7n01鋁合金鑄錠均勻化退火工藝研究

7n01鋁合金鑄錠均勻化退火工藝研究

7n01鋁合金具有良好的綜合性能，如高強(qiáng)度、良好的耐腐蝕性和焊接性。由于鋁合金結(jié)晶凝固存在著偏析,必須通過均勻化退火加以消除。而合理的均勻化退火工藝是改善鋁合金鑄錠的組織、消除或減少晶內(nèi)偏析、去除應(yīng)力、防止鋸切和熱變形時開裂、提高制品塑性的有效措施之一。試驗(yàn)研究了7N01鋁合金鑄錠的均勻化退火工藝,以確定最佳的均勻化退火制度,為指導(dǎo)實(shí)際生產(chǎn)提供參考。1試驗(yàn)計劃1.1宏觀組織觀察試樣取自半連續(xù)鑄造方法生產(chǎn)的7N01鋁合金扁鑄錠(300mm×1200mm)。切取低倍試片進(jìn)行宏觀組織觀察;在試片中間的部位切取力學(xué)性能試樣、顯微組織試樣和電導(dǎo)率試樣;在試片的中間部位切取熱差分析試樣。1.2保溫時間的測定均勻化退火試驗(yàn)的加熱溫度為450℃、460℃、470℃、480℃、490℃、500℃,保溫時間分別為8h、16h和24h;冷卻方式為空冷。1.3過燒溫度及金相法分析取鑄態(tài)和經(jīng)過均勻化退火的試樣分別測定其常溫力學(xué)性能Rm、Rp0.2和A值及其電導(dǎo)率;采用金相法和熱差分析法測定7N01鋁合金鑄錠的過燒溫度;用金相顯微鏡定性觀察7N01鋁合金鑄錠枝晶網(wǎng)在不同均勻化退火制度下的溶解程度和殘存相的大小、數(shù)量及分布情況;通過測量鑄錠和經(jīng)過均勻化退火后的枝晶邊部及中心的顯微硬度值來考察晶內(nèi)偏析的程度。2試驗(yàn)結(jié)果與分析2.1鑄造軸的化學(xué)成分本次試驗(yàn)選用的7N01鋁合金的化學(xué)成分見表1。2.2鑄造鎖組織2.2.1鑄造軸的宏觀組織7N01鋁合金鑄錠斷口的宏觀形貌見圖1所示。圖1顯現(xiàn)出7N01鋁合金鑄錠組織致密,未見夾雜、疏松和氧化膜等冶金缺陷。2.2.2鋁合金鑄錠中間部位和中心部位枝晶網(wǎng)格的大小及其特征7N01鋁合金鑄錠的顯微組織見圖2所示。從圖中可以看出,7N01鋁合金鑄錠的中間部位及中心部位的枝晶網(wǎng)格的大小略有差別,中心部位的枝晶網(wǎng)格大小不均、枝晶網(wǎng)絡(luò)較厚,中間部位的枝晶網(wǎng)絡(luò)較薄,枝晶網(wǎng)格的大小也比中心部位的要均勻一些。其晶粒的平均面積為0.8mm2。2.3鑄錠均勻化前后織物性能變化7N01鋁合金鑄錠在不同溫度均勻化退火后的顯微組織見圖3所示。顯微組織的觀察結(jié)果表明,隨著均勻化退火溫度升高,殘留的化合物逐漸減少,枝晶網(wǎng)變得稀薄、不連續(xù),同時在基體上出現(xiàn)呈彌散分布的析出質(zhì)點(diǎn)。以450℃~460℃溫度范圍顯微組織變化最為顯著,枝晶網(wǎng)的大部分已固溶,第二相的固溶百分?jǐn)?shù)已超過50%。退火溫度470℃~480℃顯微組織不再繼續(xù)發(fā)生顯著變化。在490℃時,鑄錠組織出現(xiàn)了明顯的復(fù)熔三角形和復(fù)熔晶界等過燒特征,表明鑄錠在此溫度均勻化后已過燒。7N01鋁合金鑄錠經(jīng)不同均勻化制度退火后的力學(xué)性能見表2所示。從表2中可以看出:隨著均勻化退火溫度的提高,鑄錠的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度略有增加,但是增加的幅度并不太大,而伸長率則明顯變化。在保溫16h條件下,當(dāng)均勻化溫度從450℃升到480℃時,伸長率從7.56%增加到15.11%,上升達(dá)7.55個百分點(diǎn)。在490℃因?yàn)榈腿埸c(diǎn)共晶的復(fù)熔,導(dǎo)致鑄錠的強(qiáng)度和伸長率均有所下降。由此可見鑄錠經(jīng)過均勻化退火后,抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的變化并不十分明顯,但是伸長率卻大大提高。2.4枝晶網(wǎng)狀組織7N01鋁合金鑄錠在470℃保溫不同時間的顯微組織見圖4所示。由圖4可見,隨著均勻化退火保溫時間的延長,枝晶網(wǎng)狀組織逐漸變得不連續(xù),化合物的大小和尺寸趨于減小,析出質(zhì)點(diǎn)的數(shù)量略有增加。從表2中還可以看出,在相同的加熱溫度下,隨著均勻化退火保溫時間的延長,抗拉強(qiáng)度和伸長率的變化幅度并不大,這表明雖然均勻化退火溫度和保溫時間是決定均勻化退火效果的兩個重要參數(shù),但是加熱溫度對均勻化的影響遠(yuǎn)大于保溫時間的影響。2.5均勻化退火制度對電導(dǎo)率的影響由于電導(dǎo)率是對合金組織變化很敏感的參數(shù),可以通過測定7N01鋁合金鑄錠電導(dǎo)率的變化來考察合金的均勻化退火的效果。7N01鋁合金鑄錠不同均勻化退火制度下的電導(dǎo)率見圖5所示。圖5表明,經(jīng)過均勻化退火后的試樣電導(dǎo)率較之鑄態(tài)的均有較大的提高,其中450℃和460℃均勻化后的電導(dǎo)率比鑄態(tài)的電導(dǎo)率分別提高了5.91%IACS和6.95%IACS。說明從基體中析出的第二相質(zhì)點(diǎn)占據(jù)了較多的空位,降低了電子散射的幾率,從而使鑄錠的電導(dǎo)率提高。這與顯微組織的觀察結(jié)果相吻合。2.6顯微硬度應(yīng)力對于半連續(xù)鑄造的鑄錠,由于快速冷卻和不平衡結(jié)晶的影響,導(dǎo)致合金元素分布不均勻,容易形成晶內(nèi)偏析,7N01鋁合金也不例外。為了考察均勻化退火制度對晶內(nèi)偏析的消除程度,通過測量枝晶網(wǎng)中心與枝晶網(wǎng)邊部的顯微硬度來檢查晶內(nèi)偏析的嚴(yán)重性和消除情況。圖6為7N01鋁合金鑄態(tài)和經(jīng)均勻化退火后試樣的顯微硬度(負(fù)荷98mN)印痕組織圖片。從圖6中可以看出,鑄態(tài)的枝晶網(wǎng)中心與枝晶網(wǎng)邊部的顯微硬度印痕有著明顯的差別,表明在枝晶網(wǎng)內(nèi)存在著晶內(nèi)偏析。當(dāng)均勻化退火溫度達(dá)到450℃時、保溫時間達(dá)到8h,枝晶網(wǎng)中心與枝晶網(wǎng)邊部的顯微硬度接近一致,表明此鑄錠基體的成分已充分?jǐn)U散,從而證明只要溫度不低于450℃、保溫時間不少于8h均勻化處理,就可以消除晶內(nèi)偏析。2.7過燒特征分析從顯微組織觀察得知,當(dāng)均勻化退火加熱溫度為490℃時,在7N01鋁合金鑄錠組織的基體中出現(xiàn)了復(fù)熔三角形和復(fù)熔晶界等過燒特征,表明在該溫度下試樣已過燒(見圖3e)。圖7為7N01鋁合金鑄錠的熱差分析曲線。根據(jù)熱差分析曲線,曲線上存在一個吸熱峰,鑄錠試樣吸熱峰的開始溫度為489.92℃。這條吸熱峰是α+T共晶相在489℃發(fā)生復(fù)熔造成的。在該溫度下低熔點(diǎn)共晶相已經(jīng)熔化,說明過燒溫度為489℃。通過積分還可得到吸熱峰的熱焓值,鑄錠試樣熱焓值為371.78mJ。3均勻化退火過程熱差試驗(yàn)和金相試驗(yàn)設(shè)計7N01鋁合金屬于Al-Zn-Mg系,在半連續(xù)鑄造的條件下,由于快速冷卻,會造成鑄錠的化學(xué)成分和組織的不均勻性,同時鑄錠中存在較大的內(nèi)應(yīng)力,在隨后的鋸切和熱加工時容易開裂,需要通過均勻化退火來加以改善。從Al-Zn-Mg系合金靠近鋁角部分的三元相區(qū)分布圖中可以看出,7N01鋁合金處于α(Al)+T(Al2Mg3Zn3)兩相區(qū)內(nèi),其化合物以T(Al2Mg3Zn3)為主,還有少量的Mg2Si和(AlFeMnSi)等。在均勻化退火過程中,不平衡共晶α(Al)+T(Al2Mg3Zn3)等固溶到α(Al)中,以及從過飽和固溶體中析出含錳的化合物質(zhì)點(diǎn)和T相質(zhì)點(diǎn)等。根據(jù)熱差試驗(yàn)和金相的分析結(jié)果,結(jié)合Al-Zn-Mg三元相圖,處于兩相區(qū)的7N01鋁合金的過燒溫度為489℃,即二元共晶α(Al)+T(Al2Mg3Zn3)的熔化溫度。試驗(yàn)結(jié)果表明,均勻化退火的加熱溫度對均勻化退火效果的影響要比均勻化退火保溫時間的影響更為顯著,加熱溫度升高,保溫時間可以適當(dāng)縮短。這是因?yàn)榧訜釡囟仍礁?鋁合金中的原子的擴(kuò)散速度越大,使之較快地向平衡狀態(tài)轉(zhuǎn)變,同時均勻化退火加熱溫度越高,化合物的溶解越充分,殘留的化合物越少;而在某一固定溫度下,擴(kuò)散流量將隨濃度梯度的減少而變小,若再延長保溫時間,溶質(zhì)原子的遷移量也不會增加,即均勻化退火的效果不再增加,同時保溫時間延長,還會增加金屬的氧化和熱能消耗,降低生產(chǎn)效率。為了提高鋁合金鑄錠的塑性,應(yīng)盡可能提高均勻化退火的加熱溫度,同時為了避免過燒,最高均勻化退火加熱溫度一般應(yīng)低于過燒溫度20℃左右,且鋁合金中化合物的固溶情況應(yīng)超過50%,并沒有明顯的晶內(nèi)偏析。故7N01鋁合金均勻化退火最佳制度以加熱溫度為460℃、保溫時間為16h為宜,它可使7N01鋁合金鑄錠的塑性提高7.02個百分點(diǎn),枝晶偏析基本消除,粗大的平衡相基本溶入基體,而基體沒有明顯粗化。與此同時,由于非平衡組織的消除,激冷造成的鑄造應(yīng)力隨之消除。4鋁合金鑄錠過燒溫度(1)7N0