

0 前言

超塑性是指細晶材料在適宜的變形條件下能表現出超高的延伸率，這與材料本身具有高的應力敏感性指數m 值有很大關聯，其值一般大于0.3。超塑性材料的最大延伸率不僅強烈地依賴于初始變形的微觀結構，也依賴于微觀結構在變形過程中的發展。因為，材料微觀結構的發展能揭示動態晶粒長大、動態再結晶以及空洞等。動態晶粒長大和空洞被認為會降低超塑性材料的拉伸延展性[1]，而動態再結晶則會提高其延展性[2-4]。

超塑性單軸拉伸變形是一個細頸不斷出現、擴散及轉移的過程。當細頸出現后，根據Backofen[5]方程，此處截面由于應變速率增加，強化速率大于松弛速率，導致變形抗力增大，從而使變形減慢。而在其它區域，由于應變速率減小，強化速率小于松弛速率，變形抗力減小，從而使變形加快。正是這種與應變速率敏感性指數相關的強化-松弛過程不斷地進行，使細頸不斷地擴散和轉移，從而獲得高的超塑性延伸率。由于拉伸樣品的超塑性流動是非牛頓式粘性流動，會在試樣標距部分從靠近夾頭的肩部至斷口形成應變梯度。這種應變梯度會影響微觀結構的演變，從而影響材料的超塑性。據文獻報道，Mohamed[6]和Mahidhara[7]等人研究了Zn-Al合金和7475Al合金在超塑變形過程中應變和應變速率對沿標距長度方向局部應變梯度的影響。Chokshi[8]等人沿拉伸樣品標距的長度方向定性觀測了空洞形貌。Wang[9]等人定量分析了局部應變對3Y-TZP 空洞行為的影響。

本文旨在定量分析退火后5A90 鋁鋰合金在超塑變形過程中，局部應變和不同應變速率對材料微觀結構演變的影響。其晶粒組織具有再結晶組織和變形態組織混雜的結構，而具有這種結構的材料，目前還鮮有報道。

1 實驗

實驗以西南鋁生產的5A90 鋁鋰合金熱軋板材為研究對象，其厚度為25 mm。通過本課題組在工業化條件下進行超塑性預處理后，最終得到厚度為2 mm的原始板材。

將5A90 鋁鋰合金原始板材經450 ℃/40 min 退火+水淬處理后，沿其最終軋制方向制取高溫超塑性拉伸試樣，其形狀及尺寸符合文獻要求[10]。試樣

標距部分尺寸分別為長10 mm，寬6 mm。將拉伸試樣標距部分每間隔1 mm 劃上刻線，將標距部分分為10等份，如圖1所示。測量相鄰刻線間的局部應變并觀察對應的微觀組織，探求在不同初始應變速率下沿標距長度方向的分布特征。高溫超塑性拉伸試驗在RWS50型拉伸試驗機上進行，加熱方式為對開式三段電阻絲加熱，恒溫區長度為200 mm，溫度可控制在±3 ℃范圍以內。樣品放入拉伸機后，在短時間內升至測試溫度，保溫20 min 后開始拉伸，拉伸過程中夾頭速度恒定不變。實驗選取了480 ℃、500 ℃兩種變形溫度以及8×10-4s-1、1×10-3s-1、1.5×10-3s-1、3×10-3s-1和5×10-4s-1五種應變速率將試樣拉伸至斷裂。

圖1 超塑性拉伸試樣形狀和尺寸

為了更好地顯示晶粒的形貌，將取下的試樣分別進行480 ℃、0.5 h的固溶處理及170 ℃、16 h的時效處理。試樣經機械拋光后，用混合酸（1%HF+4%HCl+4%HNO3+15%H2O，體積分數）腐蝕，然后在XJP-6A 型光學顯微鏡下取其橫截面與縱截面進行觀察。EBSD 檢測在ZEISS EVO MA10 掃描電鏡上進行，用背散射電子探頭標定，標定電壓為20 kV，步長0.6 μm。

2 實驗結果與討論

2.1 超塑變形前的組織

圖2為超塑變形前原始板材與450 ℃/40 min退火板材縱截面的晶粒取向成像圖。可以看出，原始板材的初始晶粒呈條帶狀沿軋向分布，沿法向的平均晶粒尺寸約為4.0 μm；經過再結晶退火后，晶粒形貌沒有明顯的變化，仍然呈條帶狀分布，而沿法向晶粒尺寸稍微增大至4.2 μm，其晶粒的縱橫比也輕微減小，即發生了程度不大的等軸化。

圖2 5A90鋁鋰合金超塑變形前縱截面EBSD取向圖

2.2 局部應變對微觀結構的影響

對經450 ℃/40 min再結晶退火的試樣在不同變形條件下進行超塑性單軸拉伸，得到最大伸長率如表1所示。由表可知，退火板材的最佳超塑變形條件為溫度480 ℃、初始應變速率1×10-3s-1，相應的最大伸長率為900%。

表1 5A90退火板材不同變形條件下的最大伸長率比較/%

觀察最佳超塑變形條件下試樣橫截面、縱截面沿標距長度方向晶粒形貌和空洞形貌的分布，結果如圖3和圖4所示。經觀察可知，超塑變形過程中不均勻變形現象十分嚴重。在試樣標距內從肩部到斷口部分的應變分布相差巨大，從而導致相應區域晶粒以及空洞形貌存在較大差異。同時即使在同一局部應變區域，橫截面與縱截面晶粒和空洞形貌也有所不同。這些差異主要表現在以下幾個方面：從肩部到斷口處標記的兩平行線間距逐漸增加，這表明局部應變量在不斷增加，靠近斷口處的應變量幾乎是肩部處的3倍；從肩部到斷口，隨著局部應變量的增加，晶粒尺寸逐漸增加，同時晶粒更加趨近于等軸狀，可以明顯觀察到肩部處新生的再結晶晶粒較多，而靠近斷口處晶粒長大明顯；空洞的尺寸及體積分數從肩部到斷口處也呈現出梯度分布，靠近斷口處空洞數量較肩部更多，尺寸也更大。此外縱截面肩部處空洞多呈圓形或近似圓形，斷口處空洞多呈楔形或V形并明顯沿拉伸方向發生連接聚合，而橫截面空洞則多為圓形或近似圓形。對比縱截面以及橫截面的晶粒尺寸可以看出，橫截面的晶粒更加細小，同時晶粒也更加接近等軸狀，特別是靠近肩部的區域；橫截面的空洞數量以及體積分數明顯比縱截面更多，同時空洞的形貌也存在差異。

圖3 5A90鋁鋰合金拉伸試樣標距部分的縱截面肩部至斷口的（a）晶粒形貌和（b）空洞形貌分布

圖4 5A90鋁鋰合金拉伸試樣標距部分的橫截面肩部至斷口的（a）晶粒形貌和（b）空洞形貌分布

2.3 局部應變的分布

在變形溫度為480 ℃及不同初始應變速率下對5A90鋁鋰合金進行高溫超塑性拉伸。圖5所示為不同變形條件下局部應變與標準化距離之間的關系。標準化距離（Normalized distance）是通過以較長的半截試樣中的刻線至斷口的距離除整個半截試樣的長度所得，因此標準化的值在0～1 之間，越是趨近于1則越靠近試樣肩部。從圖中可看出應變量的分布十分不均勻，不管是在何種應變速率下，靠近斷口處的變形量遠遠大于肩部處的應變量：在不同的應變速率下，靠近斷口處的應變量在300%～800%之間，而靠近肩部的區域在50%～300%之間。

圖5 不同應變速率下局部應變與標準化距離之間的關系

2.4 局部應變對晶粒尺寸及空洞形貌的影響

圖6為不同速率下晶粒尺寸與局部應變之間的關系。退火板材的初始晶粒平均尺寸約為4.2 μm，而在超塑變形后，各個應變速率下晶粒尺寸均有不同程度的粗化。在同一應變速率下，局部應變量越大，即越靠近試樣斷口，晶粒粗化現象越嚴重，這可能是由于應變誘發晶粒長大。同時在所有應變速率下，試樣縱向晶粒尺寸均略大于橫向。隨著應變速率的增加，晶粒尺寸不斷降低，即應變速率增加降低了晶粒粗化的趨勢。這是由于在超塑變形過程中會發生動態晶粒長大和動態再結晶這兩個相互競爭的過程，動態晶粒長大會增大晶粒尺寸，而動態再結晶則相反，應變速率的增加促進了動態再結晶，從而導致晶粒粗化的程度相對降低。

圖6 不同應變速率下晶粒尺寸與局部應變之間的關系

圖7、圖8 分別為不同應變速率下空洞體積分數和空洞尺寸與局部應變之間的關系。在同一應變速率下，越靠近斷口處空洞的體積分數以及尺寸越大，這與晶粒尺寸的變化趨勢相同，說明空洞的產生與長大均依賴于應變。同時，隨著應變速率的增加，空洞體積分數以及空洞尺寸不斷下降，當應變速率從8×10-4s-1增加到3×10-3s-1時，斷口處縱截面的空洞體積分數從14%下降到8%，而空洞平均尺寸從23 μm 下降到13 μm，試樣在更小的空洞尺寸和更少空洞數量下斷裂，這說明對空洞的容忍性隨著應變速率的提高而降低。

圖7 不同應變速率下空洞體積分數與局部應變之間的關系

圖8 不同應變速率下空洞尺寸與局部應變之間的關系

為了更好地描述應變的不均勻分布，使用局部應變（LS，Local strain） 除以試樣的工程應變（ES，Engineering strain）來描述不均勻變形，并且以LS/ES與標準化距離作圖，結果如圖9 所示。如果超塑性材料的應變速率敏感指數m等于1，則應變分布應該是均勻的，但是實際m值總是小于1，因此應變分布不均勻，LS/ES的值分布范圍越廣，則說明應變越不均勻。可以看出，在應變速率為1×10-3s-1的條件下，LS/ES 的分布范圍最窄，即不均勻變形的情況最輕，因此達到了最高的延伸率，這說明不均勻變形對超塑性拉伸的斷裂存在很大的影響。

圖9 不同應變速率下局部應變與總的工程應變之比與標準化距離之間的關系

在超塑性單軸拉伸試驗中，通常人們都是取斷口附近的組織為代表，但是在試樣的標距部分內存在很大的組織差異，這是由于在拉伸時產生了不均勻變形，導致各個區域的應變速率呈梯度分布。用變形后的局部應變量除以整個拉伸的時間便得到試樣各個部分的應變速率，如圖10 所示。可以看出，斷口附近的應變速率遠大于肩部附近的應變速率，而隨著應變速率的降低，折線的斜率逐漸減小即沿標距長度方向的應變速率不均勻性減小。應變速率為8×10-4s-1和1×10-4s-1時，斜率相差不大，說明此時應變速率不均勻性隨應變速率的減小在1×10-4s-1時達到穩定。

圖10 不同變形條件下的局部應變速率

通常來說，空洞的體積分數與尺寸是與應變量息息相關的。空洞的長大機制取決于空洞的尺寸以及應變速率：尺寸較小的空洞以及低應變速率以擴散長大為主要機制；尺寸較大的空洞及高應變速率以塑性變形為主要機制。而且這兩種長大機制也反映到空洞的形貌上，在靠近試樣肩部區域，應變速率較小，同時空洞尺寸也比較小，這時主導空洞長大的為擴散機制，空洞沒有優先生長方向，從而呈現為圓形。而在應變速率較高的斷口附近，空洞尺寸較大，在縱截面上應變速率較高，故而塑性變形成為主導機制，因此空洞沿著軸向被拉長，而在橫截面上由于不受應力作用，應變速率較低，空洞不存在優先長大方向，空洞形貌依舊接近于圓形。

應變速率不僅對超塑性變形的流動應力有顯著的影響，而且對變形誘導組織演變也有著十分重要的作用。若通過將試樣以不同的應變速率拉伸至相同的變形量，則可以分析應變速率對晶粒動態長大/動態再結晶和空洞生長的影響。應變速率越高，所需的流動應力也會越大，高的局部應變速率有利于空洞的形核，這是由于流動應力的增加會使空洞臨界形核尺寸降低。然而，應變速率的提高會增強動態再結晶的作用，使得晶粒得到細化，這又不利于空洞的形成。另一方面，在應變速率較低時，晶粒的細化會產生更多的晶界，這有利于空洞通過擴散長大。

3 結論

（1） 試樣拉斷后，在整個試樣標距內，應變分布不均勻，呈梯度分布。靠近斷口處的應變量最大，在300%～800%之間，靠近肩部處的應變量最小，在50%～300%之間。

（2） 晶粒尺寸、空洞的體積分數以及尺寸隨著局部應變量的上升而增加，這主要是由于應變量越大，應變誘發的晶粒長得越大。而空洞數目的增加不僅是由于局部應變量的增加促進空洞的形核與長大，也與晶粒粗化有一定的關系。

（3） 在局部應變量較小的區域，縱截面和橫截面空洞以擴散方式長大；在局部應變量較大的區域，橫截面空洞依舊是以擴散方式長大，而縱截面空洞變為以塑性變形方式長大。