ZnAl10Cu2合金在热变形过程中的球化及动态再结晶

邬小萍，李德富，郭胜利，许晓庆，胡 捷，贺金宇

（北京有色金属研究总院，北京100088）

目前，世界范围内的铜资源匮乏，致使铜原料价格越来越高。国内铜原料价格的增长更是迅速，针对当今资源缺乏和铜价格爆涨的现状，研究开发其他无铜或少铜的新型金属材料来替代铜合金材料，节约铜资源已迫在眉睫，这也成为世界各国材料工作者的共识。相比之下，世界锌资源丰富，另外，锌合金具有抗拉强度和硬度高、阻尼性好、耐磨性好、摩擦因数小、摩擦温升低、材料与制作成本低，无污染、使用寿命长以及其他一些独特的特点，作为铜合金的替代材料具有广阔的应用前景［1－3］。而高性能变形锌合金不含铅、镉等有害元素，是一种绿色环保材料，其生产工艺简单，节约能源，主要性能指标基本与铅黄铜相当，是铜合金的理想替代品。在变形锌合金中，变形锌铝合金具有良好的使用性能和工艺性能，其突出特点就是高的强度和优良的摩擦学特性，在工业领域代替铜合金具有明显的经济性。

人们对变形锌铝合金的研究是从锌铝合金具有“超塑性”这一特性开始的，目前国内外对锌铝合金的研究大多侧重于压铸及超塑性方面，对热变形行为的研究较少，孙连超等［4］研究了锌合金的物理冶金；石志强等［5］研究了Zn－5Al合金的超塑性，结果表明，其表面流动具有长程性，且对超塑变形具有协调作用；Purcek等［6］，Ha等［7］，Malek［8］研究了Zn－Al合金的超塑性行为。肖弦等［9，10］对Zn－2.54%Cu－0.56%Mg－0.29%Al－0.052%La－0.16Ce合金的高温变形进行了研究，采用Zener－hol－lomon模型真实描述了锌合金高温变形的流变行为。由于锌铝合金为密排六方结构，滑移系少，热变形较困难，可选择的工艺窗口较窄，如锌铝合金变形温度范围窄，变形速度低，变形抗力大，成材率低，易产生裂纹等缺陷，限制了变形锌铝合金在许多领域的应用。在金属热变形过程中，材料要经历一系列微观组织变化，这种微观组织的演变对成形过程产生重要的影响，同时在很大程度上决定了产品的宏观力学性能，通过控制热变形工艺获得组织形态、晶粒大小和分布达到最优的微观组织，是提高产品力学性能的重要手段［11－14］。因此，对锌合金热变形行为及其组织演变规律的研究是非常有意义的，这将为进一步的研究和生产实践奠定理论基础。

本工作通过等温恒应变速率压缩实验研究ZnAl10Cu2合金的热变形行为，并结合金相及扫描组织分析，研究变形温度、变形程度和应变速率对材料热变形显微组织的影响，揭示其组织演变规律及其内在机制，这对于合理选择工艺参数，控制ZnAl10Cu2合金的组织和性能，进而生产出组织和性能都符合设计要求的产品具有重要的意义。

1 实验

热压缩实验用ZnAl10Cu2合金由宁波博威集团有限公司提供，其化学成分（质量分数／%）为10Al，2Cu，其余为Zn，用线切割机从铸锭上取样，规格为φ10mm×15mm的圆柱形试样，在Gleeble－1500D热模拟试验机上进行热压缩实验，压缩前在试样两端与压头接触面上垫石墨片以减少摩擦，避免出现明显的腰鼓、侧翻等不均匀变形现象。实验温度为180，210，240，270，300℃和330℃，应 变 速 率为0.01，0.1，1，10，25s－1和30s－1，升温速率为5℃／s，保温时间为3min，热压缩完成后立即水冷至室温，以保留变形组织。

以横截面为观察面，所用腐蚀剂为铬酐，腐蚀剂的成分及配比：三氧化铬20g，硫酸钠1.5g，水100mL，腐蚀时间6s。金相观察在NEOPHOT－21大型金相显微镜上进行；采用带有 NORAN－VANTAGE－DI4105型能谱仪的JSM－840型扫描电镜对其进行二次电子（SEI）和背散射电子（BSE）分析。

2 结果及分析

2.1 ZnAl10Cu2合金铸态显微组织

图1为ZnAl10Cu2合金的铸态金相显微组织和无包晶反应的Zn－Al合金的二元相图。结合二元相图［15］发现，ZnAl10Cu2合金主要由白色的初生枝晶α1及其外围黑色的共晶（α2＋β）组成。

图1 铸态ZnAl10Cu2合金光学显微组织（a）及无包晶反应的Zn－Al合金的二元相图（b）Fig.1 Optical microstructure of ZnAl10Cu2as－cast alloy（a）and the binary phase diagram of Zn－Al alloy without peritectic reaction（b）

扫描组织与金相组织的衬度相反，如图2所示。研究表明黑色粗大相为初生α1相，为富Al相，是Zn在Al中形成的固溶体，灰色基体为β－Zn相，是Al在Zn中形成的固溶体，基体上的片状组织为α2相，是富Al相，α2和β组成合金的共晶组织，在放大倍数较高时发现α1和α2均为片层组织。

2.2 热变形条件对片状α2相球化的影响

图2 铸态ZnAl10Cu2合金SEM显微组织Fig.2 SEM microstructure of ZnAl10Cu2as－cast alloy

ZnAl10Cu2合金在热变形过程中，共晶中的片状α2相发生不同程度的球化与弯折，Miller等［16］认为片状球化和弯折是应力软化的原因，片状组织具有较好的抗裂纹扩展能力和高温蠕变性能，而低长径比或球状组织具有良好的塑性和疲劳性能，ZnAl10Cu2合金在合理的热变形工艺参数下，可以得到拉伸和疲劳性能良好的等轴组织。

2.2.1 应变速率对片状α2球化的影响

图3 变形温度270℃下不同应变速率对ZnAl10Cu2合金球化的影响（a＝0.01s－1；（b）ε＝0.1s－1；（c）ε＝1s－1；（d）ε＝25s－1 Fig.3 The effect of different strain rate on globularizing in ZnAl10Cu2alloy at deformation temperature of 270℃（a＝0.01s－1；（b）ε＝0.1s－1；（c）ε＝1s－1；（d）ε＝25s－1

图3为ZnAl10Cu2合金在变形温度270℃、不同应变速率下片状α2相的球化特征。当应变速率为0.01s－1时，片状α2相几乎完全球化，且球化后的组织细小均匀，如图3（a）中圈所示；当应变速率为0.1s－1时，大部分片状α2相已球化，球化后的组织比较粗大且呈椭球状，部分区域仍保留长条片状组织，如图3（b）箭头所示；当应变速率为1s－1时，长径比较大的片状部分只是被切断或发生弯折，没有发生明显的球化，如图3（c）箭头所示；应变速率继续增加，片状α2相被拉长或弯折趋势明显，大量片状组织被拉长后断开，出现长宽比较高的长条组织，如图3（d）箭头所示，片状组织等轴化程度较小，且球化很不均匀。

可知，应变速率更有利于片状α2相的球化，出现这样的现象主要是因为在较低的应变速率下，片状α2相有足够的时间转向最有利于变形的位置，变形更加均匀充分，球化较彻底，而在较高的应变速率（10～30s－1）下变形时，与压缩轴方向一致（垂直于金属流动方向）的片状α2相由于来不及转向，就因受力而失稳，发生弯曲（片层弯折），并且明显粗化，如图3（d）细箭头所示；而与压缩轴方向垂直的片状α2相依然保持平直，在大变形量的作用下将拉长、破碎成为平直的短片状α2相，如图3（d）粗箭头所示。

2.2.2 变形温度对片状α2球化的影响

图4为ZnAl10Cu2合金在应变速率为0.1s－1、不同变形温度下的片状α2相球化特征。可以看出，当变形温度为180℃时，与变形方向垂直的片状被拉长，但没有断开，仍保持连续状，如图4（a）所示，少量片状α2相出现了弯折及破碎的球状组织；当变形温度升高时，原始片状α2相组织出现了较明显的球化，但仍可见少量原始平直相，如图4（b）所示，片状α2相球化后并非理想的球形，而是呈椭球形；当变形温度升高到270℃时，片状α2相球化相当充分，得到细小、均匀的球状组织，如图4（c）所示，这是因为变形温度越高，可动位错越多，储存的畸变能也越大，晶界容易发生分离，同时变形温度高也能使更多滑移系的位错源启动，产生相应的滑移，这也有利于片状组织的球化。当变形温度进一步升高时，部分球状组织较为粗大，出现不均匀长大现象，如图4（d）所示。这说明变形温度越高，片状球化越快完成，且球化组织越容易聚集长大，变形温度相对较低，球化组织越细小，但球化速率较慢。

图4 应变速率0.1s－1下不同变形温度对ZnAl10Cu2合金球化的影响（a）T＝180℃；（b）T＝240℃；（c）T＝270℃；（d）T＝330℃Fig.4 The effect of different deformation temperature on globularizing in ZnAl10Cu2alloy at strain rate of 0.1s－1（a）T＝180℃；（b）T＝240℃；（c）T＝270℃；（d）T＝330℃

2.2.3 变形程度对片状α2球化的影响

图5为ZnAl10Cu2合金在变形温度240℃、应变速率0.1s－1、不同应变下的片状球化特征。可以看出，当应变为0.3时，片状α2相几乎平直完整，只有少量的片状发生了球化，如图5（a）箭头所示；当应变为0.5时，仍有部分片状组织只是发生弯折扭曲，如图5（b）所示，但大部分已经较大程度地被破碎为短条状；当应变为0.7时，片状球化较为完全，只有极少量未球化的相呈短条状分布，如图5（c）所示；当应变为1.2时，发生弯曲的竖直方向片层α2基本球化完全，水平方向的平直α2片层也分离成长宽比逐渐变小的短棒，只有局部可以观察到短条状组织，如图5（d）所示。研究表明，应变越大对片状球化的贡献越大，这是因为应变越大，储存在变形合金内的畸变能也越大，容易发生晶界分离。而应变不足时，晶内储存的变形能低，某些部位未达到新晶粒成核所需的激活能，球化程度小；另外，应变越大，因受流动应力被切断的片状α2数量越多，破碎的片状α2相数量越多，越有利于球化。

图5 变形温度240℃、应变速率0.1s－1下不同应变对ZnAl10Cu2合金球化的影响（a）ε＝0.3；（b）ε＝0.5；（c）ε＝0.7；（d）ε＝1.2 Fig.5 The effect of different strain on globularizing in ZnAl10Cu2alloy at deformation temperature of 240℃and strain rate of 0.1s－1（a）ε＝0.3；（b）ε＝0.5；（c）ε＝0.7；（d）ε＝1.2

2.3 热变形条件对动态再结晶的影响

ZnAl10Cu2合金热压缩时的另一典型组织变形特征是基体β相发生了动态再结晶，得到了细小均匀的等轴晶粒，这对其组织和性能是非常有利的。动态再结晶行为和规律的研究是制定其热加工工艺的重要环节。

2.3.1 变形温度对动态再结晶的影响

图6为ZnAl10Cu2合金在应变速率为0.1s－1、不同变形温度时的压缩试样显微组织。可以看出，当变形温度为180℃时，基体β相晶粒沿垂直于压缩方向上被拉长，如图6（a）箭头所示；当变形温度升高到240℃时，基体β相发生局部动态再结晶，如图6（c）所示；当变形温度为270℃时，被拉长且较大的晶粒基本上已被再结晶晶粒所取代，如图6（d）所示，只能看到很少的拉长晶粒。可见，变形温度的升高对动态再结晶的发生是有促进作用的。这是因为随着变形温度的升高，可以开启更多的滑移系，有利于变形的进行。同时，滑移系的增多，各滑移面上的位错在运动过程中发生交叉缠结的机率也相应地增大，形成更多的亚晶界，因此储存更多的变形能，为动态再结晶提供了有利的条件；另外，缠结的位错在外力作用下可以向其他的亚晶界迁移，从而使原亚晶界消失，而其他亚晶界角度增大，从而实现亚晶的合并长大，形成再结晶晶粒，同时，在较高的温度下，位错活动能力更强，亚晶界可以以更快的速率迁移合并，再结晶晶粒也以比较快的速率长大［17］。当变形温度进一步升高时，尽管动态再结晶晶粒完全取代了被拉长的晶粒，但是局部出现了再结晶晶粒的长大现象，如图6（e），（f）箭头所示。

2.3.2 应变速率对动态再结晶的影响

图6 应变速率0.1s－1下不同变形温度对ZnAl10Cu2合金再结晶的影响（a）T＝180℃；（b）T＝210℃；（c）T＝240℃；（d）T＝270℃；（e）T＝300℃；（f）T＝330℃Fig.6 The effect of different deformation temperature on dynamic recrystallization in ZnAl10Cu2alloy at strain rate of 0.1s－1（a）T＝180℃；（b）T＝210℃；（c）T＝240℃；（d）T＝270℃；（e）T＝300℃；（f）T＝330℃

图7 变形温度270℃下不同应变速率对ZnAl10Cu2合金再结晶的影响（a）ε＝0.01s－1；（b）ε＝0.1s－1；（c）ε＝1s－1；（d）ε＝10s－1；（e），（f）ε＝25s－1；（g），（h）ε＝30s－1 Fig.7 The effect of different strain rate on dynamic recrystallization in ZnAl10Cu2alloy at deformation temperature of 270℃（a）ε＝0.01s－1；（b）ε＝0.1s－1；（c）ε＝1s－1；（d）ε＝10s－1；（e），（f）ε＝25s－1；（g），（h）ε＝30s－1

图7为ZnAl10Cu2合金在变形温度为270℃、不同应变速率时的压缩试样显微组织。可以看出，应变速率小于1s－1时，基体β相随着应变速率的增加，再结晶晶粒更为细小均匀。当应变速率为0.01s－1时，基体β相被拉长，有极少量的细小晶粒出现，如图7（a）箭头所示，这是因为应变速率较低时，变形时间长，变形比较均匀，原子可充分扩散，位错有足够的时间来攀移和对消，不利于位错密度的累积，为动态回复提供了足够的时间，使得再结晶驱动力减小，降低了动态再结晶的形核数量，只能在某些具有高能量起伏的区域（如变形量大的区域）首先形核，再结晶形核率较低；当应变速率增加到1s－1时，动态再结晶发生较为充分，晶粒细小均匀，如图7（c）所示，这是由于变形速率较高，产生同样变形程度所需的时间短，导致部分区域位错来不及抵消和合并，位错增多，能够发生再结晶的形核区域增多，导致晶粒细化；当应变速率进一步增大时，再结晶晶粒局部更为细小，但出现了不均匀现象。在大变形区，再结晶晶粒细小，如图7（e），（g）所示，在小变形区，再结晶晶粒相对粗大，如图7（f），（h）所示，这是由于高应变速率条件下，容易造成变形不均匀，进而导致再结晶晶粒出现不均匀性，这种不均匀的组织对塑性有严重的影响。显然，从细化晶粒的角度考虑，应变速率并不是越大越好，而是控制在刚好发生完全动态再结晶程度为宜。

综上所述，片状α2相的球化、弯折及基体β相的动态再结晶是热变形过程中的主要特征，也是最重要的组织演变形式和起主导作用的流变软化机制。由于细小晶粒有利于改善ZnAl10Cu2合金的疲劳性能和断裂韧性等，因此通过控制合金的热变形条件，使合金在热变形过程中发生球化及动态再结晶，可以达到细化ZnAl10Cu2合金热变形组织，提高其综合性能的目的。

3 结论

（1）在热变形过程中，片状α2相发生了不同程度的球化和弯折。降低应变速率和提高变形温度及变形程度可以使片状α2相的破碎程度增加。当变形温度270℃、应变速率1s－1时得到细小且均匀的球状组织。

（2）基体β相在变形温度270℃、应变速率1s－1时发生了较为充分的动态再结晶，再结晶晶粒随变形温度的升高，呈先减小后增大的趋势。当应变速率小于1s－1时，动态再结晶晶粒随应变速率的增大而减小。应变速率继续增加时，动态再结晶晶粒出现了不均匀现象。

（3）通过合理地控制ZnAl10Cu2合金在热变形过程中的工艺参数，可以得到细小均匀的球化组织及动态再结晶晶粒，达到细化其热变形组织，提高综合性能的目的。

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