7b50高強(qiáng)鋁合金均勻化工藝研究

7b50高強(qiáng)鋁合金均勻化工藝研究

由于鑄造過程中存在非平衡晶體，導(dǎo)致大量非平衡共晶，導(dǎo)致嚴(yán)重的晶體支析和區(qū)域支析，主要的金屬化合物處于過飽和狀態(tài)。在快速冷卻過程中，鑄造軸的內(nèi)部反應(yīng)能力非常強(qiáng)。這種支晶網(wǎng)狀化合物，使鑄造單元的壓力加工性能惡化，產(chǎn)品的強(qiáng)堅韌減少，各向異性和腐蝕性增加。因此,在壓力加工前,鑄態(tài)高強(qiáng)鋁合金必須經(jīng)過均勻化退火,以消除枝晶偏析,使非平衡共晶溶解,降低內(nèi)應(yīng)力,從而提高合金的熱塑性。高強(qiáng)鋁合金均勻化退火有一級均勻化、二級均勻化、強(qiáng)化均勻化和連續(xù)均勻化等。為防止過燒,通常一級均勻化加熱溫度較低,均勻化效果較差;強(qiáng)化均勻化是通過略高于傳統(tǒng)均勻化溫度,大幅度延長均勻化時間來達(dá)到均勻化的目的,生產(chǎn)效率較低;二級均勻化是較早就出現(xiàn)的一種均勻化方法,特別適用第二相變化比較復(fù)雜的高合金化合金。目前,7050高強(qiáng)鋁合金的均勻化主要是采用一級均勻化退火工藝,其均勻化溫度一般為460~465℃,保溫時間為24h,均勻化效果不理想。本文作者研究了7B50高強(qiáng)鋁合金鑄態(tài)與一級均勻化態(tài)的組織與成分分布,并確定了實驗合金經(jīng)一級均勻化后的過燒溫度,在此基礎(chǔ)上對二級均勻化工藝進(jìn)行了研究,其結(jié)果對優(yōu)化7050鋁合金均勻化制度具有重要的指導(dǎo)意義。1鑄錠均勻化試驗實驗合金7B50錠坯在實驗室制備。配料采用高純鋁、工業(yè)純鋅、工業(yè)純鎂和鋁銅中間合金,鋯以中間合金Al-5%Zr的形式加入,細(xì)化劑采用Al-5Ti-B。合金的熔煉在石墨坩堝電阻爐內(nèi)進(jìn)行,熔化溫度780~800℃,精煉溫度為730~740℃,鑄造溫度為710~720℃,除氣劑采用C2Cl6,在鐵模中鑄造。鑄錠均勻化處理采用空氣電阻爐。用差熱分析(DSC)方法確定低熔點共晶的熔化溫度,差熱分析的升溫速率為10℃/min。鑄態(tài)試樣分別經(jīng)465℃,24h、465℃,24h+475℃,2h、465℃,24h+480℃,2h及465℃,24h+485℃,2h均勻化處理后出爐水淬,采用金相分析方法研究它們的組織特征,確定是否過燒。為了對比研究,將鑄態(tài)7B50分別進(jìn)行一級均勻化和二級均勻化。其中一級均勻化工藝:隨爐升溫至465℃保溫不同時間,出爐水淬;二級均勻化工藝:隨爐升溫至465℃保溫24h,再升溫至475℃保溫不同時間,出爐水淬。組織觀察在XJP-6A型光學(xué)顯微鏡、KYKY-2800型與PhilipsSirion200型掃描電鏡以及TecnaiG220和JEM-3010型透射電鏡下進(jìn)行,利用電子探針技術(shù)對鑄態(tài)組織和各種均勻化態(tài)組織的形貌、枝晶偏析以及合金的成分分布情況進(jìn)行了分析。2結(jié)果與分析2.1第二相組織中合金元素的分布實驗合金在光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡下觀察到的組織形貌如圖1所示。由圖1可見,合金的鑄態(tài)組織主要由樹枝狀α(Al)固溶體與晶界上和枝晶間的低熔點共晶相組成,晶粒呈等軸狀,在晶界附近分布有大量細(xì)小的第二相,晶內(nèi)也存在較粗大的第二相,晶界共晶化合物基本上呈網(wǎng)狀連續(xù)分布。這種網(wǎng)狀共晶相脆性大,塑性低,由于合金組織具有遺傳性,這種不均勻組織在加工后會極大影響合金的強(qiáng)韌性,并增加合金的各向異性。對鑄態(tài)組織中的合金元素分別進(jìn)行面掃描和線掃描,其結(jié)果分別如圖2和3所示。由圖2可見,鑄態(tài)組織中合金元素的分布是不均勻的。在晶界與枝晶間及其非平衡第二相中主要合金元素顯著富集,存在嚴(yán)重的枝晶偏析;在晶粒內(nèi)部,越靠近晶界附近,合金元素含量越高,存在區(qū)域偏析。由圖3可看出,在較寬大的共晶化合物處,其線掃描的波峰往往有兩個峰,說明共晶體內(nèi)合金元素的分布也是不均勻的。因此,在熱加工前必須進(jìn)行均勻化退火,以消除成分偏析。2.2級均勻化對阻燃機(jī)理的影響實驗合金的DSC分析結(jié)果如圖4所示。由圖4(a)可見,分別在479.40、488.5和642.3℃處有吸熱峰,顯然642.3℃為合金熔化終了溫度,其他兩個溫度點分別對應(yīng)兩種非平衡共晶的熔化溫度,相差約9℃。根據(jù)均勻化理論,均勻化退火溫度通常為0.90~0.95Tm,Tm為合金實際熔化溫度。因此,本研究將7B50鑄態(tài)合金的第一級均勻化溫度確定為465℃。由圖4(b)可見,合金經(jīng)過一級均勻化后,低熔點共晶已基本上溶入基體,殘留的共晶熔點上升到了約547.7℃。因此,第二級均勻化溫度較第一級可適當(dāng)提高。為此,將鑄造合金分別經(jīng)465℃,24h、465℃,24h+475℃,2h、465℃,24h+480℃,2h及465℃,24h+485℃,2h均勻化處理后,其組織狀態(tài)如圖5所示。由圖5可看出,經(jīng)465℃,24h一級均勻化后,非平衡共晶數(shù)量較鑄態(tài)大大減少,網(wǎng)狀晶界化合物基本上不再連續(xù),晶界顯著變細(xì),但依然有部分枝晶存在,晶內(nèi)也還存在粗大的第二相(見圖5(a));提高均勻化溫度至475℃保溫2h后,第一級均勻化后殘留的共晶在此溫度下進(jìn)一步溶解,因此組織中殘留的共晶已經(jīng)很少,枝晶基本被消除(見圖5(b));經(jīng)過第一級均勻化后,殘留共晶在480℃下繼續(xù)溶解,但已有少量發(fā)生了熔化(見圖5(c))。第一級均勻化后殘留的共晶中一小部分的熔點仍然較低,在480℃下將發(fā)生了熔化,因此最后的組織中殘留的共晶雖然很少,枝晶完全消除,晶界細(xì)小光滑,但在局部區(qū)域出現(xiàn)了少量的三角晶界和復(fù)熔球這種典型的過燒特征(見圖5(c));由于第二級均勻化溫度過高,一級均勻化后殘留的共晶中有相當(dāng)部分在此溫度下發(fā)生熔化,因而組織中出現(xiàn)了大量三角晶界和復(fù)熔球,局部晶界呈斷續(xù)點狀變粗或連續(xù)加粗的特征,出現(xiàn)了嚴(yán)重過燒(見圖5(d))。通過以上分析可以確定,實驗合金經(jīng)一級均勻化后,其二級均勻化的過燒溫度為480℃?？紤]到實驗爐的爐溫控制誤差一般為±3℃,為安全起見,取475℃為二級均勻化的第二級溫度比較合適。2.3均勻組織和成分的分布2.3.1均勻化過程分析在掃描電鏡下觀察一級均勻化后的顯微組織,結(jié)果如圖6(a)所示,可見組織中仍殘留較多的共晶。為了研究一級均勻化的保溫時間對均勻化效果的影響,對經(jīng)過465℃,24h均勻化處理的合金也進(jìn)行電鏡掃描,結(jié)果如圖6(b)所示。比較圖6(a)與(b)可見,在一級均勻化條件下保溫時間從24h延長到36h,殘留共晶數(shù)量及分布狀態(tài)基本沒有變化,說明在465℃下保溫24h后低熔點共晶基本上已溶解,殘留的共晶已轉(zhuǎn)化為較高熔點的共晶,此時過分延長保溫時間并不能有效改善均勻化效果。為了進(jìn)一步研究一級均勻化處理后合金的成分均勻性和第二相的析出情況,對經(jīng)過465℃,36h均勻化處理試樣進(jìn)行電子探針微區(qū)成分分析和透射電鏡觀察,其結(jié)果分別如圖7和8所示。比較圖7與3可見,一級均勻化態(tài)組織的成分分布在晶界和晶內(nèi)仍然不均勻,只是比鑄態(tài)組織大有改善,其中Zn、Mg和Zr的改善幅度較大。線掃描的波峰處不再有兩個峰,共晶體內(nèi)細(xì)小分散的金屬間化合物已經(jīng)溶解,留下的是那些較難溶解的大塊金屬間化合物。此外,從圖7來看,Fe和Si在晶界略有富集。顯然,這種組織對后續(xù)加工和合金的性能是非常不利的。由圖8可見,經(jīng)一級均勻化處理后,基體的局部區(qū)域析出有少量Al3Zr質(zhì)點,大小約為10nm,分布不均勻,顯然這種Al3Zr質(zhì)點對抑制再結(jié)晶的效果是不好的。2.3.2第三次均化期在掃描電鏡下觀察二級均勻化后的顯微組織,結(jié)果如圖9所示。比較圖9(a)與6(a)可知,經(jīng)二級均勻化處理后,非平衡共晶數(shù)量較一級均勻化大幅度減少,殘留的共晶已經(jīng)很少,效果非常好。為了研究第二級均勻化時間對均勻化效果的影響,對經(jīng)過465℃,24h+475℃,2h均勻化處理的合金也進(jìn)行電鏡掃描,結(jié)果如圖9(b)所示。比較圖9(a)與(b)可發(fā)現(xiàn),合金經(jīng)第一級均勻化后,尚殘留大量的共晶,在進(jìn)行第二級均勻化時,這些殘留的共晶將繼續(xù)溶解,但需要保溫適當(dāng)?shù)臅r間。這個時間不能太短,否則達(dá)不到充分均勻化的目的;但也不能太長,否則會造成晶粒長大。且高強(qiáng)鋁合金在均勻化過程中過飽和基體會析出第二相質(zhì)點,這些第二相質(zhì)點在高溫下長時間保溫將粗化,不利于控制后續(xù)加工的組織與提高合金性能。為此,對經(jīng)過465℃,24h+475℃,4h二級均勻化處理的試樣進(jìn)行電子探針微區(qū)成分分析和透射電鏡分析,其典型結(jié)果分別如圖10和11所示。由圖10可見,經(jīng)過二級均勻化后,合金元素Zn和Zr在晶界上(殘留共晶化合物中)和晶內(nèi)的分布基本上已經(jīng)均勻化,Mg在晶內(nèi)的分布也較一級均勻化大有改善,只是在殘留的共晶化合物內(nèi)明顯存在Mg和Cu的偏聚。這說明經(jīng)二級均勻化處理后,合金的成分分布較一級均勻化大有改善。由圖11可看出,實驗合金經(jīng)過該二級均勻化處理后,從過飽和基體中析出了尺寸約為30nm的球形Al3Zr質(zhì)點,且分布均勻彌散。鋯在高強(qiáng)鋁合金中的主要作用就是抑制再結(jié)晶,細(xì)化晶粒,其尺寸大小和分布間距決定再結(jié)晶抑制效果。根據(jù)第二相顆粒阻礙晶界遷移的條件(粒子間距l(xiāng)<1μm,粒子直徑d<0.3μm),這種彌散析出的Al3Zr質(zhì)點顯然能阻礙大角度晶界遷移而抑制再結(jié)晶核心的生長,使再結(jié)晶受阻。由此可見,二級均勻化組織對后續(xù)加工的組織和性能的影響是十分有利的。3密度對算法對地層厚度的影響根據(jù)均勻化理論,合金元素在固溶體中的擴(kuò)散系數(shù)與溫度的關(guān)系可用下式表示:此式表明,溫度稍有升高將使擴(kuò)散過程大大加速。而非平衡共晶相在固溶體中的溶解時間又與其尺寸大小、均勻化溫度及合金成分有關(guān):式中a和b為隨均勻化溫度及合金成分而改變的系數(shù);δ為共晶相的平均厚度。由此可見,為了達(dá)到充分均勻化的目的,在盡可能提高均勻化退火溫度的同時,應(yīng)視溫度高低選取恰當(dāng)?shù)谋貢r間。在一級均勻化條件下,加熱溫度較低,合金元素擴(kuò)散系數(shù)低,金屬間化合物溶解速度較慢。在均勻化過程中,對低熔點共晶來說,在保溫前期已經(jīng)大量溶解,延長保溫時間,溶解量有所增加但效果不大;對高熔點共晶來說,尚未達(dá)到其溶解溫度,基本上不溶解,且部分低熔點共晶在均勻化過程中逐步轉(zhuǎn)化為高熔點共晶,由此必然會造成較多的殘留共晶。因此,要想充分均勻化,只有進(jìn)一步提高均勻化溫度。在本研究中,當(dāng)一級均勻化的保溫時間從24h延長到36h時,均勻化效果并沒有什么變化充分說明了進(jìn)一步提高均勻化溫度能使合金充分均勻化。在二級均勻化條件下,由于第二級溫度較高,合金元素擴(kuò)散較容易,且經(jīng)過第一級均勻化后,殘留共晶的尺寸大大減小,其溶解速度有所加快,難溶共晶變得較易溶解,因此,在第二級均勻化階段的保溫初期,殘留共晶會大量溶解。但隨著均勻化過程的進(jìn)行,晶內(nèi)濃度梯度不斷減小,擴(kuò)散物質(zhì)的量也在不斷減小,從而使均勻化過程自動減緩,在此情況下,如果過分延長保溫時間,不僅達(dá)不到理想的均勻化效果,還將造成晶粒長大,亞微第二相顆粒Al3Zr聚集粗化,反而不利于在后續(xù)加工中抑制再結(jié)晶和彌散強(qiáng)化,對合金的組織與性能產(chǎn)生不利影響。因此,在提高第二級均勻化溫度的同時,必須要確定一個最佳保溫時間。通過以上分析可以確定,二級均勻化明顯優(yōu)于一級均勻化,實驗合金的二級均勻化工藝為:隨爐加熱到465℃保溫24h,再隨爐加熱到475℃保溫4h。經(jīng)過二級均勻化處理,能使實驗合金的非平衡共晶充分溶解,殘留的共晶很少,合金元素在基體內(nèi)分布均勻,基體中析出分