7A85铝合金的热压缩流变行为与显微组织.pdf

第４４卷第１期—２０１６年１月第３３３９页材料工Ｊｏｕｒｎａ１ｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓ程ＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＶ０１．４４Ｎｏ．１—Ｊａｎ．２０１６ｐｐ．３３３９７Ａ８５铝合金的热压缩流变行为与显微组织ＦｌｏｗＢｅｈａｖｉｏｒａｎｄＭｉｃｒｏｓｔｒｕｅｔｕｒｅｏｆ７Ａ８５ＡｌｕｍｉｎｕｍＡｌｌｏｙＤｕｒｉｎｇＨｏｔＣｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ仇刑丽，高文理，陆政。，冯朝辉。（１湖南大学材料科学与工程学院，长沙４１００８２；２北京航空材料研究院，北京１０００９５）——ＱＩＵＬｉ一１ｉ，ＧＡＯＷｅｎｌｉ，ＬＵＺｈｅｎｇ。，ＦＥＮＧＺｈａｏｈｕｉ（１ＣｏｌｌｅｇｅｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＨｕｎａｎＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｃｈａｎｇｓｈａ４１００８２，Ｃｈｉｎａ；２ＢｅｉｊｉｎｇＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＡｅｒｏｎａｕｔｉｃａｌＭａｔｅｒｉａｌｓ，Ｂｅｉｊｉｎｇ１０００９５，Ｃｈｉｎａ）摘要：采用Ｇｌｅｅｂｌｅ一３５００热模拟试验机对铸态７Ａ８５铝合金进行高温热压缩实验，研究了７Ａ８５铝合金在变形温度为℃３００￣４５０、应变速率为０．０１～ｌＯｓ－１条件下的流变行为与显微组织。结果表明：流变应力在变形初期迅速升至峰值，随后由于动态回复和动态再结晶有所降低，最后趋于稳态；峰值流变应力随变形温度的降低和应变速率的增加而增大，可用Ｚｅｎｅｒ－Ｈｏｌｌｏｍｏｎ参数描述。采用线性回归方法获得７Ａ８５铝合金高温条件下流变应力本构方程，其变形激活能Ｑ为２５３．６８ｋＪ／ｍｏｌ。随着ｌｎＺ降低，晶粒沿径向拉长，亚晶长大，位错密度和第二相数量降低。软化机制主要为动态再结晶。关键词：７Ａ８５铝合金；热压缩；本构方程；显微组织—ｄｏｉ：１０．１１８６８／ｊ．ｉｓｓｎ．１００１４３８１．２０１６．０１．００５中图分类号：ＴＧ１４６．２文献标识码：Ａ———文章编号：１００１４３８１（２０１６）０１００３３０７—Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅｆｌｏｗｓｔｒｅｓｓｂｅｈａｖｉｏｒａｎｄｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆａｓｃａｓｔ７Ａ８５ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｗｅｒｅｓｔｕｄｉｅｄｂｙｔｈｅｈｏｔｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎｔｅｓｔ，ｗｈｉｃｈｗａｓｐｅｒｆｏｒｍｅｄｏｎＧｌｅｅｂｌｅ一３５００ｔｈｅｒｍａ１ｓｉｍｕｌａｔｉｏｎ—℃ｍａｃｈｉｎｅａｔ３００４５０ａｎｄｓｔｒａｉｎｒａｔｅ０．０１一ｌＯｓ＿。．ＴｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｔｈｅｔｒｕｅｓｔｒｅｓｓｉＳｒｉｓｉｎｇｔｏ—ｐｅａｋｓｔｒｅｓｓｒａｐｉｄｌｙｉｎｔｈｅｉｎｉｔｉａｌｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｐｅｒｉｏｄ，ｔｈｅｎｔｈｅｆｌｏｗｓｔｒｅｓｓｄｅｃｒｅａｓｅｓｄｕｅｔｏｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｏｖｅｒｙａｎｄｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ，ｆｉｎａｌｌｙｔｈｅｆｌｏｗｓｔｒｅｓｓｔｅｎｄｓｔｏｂｅｓｔａｂｌｅ．Ｔｈｅｐｅａｋｆｌｏｗｓｔｒｅｓｓｉｎｃｒｅａｓｅｓｗｉｔｈｄｅｃｒｅａｓｉｎｇｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｄｉｎｃｒｅａｓｉｎｇｓｔｒａｉｎｒａｔｅ．Ｉｔｃａｎｂｅｄｅｓｃｒｉｂｅｄｂｙ—ＺｅｎｅｒＨｏｌｌｏｍｏｎｐａｒａｍｅｔｅｒ．Ｔｈｅｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｖｅｅｑｕａｔｉｏｎｏｆ７Ａ８５ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｉＳｏｂｔａｉｎｅｄｂｙｌｉｎｅａｒｒｅｇｒｅｓｓｉｏｎ，ａｎｄｔｈｅｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎａｃｔｉｖａｔｉｏｎｅｎｅｒｇｙＱｉｓ２５３．６８ｋＪ／ｍｏ１．ＷｉｔｈｔｈｅｄｅｃｒｅａｓｉｎｇｏｆｌｎＺ，—ｔｈｅｇｒａｉｎｓａｒｅｅｌｏｎｇａｔｅｄｒａｄｉａｌｌｙ，ｔｈｅｓｕｂｇｒａｉｎｓｇｒｏｗｕｐ，ｔｈｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｄｅｎｓｉｔｙａｎｄｔｈｅｑｕａｎｔｉｔｙｏｆｓｅｃｏｎｄｐｈａｓｅｐａｒｔｉｃｌｅｓｄｅｃｒｅａｓｅ．Ｔｈｅｓｏｆｔｅｎｉｎｇｍｅｃｈａｎｉｓｍｉｓｍａｉｎｌｙｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：７Ａ８５ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙ；ｈｏｔｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ；ｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｖｅｅｑｕａｔｉｏｎ；ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ——７ＸＸＸ系Ａ１一ＺｎＭｇＣｕ超高强铝合金具有密度小、抗应力腐蚀性能高、断裂韧性好等优点，广泛应用于航空航天中的受力结构件，如飞机机身框架、机翼蒙皮、起落架等口］。工业生产中常通过挤压、锻造等热变形工艺使合金获得优良性能，热模拟实验可模拟工业挤压、锻造及轧制等热加工工艺，研究金属热变形时的流变应力与显微组织演变对优化金属的热加工工艺及控制热变形后的组织具有重要意义。Ｔａｌｅｇｈａｎｉ等［５］研究了粉末冶金７０７５铝合金的热压缩流变行为，其热变形激活能Ｑ随生坯密度增加而增大，为１５７～１９２ｋＪ／ｍｏｌ；Ｚｈａｎｇ等对比了７０５６和７１５０铝合金的流变行为，结果表明在相同变形条件下，７１５０铝合金的变形激活能（２２９．７５ｋＪ／ｍｏ１）比７０５６铝合金（２４４．６４ｋＪ／ｍｏ１）低，但峰值流变应力高，这是因为７１５０铝合金中更多细小的亚结构和高密度析出相强化了合金；陈学海等［７］、Ｃｈｅｎ等［９］研究了７０８５铝合金热变形行为、加工图、组织演变和动态再结晶模型等，对合金的热变形进行了较为全面、系统的研究。７Ａ８５铝合金是我国自主研发的新型铝合金，目前，对其工程应用研究尚处在起步阶段。热处理研究中，唐秋菊＿１。。研究了７Ａ８５铝合金降温时效工艺，研究表明，降温时效工艺可使合金获得较好的综合性能；热变形研究中，贾逢博等Ｅ¨研究了合金锻件热压缩流变行为，采用线性回归方法获得其流变应力本构方程。本工作对铸态７Ａ８５铝合金进行热压缩实验，研究合金的热压缩流变行为与显微组织演变规律。３４材料工程２０１６年１月１实验材料与方法本实验所用材料为北京航空材料研究院提供的７Ａ８５铝合金铸锭，其名义成分（质量分数／）如下：Ｚｎ８．５３～８．９０，Ｍｇ２．５９～２．８１，Ｃｕ２．２８～２．３２，Ｚｒ℃０．１２４０．１８，Ａ１余量。铸锭经４６０／２４ｈ均匀化处理后，加工成￣１０ｍｍ×１５ｍｍ的圆柱体试样，并在两端加工０．２ｍｍ深的凹槽，以填充润滑剂（７５石墨＋２Ｏ９／６机油＋５硝酸三甲苯酯，均为体积分数）来减小试样与试验机压头间的摩擦。在Ｇｌｅｅｂｌｅ一３５００热模拟试验机上进行等温恒应变速率热压缩实验，变形温度为３００，３５０，４００，４５０。Ｃ，应变速率为０．０１，０．１，１，℃１０ｓ～，试样首先以１０。Ｃ／ｓ的加热速率升至４６０，保温３ｍｉｎ，然后以５。Ｃ／ｓ降至压缩温度，保温ｌｍｉｎ后，进行恒应变速率压缩实验，真应变为１．１，压缩完立即水淬，以保留铝合金热压缩后的变形组织。本实验运用线性回归方法建立７Ａ８５铝合金动态再结晶模型；利用Ｚｅｉｓｓ金相显微镜观察变形后的金相组织，观察部位为与压缩方向平行的纵截面；利用ＪＥＭ一３０１０高分辨透射电子显微镜观察变形后组织中的亚结构和第二相的数量及分布情况。２结果与讨论２．１真应力一真应变曲线在实际塑性变形中，流变应力决定了变形时所Ｔｒｕｅｓｔｒａｉｎ需施加载荷的大小和消耗能量的多少，它是显微结构演变和变形机制的反映。图１为７Ａ８５铝合金在℃变形温度为３００～４５０、应变速率为０．０ｌ～１０ｓ时的真应力一真应变曲线。由图１可见，在变形初期，真应力迅速增大，达到峰值后，缓慢降低，最终趋于平稳。在热变形初期，位错密度迅速增加，位错缠结，阻碍位错运动，产生加工硬化，故真应力迅速增大。此时应变量很小，没有足够的驱动力发生动态回复软化，所以在热变形初期加工硬化占主导，流变应力随真应变增加迅速升高。随着变形程度增大，晶内存储能逐渐增大，发生动态回复和动态再结晶，加工硬化被动态软化过程抵消，真应力有所降低，最终两者趋于平衡，进入稳定变形阶段。由图１（ａ）可知，当应变速率相同时，流变应力随变形温度的升高而降低。温度升高，位错和空位活动性提高，晶界容易迁移，有利于发生动态回复和动态再结晶，降低流变应力。由图１（ｂ）可知，当变形温度相同时，流变应力随应变速率的增加而增大，说明７Ａ８５铝合金是正的应变速率敏感材料，应变速率提高，一方面位错密度显著增大，形成高密度位错缠结，提高了流变应力＿１］；另一方面，应变速率越大，动态软化时间越短，软化不充分，也会提高流变应力。在变形后期，润滑不充分，由于摩擦力的影响，金属变形困难，流变应力提高，真应力一真应变曲线尾部有轻微上翘。图１不同变形条件下７Ａ８５铝合金的真应力一真应变曲线（ａ）；＝０．０１ｓ～１；（ｂ）Ｔ＝３００ｕｃ—Ｆｉｇ．１Ｔｒｕｅｓｔｒｅｓｓｔｒｕｅｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅｓｏｆ７Ａ８５ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｕｎｄｅｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ（ａ）一０．０ｌｓ１；（ｂ）Ｔ一３００ｕＣ２．２本构方程７Ａ８５铝合金流变应力与应变速率之间的关系可用Ｓｅｌｌａｒｓ和Ｔｅｇａｒｔ等提出的双曲正弦函数表示，对于所有应力水平：￡一Ａｒｓｉｎｈ（）］ｅｘｐ（一Ｑ／ＲＴ）（１）式中：为真应力；为应变速率；Ｑ为变形激活能；Ｒ为气体常数；Ｔ为变形温度；Ａ，ａ，，均为与温度无关的常数，ａ一＃／ｎ。式（１）能够较好地描述高温变形过—程口。应变速率和Ｔ的关系可用ＺｅｎｅｒＨｏｌｌｏｍｏｎ参数表示口：—Ｚｃｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）一Ａｒｓｉｎｈ（ａａ）］（２）参数ｚ的物理意义为温度补偿的应变速率因子。∞∞∞∞∞加加加Ｏ第４４卷第１期７Ａ８５铝合金的热压缩流变行为与显微组织３５在低应力和高应力水平下，流变应力和应变速率之间的关系分别表示为：一ＡＯ－ｎ（３）￡一Ａ２ｅｘｐ（／３ａ）（４）对式（３）、式（４）求对数得：ｌｎ一ｉｎＡ１＋ｎｌｎａ（５）Ｉｎ￡：ＩｎＡ２＋（６）在一定应变速率下对式（１）求导可得：—ＱＲ＝ＲｎＫ（７）∞取口为峰值应力，由式（５），（６）作曲线１ｎ一ｌ和ｌｎ一，如图２所示。用最小二乘法线性回归求得斜——率１６．３６１，一０．０８７，由口１一１求得ａ１０．０１３７；作曲线１ｎ一ｌｎＥｓｉｎｈ（ａ）］，如图３所示，求得…更精确的ｎ，如此反复，最终得到更精确的一４．３０９；作曲线ｌｎＥｓｉｎｈ（ａ。）］一１／Ｔ，如图４所示，求得斜率Ｋ一７．０８２，代入式（７）得Ｑ一２５３．６８ｋＪ／ｔｏｏｌ，这３２１０芒．１——－２—３—４．５与Ｈｕ等¨得到的７０７５铝合金热压缩激活能Ｑ一２５８．０９ｌ【Ｊ／ｍｏｌ比较接近；但是比Ｃｈｅｎ等。３求得的７０８５铝合金均匀化后的热压缩激活能Ｑ＝＝＝２２９．７５Ｍ／ｍｏｌ；ｋ，因为７Ａ８５铝合金中Ｚｎ，Ｍｇ，Ｃｕ含量较高，第二相数量较多，位错被钉扎，故位错运动需要更大的激活能。由式（２）计算可得不同变形条件下ｌｎＺ的值（见表１），作曲线ｌｎＺ－ｌｎＥｓｉｎｈ（ａ。）］（见图５），求得直线的截距ｌｎＡ一４０．６８５。将求得的数值代人式（１）和式（２），可得７Ａ８５铝合金热压缩的本构方程：＿４．６７×１０ｌ７［ｓｉｎｈ（Ｏ．０１８４ａ）４．３Ｏ９ｅｘｐｆ）（８）也可用包含Ｚ的参数表示为：一ｉｎｆ（）・鲫。＋‘『而）＋（９）图２应变速率与流变应力的关系（ａ）ｉｎ一ｌｎａ；（ｂ）ｌｎ一Ｆｉｇ．２Ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｂｅｔｗｅｅｎｓｔｒａｉｎｒａｔｅａｎｄｆｌｏｗｓｔｒｅｓｓ（ａ）ｉｎ一ｌｎａ；（ｂ）ｌｎ一Ｉｎ［ｓｉｎｈ（ａ，】图３Ｉｎ与ｌｎＥｓｉｎｈ（ａ１）］的关系Ｆｉｇ．３ＲｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｂｅｔｗｅｅｎＩｎａｎｄｌｎＥｓｉｎｈ（ａｌａ）］’（１０００／７）／Ｋ－图４变形温度与流变应力的关系Ｆｉｇ．４Ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｂｅｔｗｅｅｎｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｄｆｌｏｗｓｔｒｅｓｓ２．３显微组织演变７Ａ８５铝合金铸态组织存在铸造应力、偏析等缺金经４６０￣Ｃ／２４ｈ均匀化处理后的组织，均匀化后的铸陷，这些缺陷会对后续的塑性变形造成不利影响，所以锭没有偏析，除少量粗大的Ｆｅ，ｓｉ不溶杂质相，大部分对铸锭进行均匀化处理。图６所示为铸态７Ａ８５铝合第二相溶解于基体中，晶粒呈等轴状，晶粒尺寸为５０～３２０４３３３２２１１０Ｏ０１３８材料工程２０１６年１月℃时（Ｔ一４００，一０．１ｓ），小角亚晶长大为大角度晶粒（见图８（ｅ）），发生了动态再结晶。此时变形温度较高，原子热激活能力增强，同一滑移面上的异号位错相互吸引而抵消，位错可以充分地发生交滑移、攀移，易从位错网中解脱出来，基体内位错密度显著降低，位错的湮灭为动态再结晶提供了足够的驱动力，所以动态再结晶比较完全，晶粒近似呈等轴状。在该变形条件下，少量弥散分布的第二相使再结晶晶核界面容易迁移，进而不断地发生再结晶形核、长℃大。当ｌｎＺ为最小值３７．５７时（Ｔ一４５０，一０．０１ｓ），组织中几乎没有位错，三叉晶界锋锐清晰，角度大致成ｌ２０。（见图８（ｆ）），再结晶晶粒充分长大。此时只有少量第二相分布在晶界和晶内，当变形温度较高时，第二相粒子较软，位错易切过，流变应力较小。综上所述，随着ｌｎＺ的减小，即变形温度升高、应变速率降低，位错密度减小，流变应力降低，第二相数量减少，动态软化机制由动态回复转变为动态再结晶。３结论（１）７Ａ８５铝合金在热压缩过程中，其流变应力在加工硬化的作用下先迅速上升，达到峰值后由于动态回复和动态再结晶而有所下降，最后趋于平稳。峰值流变应力随着变形温度的降低和应变速率的增加而增大。（２）采用线性回归方法获得７Ａ８５铝合金高温变形的流变应力本构方程为：一４．６７×１Ｏ＂ｓｉｎｈ（０．ｏ１８４）］４－ａ０９ｅｘｐ（二雩砉），其变形激活能Ｑ为２５３．６８ｋＪ／ｍｏｌ。（３）７Ａ８５铝合金经热压缩变形后，晶粒均细化并拉长。当ｌｎＺ较大时，晶粒较细，组织纤维化，发生了动态回复；当ｌｎＺ较小时，晶粒拉长并长大，发生了动态再结晶。（４）随着ｌｎＺ的减小，７Ａ８５铝合金热压缩变形的软化机制由动态回复转变为动态再结晶，亚晶长大，第二相数量减少，位错密度逐渐降低，再结晶晶粒长大。参考文献［１］ＳＴＡＲＩＮＫＭＪ，ＷＡＮＧＳＣ．Ａｍｏｄｅｌｆｏｒｔｈｅｙｉｅｌｄｓｔｒｅｎｇｔｈｏｆ—ｏｖｅｒａｇｅｄＡ１ＺｎＭｇＣｕａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，２００３，５１—（１７）：５１３１５１５０．——［２］王少华，马志锋，张显峰，等．ＡＩＺｎ－ＭｇＣｕ－Ｚｒ０．５Ｅｒ合金型材—组织性能研究＿Ｊ］．材料工程，２０１４，（３）：２７３３．————ＷＡＮＧＳｈａｏｈｕａ。ＭＡＺｈｉｆｅｎｇ，ＺＨＡＮＧＸｉａｎｆｅｎｇ，ｅｔａ１．Ｉｎ—————ｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｏｎｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＡ１。Ｚｎ。Ｍｇ。ＣｕＺｒ＿０．５Ｅｒａｌｌｏｙｐｒｏｆｉｌｅ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，２０１４，—（３）：２７３３．［３］ＳＨＵＥＹＲＴ，ＢＡＲＬＡＴＦ，ＫＡＲＡＢＩＮＭＥ，ｅｔａ１．Ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌａｎｄａｎａｌｙｔｉｃａｌｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｓｏｎｐｌａｎｅｓｔｒａｉｎｔｏｕｇｈｎｅｓｓｆｏｒ７０８５ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡ，—２００９，４０（２）：３６５３７６．—［４］ＬＩＸＭ，ＳＴＡＲＩＮＫＭＪ．Ｉｄｅｎｔｉｆｉｃａｔｉｏｎａｎｄａｎａｌｙｓｉｓｏｆｉｎｔｅｒｍｅ———‘—ｔａｌｌｉｃｐｈａｓｅｓｉｎｏｖｅｒａｇｅｄＺｒｃｏｎｔａｉｎｉｎｇａｎｄＣｒ。ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇＡ１Ｚｎ＿—ＭｇＣｕａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，２０１１，５０９—（２）：４７１４７６．［５３ＴＡＬＥＧＨＡＮＩＪ，ＲＵＩＺＮＡＶＡＳＥＭ，ＳＡＩＥＨＩＭ，ｅｔａ１．Ｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｕｒａｎｄｆｌｏｗｓｔｒｅｓｓｐｒｅｄｉｃｔｉｏｎｏｆ７０７５ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｐｏｗｄｅｒｃｏｍｐａｃｔｓｄｕｒｉｎｇｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎａｔｅｌｅｖａｔｅｄｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ，２０１２，５３４：—６２４６３１．［６］ＺＨＡＮＧＨ，ＪＩＮＮＰ，ＣＨＥＮＪＨ．Ｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆ————ＡｌＺｎＭｇＣｕＺｒａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｓｄｕｒｉｎｇｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎａｔｅｌｅｖａｔｅｄｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ［Ｊ］．ＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓｏｆＮｏｎｆｅｒｒｏｕｓＭｅｔａｌｓＳｏｃｉｅｔｙｏｆ—Ｃｈｉｎａ，２０１１，２１（３）：４３７４４２．［７］陈学海，陈康华，梁信，等．７０８５铝合金热变形的流变应力行为—和显微组织［Ｊ］．粉末冶金材料科学与工程，２０１１，１６（２）：２２５２３０．——ＣＨＥＮＸｕｅｈａｌ，ＣＨＥＮＫａｎｇｈｕａ，ＬＩＡＮＧＸｉｎ，ｅｔａ１．Ｆｌｏｗｓｔｒｅｓｓｂｅｈａｖｉｏｒａｎｄｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆ７０８５ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｄｕｒｉｎｇｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇｏｆＰｏｗｄｅｒ—Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ，２０１Ｉ，１６（２）：２２５２３０．［８］陈学海，陈康华，董朋轩，等．７０８５铝合金的热变形组织演变及—动态再结晶模型［Ｊ］．中国有色金属学报，２０１３，２３（１）：４４５Ｏ．————ＣＨＥＮＸｕｅｈａｌ，ＣＨＥＮＫａｎｇｈｕａ。ＤＯＮＧＰｅｎｇｘｕａｎ，ｅｔａ１．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎａｎｄｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｒｙｓｔａＵｉｚａｔｉｏｎｍｏｄｅｌｏｆ７０８５ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｄｕｒｉｎｇｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ［Ｊ］．ＴｈｅＣｈｉｎｅｓｅＪｏｕｒｎａｌ—０ｆＮｏｎｆｅｒｒｏｕｓＭｅｔａｌｓ，２０１３，２３（１）：４４５０．［９］ＣＨＥＮＳＹ，ｃＨＥＮＫＨ，ＰＥＮＧＧＳ，ｅｔａ１．Ｅｆｆｅｃｔｏｆｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｎｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒａｎｄｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆ７０８５ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，—２０１２，５３７：３３８３４５．ＥｌＯ］唐秋菊．７Ａ８５铝合金降温时效工艺的研究［Ｄ］．哈尔滨：哈尔滨工业大学，２０１０．［¨］贾逢博，易幼平，黄旌全，等．７Ａ８５铝合金热压缩流变行为与—本构方程研究［Ｊ］．热加工工艺，２０１０，３９（１６）：１９２１．———ＪＩＡＦｅｎｇｂｏ，ＹＩＹｏｕｐｉｎｇ，ＨＵＡＮＧＳｈｉｑｕａｎ，ｅｔａ１．Ｓｔｕｄｙｏｎｆｌｏｗｂｅｈａｖｉｏｒａｎｄｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｖｅｅｑｕａｔｉｏｎｏｆ７Ａ８５ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｄｕｒｉｎｇｈｏｔｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ［Ｊ］．ＨｏｔＷｏｒｋｉｎｇＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１０，３９—（１６）：１９２１．［１２３ＲＯＫＮＩＭＲ，ｚＡＲＥ【＿ＨＡＮｚＡＫＩＡ，ＲＯＯＳＴＡＥＩＡＡ，ｅｔａ１．Ａｎｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｉｎｔｏｔｈｅｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｏｆ７０７５—ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ＆Ｄｅｓｉｇｎ，２０１１，３２（４）：２３３９第４４卷第１期７Ａ８５铝合金的热压缩流变行为与显微组织３９［１３］［１４］［１５］［１６］２３４４．ＰＯＩＲＩＥＲＪＰ，关德林．晶体的高温塑性变形［Ｍ］．大连：大连—理工大学出版社，１９８９．３３６７．ＳＨＥＰＰＡＲＤＴ，ＪＡＣＫＳ０ＮＡ．Ｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｖｅｅｑｕａｔｉｏｎｓｆｏｒｕｓｅｉｎｐｒｅｄｉｃｔｉｏｎｏｆｆｌｏｗｓｔｒｅｓｓｄｕｒｉｎｇｅｘｔｒｕｓｉｏｎｏｆａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．—ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，１９９７，１３（３）：２０３２０９．—陶乐晓，臧金鑫，张坤，等．新型高强Ａ１一ＺｎＭｇ－Ｃｕ合金的热变—形行为和热加工图［Ｊ］．材料工程，２０１３，（１）：１６２０．——ＴＡｏＬｅｘｉａｏ，ＺＡＮＧＪｉｎ－ｘｉｎ，ＺＨＡＮＧＫｕｎ，ｅｔａ１．Ｈｏｔｄｅ——ｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒａｎｄｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇｍａｐｆｏｒｎｅｗＡ１。Ｚｎ－－ＭｇＣｕ—ａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，２０１３，（１）：１６２０．ＨＵＨＥ，ＺＨＥＮＬ，ＹＡＮＧＬ，ｅｔａ１．Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒａｎｄｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆ７０５０ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｄｕｒｉｎｇｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ—Ａ，２００８，４８８（１）：６４７１．—［１７］ＷＵＳＡＴＯＷＳＫＡ－ＳＡＲＮＥＫＡＭ，ＭＩＵＲＡＨ，ＳＡＫＡＩＴ．Ｎｕ—ｃｌｅａｔｉｏｎａｎｄｍｉｃｒｏｔｅｘｔｕｒｅｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｕｎｄｅｒｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｏｆｃｏｐｐｅｒ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ，—２００２，３２３（１）：１７７１８６．基金项目：国家自然科学基金资助项目（５１２７１０７６，５１４７４１０１）———收稿日期：２０１４０７１０；修订日期：２０１５－０７２２通讯作者：高文理（１９６４一），男。副教授，工学博士，研究方向：铝合金、镁合金及金属基复合材料，联系地址：湖南省长沙市麓山南路２号湖南—大学材料学院（４１００８２），Ｅｍａｉｌ：ｗｅｎｌｉｇａｏｈｄ＠１６３．ｃｏｒｎ