固溶熱處理溫度對(duì)755系高強(qiáng)鋁合金性能的影響

固溶熱處理溫度對(duì)755系高強(qiáng)鋁合金性能的影響

航空航天和地面運(yùn)載工具可以顯著提高運(yùn)載能力和機(jī)動(dòng)性，減少燃料消耗，改善航行距離。其中輕質(zhì)高強(qiáng)結(jié)構(gòu)材料對(duì)結(jié)構(gòu)減重具有關(guān)鍵作用。作為主要航空航天及車輛結(jié)構(gòu)材料的鋁合金正在向高強(qiáng)度、耐腐蝕、低密度、耐熱方向發(fā)展。7×××系超高強(qiáng)鋁合金強(qiáng)度較傳統(tǒng)鋁合金的高30%以上。近年來新出現(xiàn)的Al-Zn-Mg-Cu系的合金如7055-T77是在已有的7×××系合金的基礎(chǔ)上通過提高純度、改變合金元素含量及改進(jìn)時(shí)效工藝發(fā)展起來的,因采用普通熔鑄工藝制備,成本與普通鋁合金的相當(dāng),具有廣闊的應(yīng)用前景。目前,超高強(qiáng)鋁合金的強(qiáng)度已達(dá)較高水平,但其綜合性能仍有待進(jìn)一步提高。固溶處理溫度對(duì)7×××系鋁合金的性能影響很大,目前對(duì)高Zn含量7×××系鋁合金的固溶溫度研究不系統(tǒng)。本文重點(diǎn)研究固溶溫度對(duì)7A55鋁合金顯微組織和性能的影響,確立最佳的固溶溫度。1鑄錠的均化退火和拉伸試驗(yàn)所采用原料為:工業(yè)純鋁、純鎂、純鋅、Al-Cu中間合金、Al-Zr中間合金。所配合金化學(xué)成分如表1所示。首先將原料在坩堝電阻爐中熔煉。熔煉溫度為760℃～800℃,除氣劑采用六氯乙烷(C2Cl6),澆注前進(jìn)行除氣,扒渣,靜置5min～10min后澆入水冷鐵模,澆注溫度為740℃。隨后將鑄錠在空氣爐中進(jìn)行均勻化退火。鑄錠的均勻化退火工藝參數(shù)為,隨爐升溫溫度0.8℃/min,465℃保溫24h,隨爐冷卻,然后進(jìn)行鋸切與銑面,將退火后的鑄錠進(jìn)行熱軋。熱軋?jiān)赟815E2型軋機(jī)進(jìn)行,其參數(shù)如表2。固溶處理在空氣爐里進(jìn)行,將試樣分別在450℃、460℃、470℃、480℃、490℃和500℃進(jìn)行固溶處理,爐溫的波動(dòng)控制在±2℃,保溫1h后,淬入室溫冷水中,淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間不大于5s。淬火后馬上在熱風(fēng)循環(huán)電爐中進(jìn)行人工時(shí)效,溫度為120℃,時(shí)間為24h,爐溫波動(dòng)控制在±1℃。拉伸試驗(yàn)在Instron8032萬能材料力學(xué)拉伸機(jī)上進(jìn)行,拉伸速度2mm/min。采用小負(fù)荷維氏硬度計(jì)(HV-10B)測(cè)試不同溫度固溶后淬火態(tài)及時(shí)效后的硬度。采用光學(xué)顯微鏡對(duì)合金不同溫度固溶后的顯微組織進(jìn)行觀察和分析。斷口試樣在KYLY2800掃描電鏡下進(jìn)行,對(duì)斷口典型形貌進(jìn)行照相并對(duì)第二相粒子進(jìn)行能譜(EDX)分析。2試驗(yàn)結(jié)果與討論2.1固溶過程及試驗(yàn)結(jié)果分析圖1是7A55合金固溶前后的金相組織。從圖1中可看出,軋制態(tài)的晶粒被拉長,為典型的變形組織,還存在許多粗大的第二相。固溶處理后,因溫度不同合金發(fā)生了不同程度的再結(jié)晶。450℃、460℃發(fā)生少量的再結(jié)晶。470℃、480℃、490℃時(shí)再結(jié)晶發(fā)生的程度明顯增大500℃時(shí)再結(jié)晶完成、晶粒粗大,晶粒呈等軸狀,490℃、500℃的晶粒比450℃、460的大得多。由此可知,固溶溫度越高,晶粒越粗大,這是因?yàn)樵俳Y(jié)晶是一個(gè)受溫度和時(shí)間控制的動(dòng)力學(xué)過程。由于晶界遷移的過程就是原子擴(kuò)散過程,所以溫度越高,晶粒長大速度就越快。圖2是490℃和500℃時(shí)合金的過燒組織金相照片。從圖2中可以看出,490℃、500℃時(shí)發(fā)生了過燒現(xiàn)象,490℃、500℃出現(xiàn)了三角晶界和復(fù)熔球的輕微過燒現(xiàn)象。過燒是固溶處理時(shí)易出現(xiàn)的不可挽救缺陷。輕微過燒時(shí),表面特征不明顯,顯微組織觀察到晶界稍變粗,并有少量球狀易熔組成物,晶粒亦較大。反映在性能上,沖擊韌性明顯降低,腐蝕速率大為增加。嚴(yán)重過燒時(shí),除了晶界出現(xiàn)易熔物薄層,晶內(nèi)出現(xiàn)球狀易熔物外,晶粒粗大、晶界平直、氧化嚴(yán)重,三個(gè)晶粒的銜接點(diǎn)呈黑三角,有時(shí)出現(xiàn)沿晶界的裂紋。在制品表面,顏色發(fā)黑,有時(shí)出現(xiàn)氣泡等凸起。過燒組織的綜合性能都不佳,因此固溶溫度應(yīng)在490℃以下。圖3為合金不同溫度固溶淬火后的硬度值曲線。由圖3可知,470℃以前硬度總體呈下降趨勢(shì),450℃到460℃硬度變化不大,460℃到470℃呈明顯的下降趨勢(shì),470℃以后呈上升趨勢(shì),超過490℃以后開始下降。從圖1的金相照片中可以看出,在450、460℃時(shí)再結(jié)晶發(fā)生程度不大,且晶粒尺寸相近,所以硬度偏高,硬度值基本上一樣。在470℃時(shí)較低,可能是因?yàn)樵俳Y(jié)晶發(fā)生程度比較大,抵消了第二相固溶強(qiáng)化作用。470℃以后硬度曲線升高,這可能是因?yàn)殡S著溫度的提高第二相也逐步溶進(jìn)基體里,固溶強(qiáng)化起到主導(dǎo)作用。從圖2中可知,到了490℃、500℃時(shí)晶粒長得很粗大,出現(xiàn)輕微的過燒現(xiàn)象:三角晶界和復(fù)熔球。所以490℃以后淬火后的硬度曲線呈下降趨勢(shì)?？梢?固溶時(shí),第二相溶解和再結(jié)晶同時(shí)發(fā)生,合金元素溶入基體起到一定強(qiáng)化作用,提高硬度,而再結(jié)晶的發(fā)生降低硬度。圖4為固溶溫度與時(shí)效后合金T6狀態(tài)硬度值的關(guān)系曲線。結(jié)合圖3和圖4中可看出,時(shí)效后的硬度是淬火后硬度的兩倍多,可見該合金有很強(qiáng)的時(shí)效強(qiáng)化能力。從圖4可知,隨著固溶溫度的提高470℃以前硬度上升,470℃以后顯著下降。在不發(fā)生過燒或過熱的前提下,固溶溫度愈高,合金元素溶解愈充分,因而淬火后固溶體的過飽和度愈大,時(shí)效后合金的硬度和強(qiáng)度愈大,但溫度過高,會(huì)導(dǎo)致晶粒粗大,對(duì)性能不利。2.2溫度和拉伸溫度對(duì)行使的影響圖5給出了固溶溫度與時(shí)效合金力學(xué)性能的關(guān)系。由圖可知,抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度在470℃以前隨著溫度的升高逐漸增大,在470℃以后呈明顯的下降趨勢(shì)。伸長率在480℃以前呈下降趨勢(shì),到480℃以后伸長率呈上升趨勢(shì)。綜合比較圖3～5中的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率得出:470℃固溶使得該鋁合金的綜合性能達(dá)到最佳。2.3alfecu相圖6是合金450℃固溶后時(shí)效到T6狀態(tài)下拉伸斷口的掃描圖片。由圖6看出,450℃時(shí)的韌窩較多,且大而深,大韌窩里還有小韌窩,應(yīng)具有良好的塑性,這與圖5中結(jié)果一致。斷口上還有一些粒子為AlZnMgCu相,由此可知,還有未充分固溶的殘留相存在。部分韌窩中存在一些破碎的粒子,如圖6b中a點(diǎn)所示。對(duì)其進(jìn)行的能譜分析,發(fā)現(xiàn)該粒子為AlFeCu相。這些相易成為斷裂的裂紋源。圖7、圖8分別為圖6中a點(diǎn)和b點(diǎn)的能譜。圖9是合金于470℃和500℃固溶時(shí)效后的拉伸斷口掃描圖片。由圖9可知,470℃時(shí)斷口韌窩小而密集,基本上沒有固溶殘留相,固溶較充分;因而強(qiáng)度高,塑性較好,綜合性能較佳。圖9中b點(diǎn)的粒子能譜分析如圖10所示,該粒子主要含有Al、Mg、Si,在470℃時(shí)斷裂的裂紋源是Mg2Si相,不但消耗了Mg元素,降低時(shí)效強(qiáng)化能力,還是裂紋源。由此必須嚴(yán)格控制Fe、Si等雜質(zhì)的含量。3過燒溫度對(duì)鋁合金拉伸性能的影響(1