al-6zn-25mg-21cu-012zr合金組織和性能的研究

al-6zn-25mg-21cu-012zr合金組織和性能的研究

高強(qiáng)度預(yù)拉伸厚板是在航空航天材料的基礎(chǔ)上開發(fā)和開發(fā)的一系列鋁材料。它長期被廣泛應(yīng)用于各種飛機(jī)結(jié)構(gòu)、飛機(jī)梁、飛機(jī)壁板和推進(jìn)器中的高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)零件。它是世界各國航空航天工業(yè)中不可或缺的重要材料。Al-Zn-Mg-Cu系合金是一種典型的可熱處理強(qiáng)化鋁合金,熱處理工藝是使該合金具有最佳的綜合性能或滿足某些結(jié)構(gòu)材料所必需特性的關(guān)鍵工藝環(huán)節(jié)。Al-Zn-Mg-Cu系合金的強(qiáng)韌化熱處理主要由固溶處理及時(shí)效工藝組成。為了盡可能地提高強(qiáng)化固溶的溫度,最大程度地減少殘余結(jié)晶相顆粒,近來發(fā)展了多級強(qiáng)化固溶的熱處理工藝。其通過逐步升溫固溶處理可使最終固溶溫度超過多相共晶溫度而不產(chǎn)生過燒組織,從而提高殘余可溶結(jié)晶相的固溶程度和合金力學(xué)性能。7000系鋁合金通過T6峰時(shí)效處理可以得到最大強(qiáng)化效果,但抗應(yīng)力腐蝕性能較差。采用雙級時(shí)效制度雖然可以提高抗應(yīng)力腐蝕性能,但會使合金的強(qiáng)度降低10%～15%。本研究通過改變固溶處理工藝,系統(tǒng)地研究了固溶處理、單級時(shí)效處理和雙級時(shí)效處理對Al-6.6Zn-2.3Mg-2.1Cu-0.12Zr合金顯微組織和力學(xué)性能的影響,旨在為制定適用于Al-6.6Zn-2.3Mg-2.1Cu-0.12Zr合金工業(yè)生產(chǎn)的固溶時(shí)效熱處理工藝提供實(shí)驗(yàn)依據(jù)。1測試方法實(shí)驗(yàn)所用合金由高純Al、高純Zn、高純Mg、Al-Cu及Al-Zr中間合金等原料配比熔煉而成。本實(shí)驗(yàn)合金采取雙級均勻化制度,為440℃/12h+475℃/24h,將圓錠擠壓成截面為100mm×25mm規(guī)格的板帶,擠壓比為12.6∶1。擠壓板帶分別采用單級固溶制度和雙級固溶制度進(jìn)行固溶處理。固溶處理結(jié)束后,進(jìn)行水淬。固溶處理在SX2-12-10程序控制型箱式電阻爐中進(jìn)行,溫度控制在設(shè)定溫度的±2℃以內(nèi)。采用光學(xué)顯微鏡(Axiocert200MAT)、掃描電鏡(HITACHIS4800)、透射電鏡(JEM-2010型)對合金組織進(jìn)行觀察和分析。金相和掃描電鏡試樣用Keller試劑腐蝕,透射電鏡樣品采用電解雙噴進(jìn)行減薄,電解液為硝酸∶甲醇=1∶3,溫度控制在-30～-20℃,電壓為15～20V,電流為60～80mA。X射線衍射物相分析采用CuKα射線,衍射角(2θ)為10°～90°。采用布氏硬度計(jì)進(jìn)行合金硬度測試,載荷為62.5N,加載時(shí)間為20s。樣品厚度為3mm,取自樣品的橫截面,每個(gè)測試點(diǎn)取5個(gè)測量值的平均值。電導(dǎo)率測試在廈門第二電子儀器廠生產(chǎn)的7501型渦流導(dǎo)電儀測量試樣的電導(dǎo)儀上進(jìn)行,測試參照GB/T12966-91執(zhí)行。電導(dǎo)率樣品取自樣品的橫截面,面積大于2.5cm×2.5cm,測量前用800#水磨砂紙磨平試樣表面,除去熱處理時(shí)形成的氧化膜。每個(gè)測試點(diǎn)取3個(gè)測量值的平均值。室溫拉伸實(shí)驗(yàn)在MTS-810型試驗(yàn)機(jī)上測試合金的室溫拉伸性能,拉伸速度為1mm·min-1,試樣的取樣方向?yàn)長向。2結(jié)果與討論2.1擠壓態(tài)合金的組織圖1為擠壓態(tài)合金的金相組織,可以觀察到合金的晶粒沿變形方向被拉長,可以觀察到合金中有一些粗大的第二相分布,粗大第二相的尺寸在數(shù)微米到20μm之間,合金中還存在大量細(xì)小的第二相,是合金在均勻化處理和熱擠壓緩冷過程中從基體里析出的,由XRD分析可知擠壓態(tài)合金中主要的析出相為Al2CuMg和MgZn2相,圖2所示。圖3為Al-6.6Zn-2.3Mg-2.1Cu-0.12Zr合金擠壓板帶固溶處理1h后的金相組織。合金在470℃和475℃進(jìn)行固溶處理,沒有出現(xiàn)過燒組織。470℃/1h固溶處理淬火后,有少量的細(xì)小第二相MgZn2存在,475℃/1h固溶后,擠壓板帶表面細(xì)小的第二相MgZn2基本回溶。480℃/1h固溶后,粗大的第二相消失,但合金出現(xiàn)晶界展寬和復(fù)熔球等過燒跡象。合金出現(xiàn)過燒現(xiàn)象,晶界會被弱化。有研究表明,當(dāng)合金出現(xiàn)嚴(yán)重過燒時(shí),合金的拉伸斷口形貌會由未過燒時(shí)的“穿晶斷口”轉(zhuǎn)變?yōu)椤把鼐嗫凇?晶界成為合金的薄弱環(huán)節(jié)。過燒組織對合金的綜合性能,尤其是對斷裂韌性有不利影響。為使合金在避免過燒的情況下,盡可能地提高固溶度,選擇了475℃/2h的固溶制度。2.2晶內(nèi)出相的變化圖4是合金在120℃單級時(shí)效的硬度和電導(dǎo)率曲線,合金120℃時(shí)效時(shí),硬度上升速度較快,28h合金達(dá)到硬度最高值。圖5是合金經(jīng)單級時(shí)效處理后的TEM晶內(nèi)組織、晶界組織形貌像和選區(qū)電子衍射花樣。120℃/1h時(shí)效后,合金析出細(xì)小沉淀物,分布均勻,密度較小,晶界析出相尺寸較小。120℃/24h時(shí)效后,合金細(xì)小析出相的密度顯著增加,析出物的大小略有長大,尺寸為3～8nm,析出物形狀以球形為主,出現(xiàn)少量短棒狀析出物。晶界析出相明顯長大,呈鏈狀分布。相比120℃/24h時(shí)效,120℃/60h時(shí)效后,晶內(nèi)析出相略有長大,尺寸為5～10nm,晶界析出相明顯粗化,尺寸達(dá)到50nm以上。圖5(a),(c),(e)是合金在不同時(shí)效狀態(tài)下的選區(qū)電子衍射斑點(diǎn)。合金120℃/1h時(shí)效后,<112>Al晶帶軸的衍射花樣中,在1/3{311}和2/3{311}處出現(xiàn)模糊的GPⅠ區(qū)形成的斑點(diǎn),在接近1/2{311}的位置出現(xiàn)模糊的斑點(diǎn),這些斑點(diǎn)與GPⅡ區(qū)已經(jīng)形成有關(guān)。合金120℃/24h時(shí)效后,在1/3{311}和2/3{311}處出現(xiàn)斑點(diǎn),說明晶內(nèi)析出物中存在GPⅠ區(qū),而在1/2{311}處,出現(xiàn)斑點(diǎn),說明晶內(nèi)析出物中存在GPⅡ區(qū),<112>Al晶帶軸的衍射花樣中沿{111}方向的1/3{220}和2/3{220}位置出現(xiàn)斑點(diǎn),以及在1/3{220}和2/3{220}位置沿{111}方向出現(xiàn)芒線,這些是與η′相有關(guān)的衍射特征。合金經(jīng)120℃/24h單級峰時(shí)效處理后,合金的晶內(nèi)析出相包括GP區(qū)和η′相。合金120℃/60h時(shí)效后,在<112>Al晶帶軸的衍射花樣中沿{111}方向的芒線變強(qiáng),說明η′相的體積分?jǐn)?shù)增加。Al-6.6Zn-2.3Mg-2.1Cu-0.12Zr合金時(shí)效初期,合金的晶內(nèi)沉淀相以GP區(qū)為主,位錯(cuò)與質(zhì)點(diǎn)的作用主要是切割機(jī)制。隨著時(shí)效的進(jìn)行,過飽和固溶體不斷分解,促進(jìn)了沉淀相的析出和長大,其中還有一部分GP區(qū)發(fā)生了向η′相的轉(zhuǎn)化,晶內(nèi)沉淀相的這些變化使合金的強(qiáng)度迅速上升。峰值時(shí)效時(shí),合金的晶內(nèi)沉淀相以GP區(qū)和η′相強(qiáng)化為主,位錯(cuò)和晶內(nèi)析出相的作用以繞過機(jī)制為主。隨著時(shí)效過程的進(jìn)一步深入,合金的晶內(nèi)析出相有所粗化,使析出相的強(qiáng)化作用變小,但是晶內(nèi)析出相仍以GP區(qū)和η′為主,未出現(xiàn)大量的穩(wěn)定相η相,而沉淀析出相的體積分?jǐn)?shù)在增加,使沉淀相的強(qiáng)化效果變大,兩個(gè)效應(yīng)相互抵消,使合金在120℃長時(shí)間時(shí)效后,硬度和強(qiáng)度相比峰時(shí)效沒有出現(xiàn)明顯的下降,合金的抗過時(shí)效能力強(qiáng)。合金在120℃時(shí)效24h,抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大,為625MPa,此時(shí)合金的屈服強(qiáng)度為560MPa,伸長率為14.0%,電導(dǎo)率為17.7MS·m-1。2.3強(qiáng)度在第二時(shí)效下表現(xiàn)Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金的雙級時(shí)效包括兩個(gè)過程:第一級是低溫預(yù)時(shí)效,其作用是在合金基體中形成大量穩(wěn)定的GP區(qū),作為第二級時(shí)效析出相的核心;第二級是高溫時(shí)效,能在高溫時(shí)效溫度下穩(wěn)定存在的GP區(qū)優(yōu)先成核轉(zhuǎn)化為η′相。在晶內(nèi)形成均勻分布的盤狀的η′相,在大角度晶界上形成粗大的η相。經(jīng)雙級過時(shí)效處理,合金的強(qiáng)度下降,但合金的抗應(yīng)力腐蝕性能可以得到明顯的改善。由于雙級時(shí)效能夠明顯加速沉淀析出過程,采用雙級時(shí)效可以使合金在較短時(shí)間內(nèi)達(dá)到所需的強(qiáng)度。圖6為合金經(jīng)雙級時(shí)效110℃/8h+160℃/xh的抗拉強(qiáng)度和電導(dǎo)率曲線。合金的抗拉強(qiáng)度在第二級時(shí)效6h時(shí)達(dá)到最大,此時(shí)抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率和電導(dǎo)率分別為625MPa,595MPa,11.5%和19.2MS·m-1。相比120℃/24h單級峰時(shí)效處理制度,110℃/8h+160℃/6h雙級時(shí)效制度抗拉強(qiáng)度基本相當(dāng),屈服強(qiáng)度較高,延伸率明顯下降,電導(dǎo)率提高1.6MS·m-1。電導(dǎo)率是合金抗應(yīng)力腐蝕性能的間接判據(jù),一般來說,合金的電導(dǎo)率越高,抗應(yīng)力腐蝕性能越好。雙級時(shí)效處理的合金具有比單級峰時(shí)效處理的合金更好的抗應(yīng)力腐蝕性能。合金經(jīng)過110℃/8h+160℃/28h時(shí)效后,抗拉強(qiáng)度為595MPa,屈服強(qiáng)度為565MPa,延伸率為12.5%,電導(dǎo)率20.9MS·m-1,相比120℃/24h單級峰時(shí)效處理,抗拉強(qiáng)度下降30MPa電導(dǎo)率提高3.2MS·m-1。圖7為合金經(jīng)雙級時(shí)效處理后析出相的TEM。合金110℃/8h+160℃/2h時(shí)效后,晶內(nèi)析出相相比單級峰時(shí)效制度略有粗大,但粗化不明顯,合金這樣的晶內(nèi)析出相組織使合金的抗拉強(qiáng)度仍能保持在與單級峰時(shí)效制度同一水平上。此狀態(tài)下合金的晶界析出物和單級峰時(shí)效制度相同,為鏈狀分布。合金經(jīng)110℃/8h+160℃/28h后,晶內(nèi)析出相明顯長大,尺寸在20nm左右,晶界析出物粗大、尺寸在50～100nm之間,呈不連續(xù)分布,晶界析出相間距為50nm左右,此種晶界析出相的形態(tài)有利于提高合金的抗應(yīng)力腐蝕性能。合金的晶界無析出帶相的寬度為40～50nm,與120℃/8h+160℃/2h晶界無析出帶的寬度相比無明顯變化。在合金的<112>Al晶帶軸的衍射花樣中,1/3{220}和2/3{220}處有衍射斑點(diǎn)存在,說明合金中有η′存在,同時(shí)在1/3{220}處的內(nèi)側(cè)出現(xiàn)一列模糊斑點(diǎn),這些斑點(diǎn)與穩(wěn)定相η的衍射有關(guān)。此狀態(tài)下合金的晶內(nèi)析出相主要類型為η′和η相。3合金的出