7050铝合金高温变形过程中的微观组织特征.pdf

　５２　　　材料工程／２０１０年１１期　　７０５０铝合金高温变形过程中的微观组织特征　　　　　　　　ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅＣｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉ０ｎｏｆ７０５０ＡｌｕｍｉｎｕｍＡｌｌｏｙ　　　　　ＤｕｒｉｎｇＨｉｇｈＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅＤｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ　　　　　　胡会娥，孔小东，陈德斌，胡裕龙　　　　　　　　　　（海军工程大学化学与材料系，武汉４３００３３）　　　—　—　　—　—　ＨＵＨｕｉｅ，ＫｏＮＧＸｉａｏｄｏｎｇ，ＣＨＥＮＤｅｂｉｎ，ＨＵＹｕｌｏｎｇ　　　　　　　（ＣｈｅｍｉｓｔｒｙａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＤｅｐａｒｔｍｅｎｔ，ＮａｖａｌＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ　　　　ｏｆＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ。Ｗｕｈａｎ４３００３３。Ｃｈｉｎａ）　　　　　　　℃　摘要：研究了７０５０铝合金在温度为４６０，应变速率分别为１．０×　　　　　　　　１０一ｓ一和０．１ｓ一条件下的高温拉伸变形过程。结果　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　表明：７０５０铝合金在高温拉伸过程中平均晶界取向差角与真应变之间保持比例关系，晶粒尺寸随变形的进行而增加。　　　　晶粒的长径比在变形条件为４６０￣Ｃ／１．０×　　　　　　℃　　　　１０～ｓ一变形时基本保持不变；而变形条件为４６０／０．１Ｓ一时，晶粒长径比则　　　　　℃随着变形的进行而增加。微观组织结果表明，７０５０铝合金在４６０／１．０×　　　　　　　　　　１０Ｓ的变形过程中，软化机制为连续动态　　℃　　　　　再结晶，而变形条件为４６０／０．１Ｓ时，软化机制为动态回复。连续动态再结晶过程中平均晶界取向差角的持续增加与　　　　　亚晶界的迁移和变形过程中晶界吸入位错有关。　　　　　关键词：铝合金；高温变形；软化机制；微观组织　　　　　　中图分类号：ＴＧ１４６．２ｌ　　　　　　文献标识码：Ａ　　　　—　文章编号：１。０１４３８１（２０１０）１１－００５２－０５　　　　　　　　　　　—　Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎａｎｄｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｏｖｅｒｙｉｎ７０５０ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｄｕｒｉｎｇｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒ　　　　　　　　　　℃　　　　　ａｔｕｒｅｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｈａｖｅｂｅｅｎｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄｂｙｔｅｎｓｉｌｅｔｅｓｔｓｃｏｎｄｕｃｔｅｄａｔ４６０ａｎｄｓｔｒａｉｎｒａｔｅｓｏｆ１．０×　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　１０Ｓ一ａｎｄ０．１ｓ．Ｉｔｉｓｓｈｏｗｎｔｈａｔｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｅｉｎｔｈｅａｖｅｒａｇｅｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎａｎｇｌｅｉｓｐｒｏｐｏｒｔｉｏｎａｌｔｏ　　　　　　　　　　　　　　　　ｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｅｉｎｔｈｅｔｒｕｅｓｔｒａｉｎｄｕｒｉｎｇｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｔｈｅ７０５０ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙ．Ｔｈｅ　　　　　　　　　　　　　　　　　ｇｒａｉｎｓｉｚｅｏｆｔｈｅ７０５０ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｉｎｃｒｅａｓｅｓｗｉｔｈｉｎｃｒｅａｓｉｎｇｔｒｕｅｓｔｒａｉｎｗｉｔｈｔｈｅｓｔｒａｉｎｒａｔｅｓｏｆ１．０×　　　　　　　　　　　　　　　　　　１０Ｓ一ａｎｄ０．１Ｓ，ｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙ．Ｗｈｉｌｅｔｈｅａｓｐｅｃｔｒａｔｉｏｏｆｇｒａｉｎｓｒｅｍａｉｎｓｕｎｃｈａｎｇｅｄａｆｔｅｒｈｉｇｈ　　　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎａｔ４６０￣Ｃ／１．０×　　　　　　　　　　　　—　１０Ｓ；ａｎｄｉｔｉｎｃｒｅａｓｅｓｗｉｔｈｔｈｅｔｒｕｅｓｔｒａｉｎｄｕｒｉｎｇｄｅｆｏｒｍａ　　℃　　　　　　　　　　　—　ｔｉｏｎａｔ４６０／ｏ．１Ｓ．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｒｖｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎａｎｄｄｙ　　　　　　　　　　　ｎａｍｉｃｒｅｃｏｖｅｒｙａｒｅｔｈｅｓｏｆｔｅｎｉｎｇｍｅｃｈａｎｉｓｍｓｗｈｅｎｓｔｒａｉｎｒａｔｅｓａｒｅ１．０×　　　　　—　１０一Ｓ～ａｎｄ０．１Ｓ～，ｒｅｓｐｅｃ　　　　　　　　　　　　　　—　ｔｉｖｅｌｙ．Ｔｈｅｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｉｎｃｒｅａｓｅｏｆｔｈｅａｖｅｒａｇｅｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎａｎｇｌｅｄｕｒｉｎｇｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｒｙｓ　　　　　　　　　　　　　　　ｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｉｓａｔｔｒｉｂｕｔｅｄｔｏｔｈｅｍｉｇｒａｔｉｏｎｏｆｓｕｂｇｒａｉｎｂｏｕｎｄａｒｉｅｓａｎｄｔｈｅａｂｓｏｒｐｔｉｏｎｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓｉｎｔｏ　　ｇｒａｉｎｂｏｕｎｄａｒｉｅｓ．　　　　　　　　Ｋｅｙｗｏｒｄｓａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙ；ｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ；ｓｏｆｔｅｎｉｎｇｍｅｃｈａｎｉｓｍ；ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　　　　　　　　　　　　　　　高强铝合金由于优异的力学性能而广泛应用于　　　　　　　　　　　　　　　　　航空航天及其他工业领域ｌ】］，其力学性能往往与内　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　部的微观组织相关，而内部微观组织义受到热加工　　　　　　　　　　　　　　　　　　　过程的影响。因此，有必要研究热加工工艺参数对　　　　　　　　　　　　　　　　　　微观组织的影响，以便能获得具有优良综合机械性　　　　　能的高强度铝合金零件。动态再结晶和动态回复过　　　程决定了高强铝合金高温变形过程中的微观组织演　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　化，成为热加工中同时具有科学意义和工程意义的　　　　　　　　　　　　　　　　　　研究热点。一般来说，具有高层错能的铝合金在高　　　　　　　　　　　　　　　　　　温变形过程中的动态再结晶为连续动态再结晶，这　　　　　　　　　　　　　　　　　种再结晶通过变形过程中的亚晶结构不断转变为晶　　　　　　　　　　　　　　　　　粒而实现［５］。因此，有必要研究研究高强铝合金高　　　　　　　　　　　　　　　　　　温变形过程中的微观组织特征，尤其是晶界特征，以　　　便于进一步理解和控制高强铝合金的使用性能。但　　　　　　　　是由于传统分析技术的弊端，人们并没有获得铝合　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　金动态再结晶和动态回复过程的详细微观组织特　　　　　　　　　　　　　征ｌ＿７］。最近，电子背散射技术（ＥＢＳＤ）广泛应用于铝　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　合金动态再结晶和动态回复过程中微观组织的研　　　　　究＿８。本工作主要通过各种分析方法（扫描电镜、　　　　　　　　　　　　　　　　　光学显微镜、透射电镜和ＥＢＳＤ技术）详细表征高强　　　　　　　　　　　　　　　铝合金（７０５ｏ铝合金）动态再结晶和动态回复过程的　　　　组织特征。　　７０５０铝合金高温变形过程中的微观组织特征　５３　　　　１实验　　　　　　　　　　轧制态７０５０铝合金由北京航空材料研究院提供，　　　　　　　　　　　　　初始厚度为８０ｍｍ，热处理状态Ｔ７４５１。沿着轧制方　　　　　　　　　　　　　　　向制取宽度为５ｍｍ，标距２０ｍｍ的拉伸试样，并在℃　　　　　　　　　　４７７固溶处理１ｈ后水淬。固溶处理后的光学显微组　　　　　　　　　　　　　织如图１所示，晶粒被显著拉长形成条带状组织，并与　　　　　　　　　　　　　轧制方向平行。拉伸试验在Ｉｎｓｔｒｏｎ５５００Ｒ材料测试　　　　　℃　　　　　　　机上进行，温度为４６０，应变速率分别为１．０×　１０　　　　　　　　　　　　　　　Ｓ和０．１Ｓ。拉伸试样的断口表面采用ＨｉｔａｃｈｉＳ一　　　　　　　　　　４７００扫描电镜（ＳＥＭ）进行观察。为了研究７０５０铝合　　　　　　　　　　　　　　　　金高温变形过程中界面取向差角进化，拉伸试验达到　　　　　　　　　　　　　　　预先设定的应变（１０，５Ｏ，８Ｏ和拉断）时停止并卸　　　　　　　　　　　　载后水冷。进行金相分析和ＥＢＳＤ分析的试样均取自　　　　　　　　　　　　　　　于试样的标注部分，其中金相观察在ｏＬＹＭＰＵｓ　　　　　　　　　　　　　　ＰＭＥ３光学显微镜上进行。ＥＢＳＤ分析之前，试样需　　　　　　　　　　　　　　　经过机械抛光和电解抛光，其中电解抛光液为１Ｏ高　　　　　　　　　氯酸和９Ｏ酒精的混合液，操作电压为３０Ｖ。ＥＢＳＤ　　　　　　　　　　　分析设备为装置了ＨＫＬＣｈａｎｎｅｌ５的ＪＥＯＬ７３３型电　　　　　　　　　　　　　　子探针，样品台倾角为７０。，工作电压为２ＯｋＶ。另外　　　　　　　　　　　　所选用的金相和ＥＢＳＤ试样分析面均为７０５０铝合金　　　　　　　　　　　　　　轧板的ＲＤ（轧向）一ＮＤ（法向）面。透射试样的制备方　　　　　　法为双喷减薄，其中减薄液为３０硝酸和７０无水乙　　　　　　　　　　　醇混合液。透射试样利用ＰｈｉｌｉｐｓＴｅｃｎａｉ２Ｏ型透射电　　　　　　　　子显微镜进行观察，操作电压为２００ｋＶ。　　　　　图１固溶淬火态７０５０铝合金光学显微组织照片　　　　　　　　　Ｆｉｇ．１Ｏｐｔｉｃａｌｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｏｆｔｈｅ７０５０ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙ　　　　　２结果与分析　　　　２．１力学行为　　　　　　图２为７０５０铝合金在４６ｏ￣Ｃ／１．０×　　　　　　１０Ｓ和℃　　　　　４６０／ｏ．１ｓ变形的真应力一真应变曲线，由这些曲线　　　　　　　　　　　　　可知，变形初期，应力值迅速增加，应变达到一定值后，　　　　　　　　　　　　　变形几乎在恒定的稳态流变应力下进行表现出良好的　　　　　　　　　　　　均匀变形能力。另外，７０５０铝合金在这两种条件变形　　　　　　　　　　　时，所得的延伸率分别为２７３％和１９７。＼　　器　己　　　　　图２７０５０铝合金在不同条件变形后真应力一真应变曲线　　　　　　　　　　Ｆｉｇ．２Ｔｒｕｅｓｔｒｅｓｓｔｒｕｅｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅｓｏｆｔｈｅ７０５０　　　　　　　　　Ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙａｔ４６０￣Ｃｗｉｔｈｄｉｆｆｅｒｅｎｔｓｔｒａｉｎｒａｔｅｓ　　　　　　　　　２．２高温变形过程中的微观组织演化　　　　　　　　　　　　７０５０铝合金在不同条件下变形后所含低角度晶　　　　　　　　　　　　　　　　　界（２～１５。）相对含量如图３所示。当变形条件为℃４６０／ｉ．０×　　　　　　　　　　　　　　　１０Ｓ时，低角度晶界相对含量随着变　　　　　　　　　　　℃　　　形的进行而增加，而７０５０铝合金在４６０／ｏ．１Ｓ变　　　　　　　　　　　　　　形时，低角度晶界相对含量随着应变的增加而上下波　　　　　℃动。由此可知，７０５０铝合金在４６０／１．０×　　　　　１０Ｓ和℃　　　　　　　　　　４６０／ｏ．１Ｓ这两种条件变形时的变形机制不同。　　　　　图３７０５０铝合金在不同条件下变形后　　　低角度晶界相对含量（２～１５。）　　　　　　　　Ｆｉｇ．３Ｒｅｌａｔｉｖｅｆｒｅｑｕｅｎｃｙｏｆｌｏｗａｎｇｌｅｇｒａｉｎ　　　　ｂｏｕｎｄａｒｉｅｓ（２－１５。）ｏｆｔｈｅ７０５０ａｌｕｍｉｎｕｍ　　　　　　　ａｌｌｏｙｄｅｆｏｒｍｅｄａｔ４６０￣２ｔｏｄｉｆｆｅｒｅｎｔｓｔｒａｉｎｓ　　　　　　　　　　　　　图４显示了７０５０铝合金在不同条件变形时的平　　　　　　　　　　　　　　均晶界取向差角结果。由图可知，７０５０铝合金在不同　　　　　　　　　　　条件变形后平均晶界取向差角与真应变之间基本符合　线性关系。其平均晶界取向差角的增量和应变增量之　　　　　　　　　　　　　间的关系能用式Ａ０＝ｋＡｅ表示，其中，Ａ０为变形过程　　　　　　　　△　　　　　　中平均晶界取向差角的增量，￡为应变增量，ｋ为常　　　　　　　数，表示平均晶界取向差角增加率，其值能通过拟合　△　　　　　　　　　　℃　Ａ０和￡获得。如图４所示，７０５０铝合金在４６０／∞　∞　　∞　　　　　如如加０　５４　　　　　　材料工程／２０１０年１１期　　　　　℃　　　　　　　　　　　ｌＯＳ和４６０／０．１Ｓ二种变形条件下对应的ｋ值　　　　　　　　　　　分别为１５．１。和～０．７５。。ｋ值的差异也表明７０５０铝　　　　合金在不同的变形条件下变形机制不同。７０５０铝合　　　　　　　　　　　　　　　　　　　金在４６０ｏＣ／１０Ｓ变形时，平均晶界取向差角随真　　应变的增加而连续增加表明７０５０铝合金在此变形条　　　　　　　　　　　　　　　　　　　件下的软化机制为连续动态再结晶。而变形条件为℃　　　　　　　　　　　　　　４６０／０．１ｓ时，平均晶界取向差角在变形过程中几　　　　　　　　　　　　乎不变，表明７０５０铝合金在此条件的变形过程中软化　　　　　—　　　机制为动态回复。Ｌｉｕ等在ＡｌＬｉ合金的研究中得　　　　出其连续动态再结晶过程中的ｋ值为１７。；Ｘｕｎ［等通　　—　　　　　　　　　　过研究ＡＩＬｉ合金的高温变形得出值为１８．１。。值的　　　　　　　　　　　　　　　差异可能与实验材料的种类、初始微观组织以及变形　　　　　条件的不同有关。　　　　图４７０５０铝合金在不同条件变形后平均　　　界面取向差角与真应变之间的关系　　　　　　　　Ｆｉｇ．４Ａｖｅｒａｇｅｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎａｎｇｌｅｓａｓａｆｕｎｃｔｉｏｎ　　　　　　　　ｏｆｔｒｕｅｓｔｒａｉｎｄｕｒｉｎｇｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎａｔ℃　　　　　４６０ａｎｄｄｉｆｆｅｒｅｎｔｓｔｒａｉｎｒａｔｅｓ　　　　　　　　　　　　图５和图６为７０５０铝合金在不同条件下变形后　　　　　　　　　　　　　　　的晶粒形貌比较，其中图５为不同变形条件下变形后　　　　　　　　　　　　的晶粒尺寸比较，图６为晶粒长径比。由于这些晶粒　　　　　　　　　　　　　　　形貌结果来源于ＥＢＳＤ分析所得晶界形貌图，所以图　　　　　　　　　　　　　５和图６给出的晶粒尺寸和长径比结果为晶粒与亚晶　　　　　　　　　　　　　℃　粒的统计平均值。图５显示，７０５０铝合金在４６０／　　　　　℃　　　　　　　　１０Ｓ和４６０／０．１Ｓ四种条件下变形时，其晶粒尺　　　　　　　　　　　　　　寸随变形的增加几乎都有相同的变化趋势，即随变形　　　　　　　　　　　　　　的增加晶粒尺寸增加。但随着变形的进行，晶粒长径　　　　　　　　　　　　　　　　比在不同条件下的变形趋势不同（见图６）。当７０５０　　℃　　　　　　　　　　　铝合金在４６０／ｏ．１Ｓ下变形时，晶粒长径比随着变　　　　　　　　　　　　℃　　　　形的增加而增加。而当变形条件为４６０／１０Ｓ，　　　　　７０５０铝合金拉断后试样中晶粒长径比与１Ｏ变形试　　　　　　样中晶粒长径比几乎相等。　　　　　　２．３高温变形后的微观组织特征　　　　　　　　℃　　　　　图７所示的７０５０铝合金在４６０不同应变速率　　　　　　　　　　　　　下变形后断口形貌表明，７０５０铝合金在这两种条件的℃　　４６０／ｌＥ－４ｓ　　　４６Ｏ：／０．Ｉｓ　　　　　图５７０５０铝合金在不同变形条件下变形后晶粒尺寸　　　　　　　　　Ｆｉｇ．５Ｇｒａｉｎｓｉｚｅｏｆｔｈｅ７０５０ａｌｕｍｉｎｕｍ　　　℃　ａｌｌｏｙｄｅｆｏｒｍｅｄａｔ４６０　　　　　　　图６７０５０铝合金在不同变形条件下变形后晶粒长径比　　　　　　　　　Ｆｉｇ．６Ａｓｐｅｃｔｒａｔｉｏｏｆｔｈｅｇｒａｉｎｓｏｆｔｈｅ　　　℃　ｓａｍｐｌｅｓｄｅｆｏｒｍｅｄａｔ４６０　　　　　　　　　　　　　　断口均为沿晶断口（见图７）。图７（ａ）显示，变形条件　℃　　　　　　　　　　　　　　　　　　为４６０／１０Ｓ时，断口晶粒表面有很多接近平行“　”　　　　℃　　　　　　　的线，而７０５０铝合金在４６０／０．１ｓ变形时，晶内　　　　　　　　　　　　　　　会形成层片状小尺寸晶粒，这些小晶粒形状并不规则　　　　　　　　　　　（见图７（ｂ））。图７（ｂ）表明，动态回复过程中亚晶参与　　　　了塑性变形。　℃　７０５０铝合金在４６０不同应变速率下拉断试样断　　　　　　　　　　　　口附近金相组织如图８所示。其中，当７０５０铝合金在℃　　　　　　　　　　　　　４６０／１０Ｓ变形后，原始的拉长状大尺寸晶粒变成　　　　　　　　　　　了细小晶粒（见图８（ａ））。而图８（ｂ）表明，７０５０铝合　　℃　　　　　　　　　　　　　金在４６０／０．１Ｓ变形后，原来的大尺寸晶粒形状几　　　　　乎保持不变，仅仅高角度晶界变成了锯齿状。断口附　件光学组织也表明，７０５０铝合金在应变速率为１．０×　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　１０Ｓ变形时，软化机制为动态再结晶，而应变速率　　　　　　　　　　为０．１Ｓ时，软化机制为动态回复。　　　　　　℃　　　　　℃　图９为７０５０铝合金在４６０／１０Ｓ和４６０／　　　　　　　　　　０．１ｓ变形后断口附件ＴＥＭ形貌。图９（ａ）表明，　　　℃　　　　　　　　　　　　７０５０铝合金在４６０／１０Ｓ变形时，引入了很多位　　　　　　　　　“　”　　错，这些位错聚集于晶界。因此图７（ａ）中的线应当　　　　　　　　　　　　　　　　为位错滑移运动到晶界留下的痕迹，且位错滑移为主　　　　　　　　　　　℃　　　　　　要的变形机制。而７０５Ｏ铝合金在４６０／０．１Ｓ变形　　６　　５　　４　　３　　２●　　　　０　　Ｏ　　５　　Ｏ　　５　　Ｏ　　５　　Ｏ　　３　　２　　２　　１　　１　　Ｏ　　　０ｌ１芑０ｄｓ《　　　７０５０铝合金高温变形过程中的微观组织特征　５５　　　　　图７７０５０铝合金在不同条件变形后断口形貌（ａ）１．０×　　　　１０一Ｓ一；（ｂ）０．１ｓ一　　　　　　　　　　　　　　　　Ｆｉｇ．７Ｆｒａｃｔｕｒｅｓｕｒｆａｃｅｓｏｆｔｈｅ７０５０ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｔｅｓｔｅｄａｔ４６０￣Ｃａｎｄｄｉｆｆｅｒｅｎｔｓｔｒａｉｎｒａｔｅｓ　（ａ）１．０×　　　　１０一Ｓ一；（ｂ）０．１Ｓ一　　　　　　图８７０５０铝合金在不同条件变形后断口附件金相组织（ａ）１．０×　　　　１０一Ｓ一；（ｂ）０．１Ｓ一　　　　　　　　　　　　　　　　Ｆｉｇ．８ＯｐｔｉｃａｌｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｓｓｈｏｗｉｎｇｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅＤｅａｒｔｈｅｆｒａｃｔｕｒｅｓｕｒｆａｃｅｏｆｔｈｅ７０５０ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙ　　℃　　　　　　ｔｅｓｔｅｄａｔ４６０ａｎｄｄｉｆｆｅｒｅｎｔｓｔｒａｉｎｒａｔｅｓ（ａ）１．０×　　　１０一Ｓ一１；（ｂ）０．１Ｓ一　　　　　　图９７０５０铝合金在不同条件变形后断口附件ＴＥＭ组织（ａ）１．０×　　　　１０一Ｓ一１；（ｂ）０．１Ｓ一　　　　　　Ｆｉｇ．９ＴＥＭｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｓｓｈｏｗｉｎｇｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　　　　　　　　ｎｅａｒｔｈｅｆｒａｃｔｕｒｅｓｕｒｆａｃｅｏｆｔｈｅ７０５０ａｌｕｍｉｎｕｍ　　　℃　　　　　ａｌｌｏｙｔｅｓｔｅｄａｔ４６０ａｎｄｄｉｆｆｅｒｅｎｔｓｔｒａｉｎｒａｔｅｓ（ａ）１．０×　　　　１０一Ｓ一；（ｂ）０．１ｓ一　　　　　　　　　　　　　　　为０．１ｓ时，软化机制为动态回复。在连续动态再结　　　　　　　　　　　　　　　　　晶时，平均晶界取向差角的连续增加可能是由于亚晶　　　　　　　　　　　　　　　　界的迁移和晶内位错滑移所致。在变形的初始阶段，　　　　　　　　　　　　　　　　　　晶界取向差角小于２。的小角度晶界非常容易迁　“移¨　　　　　　　　　　　　　　　　］，这些小角度晶界迁移的结果是亚晶的长大，　　　　　　　　　　　　　　　　　同时平均晶界取向差角增加。连续动态再结晶过程　　　　　　　　　　　　　　　中，塑性应变不相容性引入了晶内协调位错以满足表　　　　　　　　　　　面的连续性及晶界偏移（见图９（ａ）和图７（ａ）），这些位　　　　　　　　　　　　　　　　　错被吸入晶界也会导致平均晶界取向差角增加。此　　　　　　　　　　　　外，在连续动态再结晶后期，出现了很多具有高角度晶　　　　　界的细小晶粒，这些细小晶粒也以晶界滑移的方式参　　　　　　　　　与变形，为变形的后期提供了主要的塑性应变［１　。　　　　３结论　　　　　　　　　　　　　　　后的微观组织包含很多位错构成的低角度晶界，而亚　　　晶内没有位错（见图９（ｂ））。　　　　（１）７０５０铝合金在４６０＂Ｃ／１．０×　　　　　　１０ｓ和　　　　　图３、图６和图８表明，７０５０铝合金在４６Ｏ￣Ｃ／１０　　　　　　　　４６０＂Ｃ／ｏ．１Ｓ变形时，所得的延伸率分别为２７３和　　　　ｓ变形时，软化机制为连续动态再结晶，而变形条件　　　　１９７，在这两种变形条件下，对应的软化机制分别为　５６　　　材料工程／２０１０年１１期　　　　　　动态再结晶和动态回复。　　　　　　　　　　（２）７０５０铝合金在连续动态再结晶和动态回复过　　　　　　　　　　　　程中，平均晶界取向差角和真应变之间满足比例关系，　　　　　　　本文中的比例系数分别为１５．１。和一０．７５。。　　　　　　　　　　（３）７０５０铝合金在连续动态再结晶过程中平均晶　　　　　　　　　　　　　粒尺寸随着变形的进行而增加，而晶粒的长径比几乎　　　　　　　　　　　　保持不变；而在动态回复过程中，平均晶粒尺寸和长径　　　　　　　比都随着变形的进行而增加。　　　　　　　　　　（４）７０５０铝合金连续动态再结晶过程巾平均晶界　　　　　　　　　　　　取向差角的持续增加与亚晶界的迁移和变形过程中晶　　　界吸人位错有关。　　　　参考文献　　　　　　　　　　　［１］ｗＩＩＬＩＡＭＳＪＣ，ＳＴＡＲＫＥＥＡ．Ｐｒｏｇｒｅｓｓｉｎｓｔｒｕｃｔｕｒａｍａｔｅｒｉａｌｓｆｏｒ　　—　ａｅｒｏｓｐａｃｅｓｙｓｔｅｍｓ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，２００３，５１：５７７５５７９９．　　　　　　　　Ｅ２］ＷＬＯＫＡＪ，ＨＡＣＫＴ，ＶＩＲＴＡＮＥＮＳ．Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｔｅｍｐｅｒａｎｄ　　　　　　　　　ｓｕｒｆａｃｅｃｏｎｄｉｔｉｏｎｏｎｔｈｅｅｘｏｆｏｌｉａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｕｒｏｆｈｉｇｈｓｔｒｅｎｇｔｈ　　　　　　　Ａ１ＺｎＭｇＣｕａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＣｏｒｒｉｓｉｏｎＳｃｉｅｎｃｅ，２００７，４９：ｌ４３７　１４４９．　　　　　　　　　　　　　　　　［３］宋仁国．高强铝合金的研究现状及发展趋势［Ｊ］．材料导报，　　２０００，１４：２Ｏ～２１．　　　　［４］任建平，宋仁国，陈小明．７ｘｘｘ系铝合金热处理工艺的研究现状　　　　　及进展＿＿Ｊ］．材料热处理技术，２００９，３８：１１９１２４．　　　　　　　　　　　［５］ＨＡＮＢ，ＸＵｚ．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆＦｅ３２Ｎｉａｌｌｏｙ　　　—　　　　ｄｕｒｉｎｇｌａｒｇｅｓｔｒａｉｎｍｕｌｔｉａｘｉａｌｆｏｒｇｉｎｇ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄ　　　　　ＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２００７，４４７：１１９ｌ２４．　　　　　　　　　　［６］ＧＯＵＲＤＥＴＳ，ＭＯＮＴＨＥＩＩＬＥＴＦ．Ａｎｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｕｄｙｏｆｔｈｅｒｅ　　　　　　　ｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｄｕｒｉｎｇｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆａｌｕｒｎｉｎｉｕｍ［Ｊ］．　　　　　—　　ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２０００，２８３：２７４２８８．　　　　　—　—　［７］ＬＩＵＱ，ＨＵＡＮＧＸＸ，ＹＡＯＭ．Ｏｎｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｄｕｃｅｄｅｏｎｔｉｎｕ　　　　　　　—　　ＯＨＳｒｅｃｒｙｓｔａ１１ｉｚａｔｉｏｎｉｎａｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃＡ１一ＬｉＣｕＭｇＺｒａｌｌｏｙ［Ｊ］．　　　　　—　　ＡｃｔａＭｅｔａｌｌｕｒｇｅＭａｔｅｒｉａｌｉａ，１９９２，４０：１７５３１７６２．　　　　　　　　　　　［８］ＸＵＮＹ，ＴＡＮＭＪ．ＥＢＳＤｃｈａｒａｃｌｅｒｉｚａｔｉｏｎｏｆ８０９０Ａ１Ｌｉａｌｌｏｙ　　　　　　—　ｄｕｒｉｎｇｄｙｎａｍｉｃａｎｄｓｔａｔｉｃｒｅｃｒｙｓｔａ１ｌｉｚａｔ１ｏｎ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＣｈａｒａｃ—　　ｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ，２００４，５２：１８７１９３．　　　　　　　　　Ｅｇ］ＸＵＮＹ，ＴＡＮＭＪ，ＮＩＥＨＴＧ．Ｇｒａｉｎｂｏｕｎｄａｒｙｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ　　　　　—　　　　—　ｉｎｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｅｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆＡＩＬｉａｌｌｏｙｕｓｉｎｇｅｌｅｃｔｒｏｎｂａｃｋｓｃａｔ　　　　　ｔｅｒｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｅｒｉａｌＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２００４，２０：—　　１７３１８Ｏ．　　　　∈　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　米米米米｛Ｉ米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米　　　　　（上接第３８页）　　　　　［１２］张玉德，刘钦甫，陆银平．丁苯橡胶／高岭土纳米复合材料的性能　　　　［Ｊ］．合成橡胶工业，２００５，２８（４）：２６９２７２．　　　　　　　　　［１３］刘钦甫，张玉德，李和平，等．纳米高岭土／橡胶复合材料的性能　—　研究［Ｊ］．橡胶工业，２００６，５３（９）：５２５５２９．　　　　　　　　［１４］杨林泰，周丽玲，付丙秀．改性叶蜡石，／ＳＢＲ复合材料的性能研　—　究［Ｊ］．橡胶工业，２００９，５６（２）：７８８２．　　　　　　　　＿１５］杨林泰，周丽玲，付丙秀．改性叶蜡石在ＮＲ胶料中的应用［Ｊ］．　　　　橡胶工业，２００８，５５（１２）：７２５７２９．　　　　　　　　　［１６］刘海涛，吴春莲，张景峰，等．叶蜡石粉体的偶联活化改性研究　—　［Ｊ］。材料工程，２０１０，（５）：８８９１．　［１０］　［１１］　［１２］　　［１３］　［１４］　［１５］　［１６］　［１７］　［１８］　　　　　　　—　ＬＵＨ，ＳＩＶＡＰＲＡＳＡＤＰ，ＤＡＶＩＥＳＣＨＪ．Ｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｆｍｉ　　　　　　　　ｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｄａｔａｔｏｄｅｔｅｒｍｉｎｅｔｈｅｆｒａｃｔｉｏｎｏｆｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚｅｄ　　　　　　—　ｇｒａｉｎｓｉｎａｐａｒｔｉａｌｌｙｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚｅｄｍｅｔａｌ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＣｈａｒａｃ—　　ｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ，２００３，５１：２９３３００．　　　　　　　　　　ＣＡＢＩＢＢＯＭ，ＥＶＡＮＧＥＩＩＳＴＡＥ，ＳＣＡＬＡＢＲＯＮＩＣ．ＥＢＳＤ　　　　　　　　　　　ＦＥＧＳＥＭ，ＴＥＭａｎｄＸＲＤｔｅｃｈｎｉｑｕｅｓａｐｐｌｉｅｄｔｏｇｒａｉｎｓｔｕｄｙｏｆ　　　　　　　—　ａｃｏｍｍｅｒｃｉａｌｌｙｐｕｒｅ１２００ａｌｕｍｉｎｕｍｓｕｂｊｅｃｔｅｄｔｏｅｑｕａｌｃｈａｎｎｅｌ　—　ａｎｇｕｌａｒｐｒｅｓｓｉｎｇ［Ｊ］．Ｍｉｃｒｏｎ，２００５，３６：４０１４１４．　　　　　　　　　　—　ＫＡＭＡＹＡＭ，ＷＩＩＫＩＮＳｏＮＡＪ，ＴＩＴＣＨＭＡＲＳＨＪＭ．Ｍｅａｓ　　　　　　　　　ｕｒｅｍｅｎｔｏｆｐｌａｓｔｉｃｓｔｒａｉｎｏｆｐ０ｌｙｃｒｙｓｔａｌ】ｉｎｅｍａｔｅｒｉａｌｂｙｅｌｅｃｔｒｏｎ　　　　ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ［Ｊ］．ＮｕｃｌｅａｒＥｎｇｎｅｅｒｉｎｇＤｅｓｉｇｎ，２００５，　　　　　　２３５１７ｌ３７２５．　　　　　　　　　ＨＡＮＪＨ，ＪＥＥＫＫ，ＯＨＫＨ．Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｒｏｔａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒ　　　　　　　　　—　ｄｕｒｉｎｇｉｎｓｉｔｕｔｅｎｓｉｌｅｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｐｏｌｙｃｒｙｓｔａ１ｌｉｎｅ１０５０ａｌｕｍｉ　　　　　　ｎｕｍａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＭｅｃｈａｎｉｃａｌＳｃｉｅｎｃｅ，　　　　２００３，４５：１６１３～１６２３．　　　　　　　　　—　（０ＵＲＤＥＴＳ，Ｍ０ＮＴＨＥＩＬＬＥＴＦ．Ａｍｏｄｅｌｏｆｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｄｙ　　—　ｎａｍｉｃｒｅｃｒｙｓｔａｌｌ｜２ａｔｉｏｎ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，２００３，５１：２６８５　２６９９．　　　　　　—　ＭＣＱＵＥＥＮＨＪ．Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｏｆｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｒｙｓｔａ１ｌｉｚａｔｉｏｎｔｈｅｏ　　　　—　ｒｙＥＪ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２００４，３８７３８９：——　２０３２０８．　　　　　　　　　　　　　　ＴＳＵＺＡＫＩＫ，ＨＵＡＮＧＸＸ，ＭＡＫＩＴ．Ｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｄｙｎａｍｉｃ　　　　　　ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｄｕｒｉｎｇｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎ　　　　ｍｉｃｒｏｄｕｐｌｅｘｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌＥＪ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，１９９６，４４：４４９１—　４４９９．　　　　　　　　　ＨＩＲＡＴＡＴ，ＭＵＫＡＩＴ，ＳＡＩＴＯＮ．Ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｐｒｅｄｉｃｔｉｏｎｏｆ　　　　　—　ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍａｆｔｅｒｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｄｙｎａｍｉｃｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａ　　　　　　　ｔｉｏｎｉｎｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃＰ／Ｍ７４７５［Ｊ］，ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ，　　２００３，３８：３９２５～３９３２．　　　　　　　—　ｓＡＫＵＭＡＴ．ＨＩＧＡｓＨＩＫ．Ｓｕｍｍａｒｙｉｎｔｈｅｐｒｏｊｅｃｔｔｏｗａｒｄｓｉｎ　　　　　ｎｏｖａｔｉｏｎｉｎｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎ，１９９９，—　　　４０：７０２７１５．　—　基金项目：材料成形与模具技术国家重点实验室资助项目（０９０８）　　　——　　　——　收稿日期：２００９０７０１；修订日期：２０１００７２５　　　　　　　　　　作者简介：胡会娥（１９７６～），女，博士，讲师，从事材料微观组织与性能　　　　　　优化方面研究工作，联系地址：武汉市解放大道７１７号武汉海军工程大　　　　学理学院化学与材料系（４３００３３），Ｅｍａｉｌ：ｈｕｈｕｉｅ＠１６３．ｃｏｒｎ　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米来米米米米　　　　　　［１７］ＧＡＯＦｅｎｇｇｅ．Ｃｌａｙ／ｐｏｌｙｍｅｒｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ：ｔｈｅｓｔｏｒｙ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉ　　ａｌｓｔｏｄａｙ，２００４，（１１）：５Ｏ一５５．　　　　基金项目：浙江省重大科技专项资金资助项目（２００７Ｃ１１１０４）　　　—　　——　收稿日期：２０１００４２０；修订日期：２０１００９０２　　　　　　作者简介：张景峰（１９７９一），男，实验师，硕士，研究方向：无机材料合成　　及表征。　　　　　　　通讯作者：刘海涛（１９６３一），男，副教授，博士，主要从事纳米功能材　　　　　　　　料研究与开发，联系地址：浙江省温州市茶山高教园区温州大学南校区—　化学与材料工程学院（３２５０３５），Ｅｍａｉｌ：ｌｈｔ＠ｗｇｎ．ｅｄｕ．ｅｎ