高強(qiáng)鋁合金強(qiáng)化固溶后的組織性能變化

高強(qiáng)鋁合金強(qiáng)化固溶后的組織性能變化

近年來，al-zn-mg-cu作為航空航天業(yè)的主要結(jié)構(gòu)材料，引起了人們的廣泛關(guān)注，減少了航空宇宙飛船和地面運(yùn)載工具的質(zhì)量，顯著提高了運(yùn)載能力和機(jī)動性，降低了燃料消耗。作為一種承受質(zhì)量和結(jié)構(gòu)的高質(zhì)量材料，其工作質(zhì)量控制發(fā)揮著重要作用。隨著航空航天技術(shù)的迅速發(fā)展，對Al-Zn-Mg-Cu系合金提出了更高的要求，對合金的強(qiáng)度要求越來越高并且希望在提高強(qiáng)度的同時保持較高的伸長率和抗應(yīng)力腐蝕性能。國內(nèi)外學(xué)者通過改變合金化學(xué)成分和提高合金純度以及采用先進(jìn)的加工技術(shù)來改善合金的組織及性能，希望達(dá)到高強(qiáng)、高韌、低密度的目的。Al-Zn-Mg-Cu系合金的熱處理工藝主要包括鑄錠均勻化、固溶淬火以及隨后的時效過程。固溶處理是該系合金加工過程中不可缺少的重要環(huán)節(jié)，固溶處理過程中合金組織的變化，尤其是第二相的變化將對后續(xù)變形和熱處理產(chǎn)生重要影響，從而影響產(chǎn)品最終性能。由于傳統(tǒng)的鑄錠均勻化溫度和變形組織的固溶溫度均低于非平衡低共晶熔點(diǎn)，因此粗大化合物相不可能溶解徹底。即使在鑄錠均勻化處理過程中較完全地溶解了非平衡共晶相，通常的固溶工藝也并不能較好地固溶殘留的結(jié)晶相，這些殘留結(jié)晶相聚結(jié)在一起分布于晶內(nèi)及晶界上，成為應(yīng)力集中和裂紋萌生處。雖然在后續(xù)的變形過程中，這些粗大的第二相顆粒會有所碎化，但總有一部分保留在最終組織當(dāng)中，對合金的斷裂韌性、拉伸強(qiáng)度、疲勞性能以及應(yīng)力腐蝕開裂均有顯著的影響，因此尋找一種適宜的固溶方法是解決問題的關(guān)鍵。目前國內(nèi)對固溶處理過程的研究報(bào)道很少，陳康華等人研究表明，通過一種逐步升溫的固溶方法可使固溶溫度超過最低共晶相熔點(diǎn)，在不產(chǎn)生組織過燒的前提下盡可能地溶解殘余結(jié)晶相，使合金元素充分固溶來提升合金的力學(xué)性能。作者通過對7050高強(qiáng)鋁合金強(qiáng)化固溶的研究，初步揭示了固溶程度對合金組織與性能的影響，為超高強(qiáng)鋁合金的熱處理工藝的優(yōu)化設(shè)計(jì)提供依據(jù)。1材料的預(yù)處理與拉伸實(shí)驗(yàn)所用材料為美國ALCOA公司生產(chǎn)的20mm厚的7050鋁合金板材，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為6.24Zn,2.26Mg,2.32Cu,0.13Ti,0.11Fe,0.07Si，余為Al。取3組試樣分別在不同的工藝下進(jìn)行固溶處理：(1)常規(guī)固溶470℃×90min水冷淬火，然后進(jìn)行T6人工時效；(2)常規(guī)固溶480℃水冷淬火后進(jìn)行T6人工時效；(3)強(qiáng)化固溶470℃×90min后，以約4℃/h的速度升溫至480℃，水冷淬火后進(jìn)行T6人工時效。將截取的金相試樣依次用400#～1200#水磨砂紙預(yù)磨后進(jìn)行機(jī)械拋光，按2.5%HNO3+1.5%HCl+1.0%HF+95%H2O配成腐蝕劑，腐蝕時間為10s，用光學(xué)顯微鏡(OM)進(jìn)行金相觀察。拉伸試樣按照金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法制備(標(biāo)準(zhǔn)號為GB/T228-2002)，長軸方向與軋制方向垂直，拉伸試驗(yàn)在日本島津AG-10TA型萬能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。用Hitachi-4700掃描電子顯微鏡(SEM)進(jìn)行材料組織觀察及EDS能譜分析。2結(jié)果與分析2.1強(qiáng)化固溶前后的組織及能譜分析圖1為合金經(jīng)不同工藝固溶處理后的光學(xué)顯微鏡照片。由圖1(a)可看出，在470℃保溫進(jìn)行常規(guī)固溶處理后，合金的晶內(nèi)、晶界處均存在大量粗大的結(jié)晶相，晶界處也呈現(xiàn)了連續(xù)分布的共晶組織，這些共晶相嚴(yán)重影響合金的強(qiáng)度和韌性。隨溫度的提高，在480℃保溫進(jìn)行常規(guī)固溶處理后，組織中的粗大相明顯減少，但仍保留部分粗大的第二相粒子，并且組織中出現(xiàn)過燒現(xiàn)象，見圖1(b)。在常規(guī)固溶的基礎(chǔ)上進(jìn)行強(qiáng)化固溶，即逐步升溫超過合金最低共晶相熔點(diǎn)(差熱分析儀所測為475℃)，組織中的絕大部分粗大結(jié)晶相已經(jīng)溶入基體中，且在高于475℃上并未發(fā)生過渡液相及過燒組織。這說明強(qiáng)化固溶處理是可以突破多相共晶點(diǎn)這個極限的，見圖1(c)。圖2為不同工藝固溶處理后再經(jīng)T6人工時效的顯微組織照片?？梢钥吹剑瑘D2(a)中析出相分布很不均勻，呈較為明顯的纖維狀，圖2(b)組織中出現(xiàn)了過渡液相所導(dǎo)致的過燒現(xiàn)象，晶界上出現(xiàn)連續(xù)的粗大結(jié)晶相，使得析出相易在粗大相上偏聚，時效效果不理想。圖2(c)為經(jīng)強(qiáng)化固溶后人工時效的組織，析出相效果明顯，顆粒細(xì)小，呈均勻彌散分布，使組織性能有很大提高。這說明強(qiáng)化固溶在達(dá)到多相共晶熔點(diǎn)時不產(chǎn)生過燒，為后續(xù)的人工時效提供有利的條件。圖3為7050高強(qiáng)鋁合金經(jīng)普通固溶處理及T6人工時效后對基體第二相的能譜分析?？梢钥闯觯?jīng)普通固溶處理后合金中粗大相并未徹底回溶入基體組織中。這些粗大的第二相主要是以Fe、Si為主的硬脆相，這些粗大結(jié)晶相連續(xù)起源分布在晶界及晶內(nèi)，是裂紋萌生的主要起源地，勢必會大大降低合金的斷裂韌性和綜合性能。能譜中還有部分Zn與Mg，這可能是由于粗大未溶相的存在使得溶質(zhì)原子更容易在能量高的地方集合析出。2.2斷裂強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度從表1可看出，經(jīng)強(qiáng)化固溶處理后，7050合金的斷裂強(qiáng)度σb和屈服強(qiáng)度σ0.2均有大幅度提高，同時仍能保持較高的伸長率δ，這和結(jié)晶相固溶度的提高及固溶組織的改善有關(guān)。2.3化固溶過程對合金拉伸性能的影響從圖4中可看出，常規(guī)固溶處理下，7050合金斷口中含有韌窩及晶界裂紋，這說明斷裂屬第二相引起的晶內(nèi)斷裂與晶界斷裂的混合斷裂。強(qiáng)化固溶后合金的晶界斷裂增加，裂紋多起源于晶界。相比較，常規(guī)固溶處理下的斷口韌窩粗大，且大小韌窩相連，韌窩更深，拉伸數(shù)據(jù)顯示，合金的伸長率更高，韌性更好。當(dāng)溫度繼續(xù)升高則組織中出現(xiàn)過燒現(xiàn)象，可以看見在斷口處有熔覆團(tuán)。強(qiáng)化固溶處理后斷口韌窩細(xì)小，且解理特征顯著，這主要是粗大相溶入基體，使基體中合金元素增加，在T6人工時效后析出相細(xì)小均勻彌散，阻礙了組織位錯的運(yùn)動，造成位錯的積塞形成的。3強(qiáng)化固溶對合金組織的影響固溶處理是Al-Zn-Mg-Cu系合金重要的熱處理工藝。由于熔煉組織凝固的非平衡結(jié)晶相以及加工過程的雜質(zhì)元素的進(jìn)入，會使鑄態(tài)組織含有大量的粗大共晶相，這些粗大相只有小部分在均勻化處理過程中溶入基體組織，仍有很大一部分殘留在晶界以及晶粒內(nèi)。雖然在后續(xù)的變形加工過程中會使部分粗大相碎化，但是殘留相將沿軋制方向分布，嚴(yán)重影響材料最終的組織性能。因此，通過固溶處理來減少這些粗大的結(jié)晶相是研究者們一直在思考的問題。傳統(tǒng)的固溶處理工藝都將固溶溫度限定在多相共晶熔點(diǎn)之下，一旦超過多相共晶熔點(diǎn)，組織將產(chǎn)生過渡液相，出現(xiàn)粗大相連續(xù)分布、吸氣等現(xiàn)象，造成組織過燒。由于多相共晶點(diǎn)的限制，殘余結(jié)晶相的固溶很不完全，傳統(tǒng)的通過添加合金元素的固溶強(qiáng)化方法并不能夠顯著地發(fā)揮合金元素的作用。通過逐步升溫來達(dá)到合金元素充分固溶的強(qiáng)化固溶處理在不改變合金化學(xué)成分的前提下，最大限度地固溶合金元素，使基體組織得到強(qiáng)化。由于不同結(jié)晶相的固溶速度與熱穩(wěn)定性不同，當(dāng)某一相優(yōu)先固溶后，剩余相的共晶溫度將提高。在7050鋁合金中，富Mg/Zn相比富Cu相固溶得快且后者熱穩(wěn)定性更高，因此過渡液相生成溫度將高于多相共晶點(diǎn)溫度，這就出現(xiàn)了固溶溫度超過多相共晶點(diǎn)而未發(fā)生過燒現(xiàn)象。由于溫度的提升，殘留相逐步回溶入基體組織，使得固溶度顯著提高。在預(yù)先較低溫度固溶保溫可以使得組織處于回復(fù)狀態(tài)，先前變形狀態(tài)下的畸變能減少，加上合金元素的溶入，阻礙了晶粒增長，所以強(qiáng)化固溶后的組織晶粒并未長大。經(jīng)過室溫水淬后合金的過飽和度顯著增大，使時效過程的相變驅(qū)動力增加，析出相的臨界形核尺寸減小，形核率提高，析出相變得細(xì)小、彌散，達(dá)到時效強(qiáng)化效果。強(qiáng)化固溶對合金塑性和斷裂行為的影響較為復(fù)雜。一般固溶條件下，未溶相大量殘留，并在晶界上呈連續(xù)分布，導(dǎo)致晶界過早斷裂，強(qiáng)化固溶有助于減少這種斷裂的發(fā)生。強(qiáng)化固溶減少了粗大未溶結(jié)晶相，使得淬火后的基體過飽和程度增加，這將影響到時效后析出相的數(shù)量和分布情況，從而改變了合金的斷裂行為。由于晶內(nèi)粗大相的減少，晶界析出相呈連續(xù)分布，晶內(nèi)析出相數(shù)量增加，裂紋容易在晶界形成和擴(kuò)展，所以強(qiáng)化固溶后沿晶斷裂增強(qiáng)。由于晶內(nèi)析出相分布均勻、彌散，阻礙了位錯的運(yùn)動，塑性有所降低，晶粒斷面平整，解理特征顯著。為保證合金的強(qiáng)度，通常提高合金元素的含量，但這對組織的綜合性能不利，因此