al-61zn-25mg-16cu超高強(qiáng)鋁合金水冷鑄坯組織轉(zhuǎn)變

al-61zn-25mg-16cu超高強(qiáng)鋁合金水冷鑄坯組織轉(zhuǎn)變

al-zn-mg-cu是航空航天領(lǐng)域中用于輕結(jié)構(gòu)材料的高級材料。由于它們成分復(fù)雜,合金化元素含量高,在半連續(xù)鑄造過程中產(chǎn)生嚴(yán)重的枝晶偏析,形成大量的非平衡凝固共晶組織,因此這類合金鑄造后必須進(jìn)行均勻化處理,其目的是使合金中可溶相溶入基體,最大限度地減少基體中殘留的結(jié)晶相,提高合金的塑性和抗疲勞斷裂性能,同時也使合金元素充分溶解且分布均勻,提高合金的時效強(qiáng)化潛力。超高強(qiáng)鋁合金半連續(xù)鑄錠的均勻化處理是該材料能否獲得理想工藝性能和使用性能的關(guān)鍵環(huán)節(jié)。過去對這類合金的均勻化處理也進(jìn)行過大量的研究[5,6,7,8,9,10,11,12]。但他們所使用的均勻化處理溫度一般不超過470℃,處理時間也不超過60h。但有人報道,Al-Zn-Mg-Cu合金在均勻化期間發(fā)生由初生低熔點(diǎn)產(chǎn)物向熔點(diǎn)更高產(chǎn)物的轉(zhuǎn)變,那么在470℃以下均勻化處理是否可能達(dá)到最佳效果,值得深入研究。本文系統(tǒng)地研究Al-6.1Zn-2.6Mg-1.6Cu超高強(qiáng)鋁合金半連續(xù)鑄錠均勻化處理的過燒溫度及組織轉(zhuǎn)變,為開發(fā)其最佳均勻化處理制度奠定基礎(chǔ)。1dsc法測鑄態(tài)試驗(yàn)用合金鑄錠是通過電爐熔煉,半連續(xù)鑄造成橫斷面尺寸為440mm×1600mm的扁錠,其化學(xué)成分如表1所示。試驗(yàn)樣品取自合金鑄錠表面至中心1/2處,其尺寸為15mm×15mm×25mm,均勻化熱處理后,首先切取DSC分析樣品,然后觀察其金相組織。本試驗(yàn)采用的均勻化熱處理制度為:以10℃/h,50℃/h,100℃/h,200℃/h的速度將鑄態(tài)樣品由室溫加熱到470℃,保溫5min,水淬;將鑄態(tài)樣品分別放入453℃或470℃空氣爐中保溫不同時間出爐空冷。熱處理爐為循環(huán)風(fēng)均熱爐,采用OLYMPUSGX71型金相顯微鏡觀察合金的顯微組織,用DSC131型差示掃描量熱儀進(jìn)行DSC分析。2試驗(yàn)結(jié)果與分析2.1灰色和灰色圖1為Al-6.1Zn-2.6Mg-1.6Cu合金鑄態(tài)金相組織及其DSC分析曲線。由圖1a可見,合金中存在大量的結(jié)晶相,它們可大致分為深灰色和淺灰色兩類。淺灰色的結(jié)晶相是較細(xì)的共晶組織,它們是由于半連續(xù)鑄造冷卻速度快而形成的非平衡初生共晶體。深灰色的是形狀不規(guī)則的塊狀結(jié)晶相。由圖1b可見,該合金在478℃左右存在較大的吸熱峰,其熱焓值為17.07J/g。說明該合金鑄態(tài)組織中存在較多熔點(diǎn)為478℃左右的低熔點(diǎn)產(chǎn)物,因此該合金鑄錠首次快速加熱超過478℃將過燒。2.2熱值的變化以不同的速度將合金鑄態(tài)樣品加熱到470℃,保溫5min水淬,再進(jìn)行DSC分析。DSC曲線上對應(yīng)于478℃左右的熔化峰(或稱第一峰)隨著加熱速度減慢而逐漸變小,其熱焓值的變化見表2。表2的結(jié)果說明,合金鑄態(tài)樣品中對應(yīng)于478℃熔化的低熔點(diǎn)產(chǎn)物在加熱過程中發(fā)生部分溶解,加熱速度越慢,溶解越多。圖2所示的是以10℃/h和50℃/h加熱到470℃保溫5min,水淬后再進(jìn)行DSC分析的結(jié)果。結(jié)合表2和圖2的結(jié)果可見,當(dāng)加熱速度由200℃/h減慢到50℃/h時,合金的DSC曲線只有一個低熔點(diǎn)熔化峰,不同的僅僅是隨加熱速度減慢而變小。但當(dāng)加熱速度減慢到10℃/h時,合金的DSC曲線上出現(xiàn)熔點(diǎn)比478℃更高的第二個低熔點(diǎn)產(chǎn)物熔化峰,其對應(yīng)的溫度約為490℃。2.3合金的自適應(yīng)變化合金鑄錠樣品在453℃均勻化時,雖然第一個吸熱峰(對應(yīng)于478℃的熔化峰)的熱焓值隨著保溫時間的延長逐漸減小,但時間延長至72h也不能使其完全消除,見圖3a,而且在該溫度均勻化時間超過8h時,合金的DSC曲線上又出現(xiàn)了對應(yīng)于更高溫度的第二個吸熱峰。合金鑄態(tài)樣品在470℃保溫72h后,其DSC曲線上的第一個熔化峰已基本消失,僅殘留一個對應(yīng)于490℃的第二個熔化峰,見圖3b。證明Al-6.1Zn-2.6Mg-1.6Cu合金半連續(xù)鑄造時形成的對應(yīng)于478℃的低熔點(diǎn)熔化產(chǎn)物在453℃均勻化處理不能消除,當(dāng)均勻化處理溫度升高到470℃時可將其消除,但在470℃均勻化處理72h時,合金中對應(yīng)于490℃左右熔化的產(chǎn)物仍不能完全消除。這種產(chǎn)物不是在鑄造過程中形成的,而是在鑄錠首次均勻化處理過程中由初生共晶體轉(zhuǎn)變的對應(yīng)于490℃熔化的產(chǎn)物,這與文獻(xiàn)所觀察的結(jié)果相似。圖4為合金鑄態(tài)樣品經(jīng)453℃或470℃均勻化處理72h的金相照片。在453℃保溫72h均勻化后的金相組織(見圖4a)含有三種不同的相,一種為深灰色的相,它在均勻化過程中變化不大,應(yīng)該是含F(xiàn)e的結(jié)晶相,見圖4中箭頭1所指;另一種為淺灰色的相,為未溶解完的對應(yīng)于478℃的初生共晶體,見圖4中箭頭2所指;還有一種顏色稍深的灰色第二相,為均勻化過程中由初生共晶體轉(zhuǎn)變而來的,見圖4中箭頭3所指。但在470℃保溫72h后的金相組織(見圖4b)中只有兩種相,深灰色的含F(xiàn)e相(見圖4b中箭頭1所指)和顏色稍深的灰色第二相(見圖4b中箭頭3所指)。2.4共晶組織的消除合金鑄態(tài)樣品在470℃均勻化不同時間的DSC分析曲線,見圖5。由圖可見,鑄態(tài)樣品在470℃均勻化處理時,隨著時間的延長合金DSC曲線上第一熔化峰的熱焓值不斷減小,而均勻化過程中新生成的第二熔化峰的熱焓值先增大,后減小,超過48h后,其大小基本不變。鑄態(tài)樣品在470℃均勻化處理時間達(dá)到72h時,合金的第一熔化峰得以完全消除,說明初生共晶體完全消失,但保溫達(dá)到96h時也不能將溫度較高的第二熔化峰完全消除。圖6為合金DSC曲線上兩個吸熱峰(熔化峰)的熱焓值隨470℃均勻化處理時間的變化?？梢?在470℃均勻化處理過程中,隨著保溫時間的延長,合金中第一熔化峰的熱焓值逐漸減小,且在8h之前減少的速率較大,即95%的低熔點(diǎn)共晶組織在均勻化的前8h內(nèi)已消失,僅剩下5%左右的這種產(chǎn)物在隨后的均勻化過程中消失掉。但這種產(chǎn)物在消失(溶入基體)過程中同時還有部分轉(zhuǎn)變成熔化溫度更高的產(chǎn)物。由圖6可見,在DSC曲線上這種由初生共晶體轉(zhuǎn)變而來的具有更高熔化溫度(490℃)產(chǎn)物的吸熱峰(第二熔化峰)是在470℃均勻化處理超過4h后才出現(xiàn)的,隨均勻化處理時間延長它的熱焓值逐漸增大,到12h左右達(dá)到最大值,之后逐漸降低。當(dāng)在470℃均勻化處理時間超過48h以后,這個第二熔化峰的熱焓值基本不發(fā)生變化,說明這種對應(yīng)于490℃左右熔化的產(chǎn)物在470℃均勻化處理時可保留一定的體積分?jǐn)?shù)不溶入基體而處于平衡狀態(tài),欲使其進(jìn)一步溶入基體需提高均勻化處理溫度。3初始冷卻溫度(1)半連續(xù)鑄造的Al-6.1Zn-2.6Mg-1.6Cu合金鑄態(tài)組織中存在大量的非平衡凝固結(jié)晶相,它的熔化溫度為478℃,因此該合金半連續(xù)鑄錠首次均勻化處理的開始溫度應(yīng)低于47