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(guò)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(guò)飽和狀態(tài)。在快速冷卻過(guò)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(jiān)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(guò)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(jí)均勻化、二級(jí)均勻化、強(qiáng)化均勻化和連續(xù)均勻化等。為防止過(guò)燒,通常一級(jí)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(guò)略高于傳統(tǒng)均勻化溫度,大幅度延長(zhǎng)均勻化時(shí)間來(lái)達(dá)到均勻化的目的,生產(chǎn)效率較低;二級(jí)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(jí)均勻化退火工藝,其均勻化溫度一般為460~465℃,保溫時(shí)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(jí)均勻化態(tài)的組織與成分分布,并確定了實(shí)驗(yàn)合金經(jīng)一級(jí)均勻化后的過(guò)燒溫度,在此基礎(chǔ)上對(duì)二級(jí)均勻化工藝進(jìn)行了研究,其結(jié)果對(duì)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(yàn)實(shí)驗(yàn)合金7B50錠坯在實(shí)驗(yàn)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(diǎn)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(guò)燒。為了對(duì)比研究,將鑄態(tài)7B50分別進(jìn)行一級(jí)均勻化和二級(jí)均勻化。其中一級(jí)均勻化工藝:隨爐升溫至465℃保溫不同時(shí)間,出爐水淬;二級(jí)均勻化工藝:隨爐升溫至465℃保溫24h,再升溫至475℃保溫不同時(shí)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(duì)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(shí)驗(yàn)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(jiàn),合金的鑄態(tài)組織主要由樹(shù)枝狀α(Al)固溶體與晶界上和枝晶間的低熔點(diǎn)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(huì)極大影響合金的強(qiáng)韌性,并增加合金的各向異性。對(duì)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(jiàn),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(gè)峰,說(shuō)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(jí)均勻化對(duì)阻燃機(jī)理的影響實(shí)驗(yàn)合金的DSC分析結(jié)果如圖4所示。由圖4(a)可見(jiàn),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(gè)溫度點(diǎn)分別對(duì)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(shí)際熔化溫度。因此,本研究將7B50鑄態(tài)合金的第一級(jí)均勻化溫度確定為465℃。由圖4(b)可見(jiàn),合金經(jīng)過(guò)一級(jí)均勻化后,低熔點(diǎn)共晶已基本上溶入基體,殘留的共晶熔點(diǎn)上升到了約547.7℃。因此,第二級(jí)均勻化溫度較第一級(jí)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(jí)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(jiàn)圖5(a));提高均勻化溫度至475℃保溫2h后,第一級(jí)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(jiàn)圖5(b));經(jīng)過(guò)第一級(jí)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(jiàn)圖5(c))。第一級(jí)均勻化后殘留的共晶中一小部分的熔點(diǎn)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(guò)燒特征(見(jiàn)圖5(c));由于第二級(jí)均勻化溫度過(guò)高,一級(jí)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(diǎn)狀變粗或連續(xù)加粗的特征,出現(xiàn)了嚴(yán)重過(guò)燒(見(jiàn)圖5(d))。通過(guò)以上分析可以確定,實(shí)驗(yàn)合金經(jīng)一級(jí)均勻化后,其二級(jí)均勻化的過(guò)燒溫度為480℃?？紤]到實(shí)驗(yàn)爐的爐溫控制誤差一般為±3℃,為安全起見(jiàn),取475℃為二級(jí)均勻化的第二級(jí)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(guò)程分析在掃描電鏡下觀察一級(jí)均勻化后的顯微組織,結(jié)果如圖6(a)所示,可見(jiàn)組織中仍殘留較多的共晶。為了研究一級(jí)均勻化的保溫時(shí)間對(duì)均勻化效果的影響,對(duì)經(jīng)過(guò)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(jiàn),在一級(jí)均勻化條件下保溫時(shí)間從24h延長(zhǎng)到36h,殘留共晶數(shù)量及分布狀態(tài)基本沒(méi)有變化,說(shuō)明在465℃下保溫24h后低熔點(diǎn)共晶基本上已溶解,殘留的共晶已轉(zhuǎn)化為較高熔點(diǎn)的共晶,此時(shí)過(guò)分延長(zhǎng)保溫時(shí)間并不能有效改善均勻化效果。為了進(jìn)一步研究一級(jí)均勻化處理后合金的成分均勻性和第二相的析出情況,對(duì)經(jīng)過(guò)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(jiàn),一級(jí)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(gè)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(lái)看,Fe和Si在晶界略有富集。顯然,這種組織對(duì)后續(xù)加工和合金的性能是非常不利的。由圖8可見(jiàn),經(jīng)一級(jí)均勻化處理后,基體的局部區(qū)域析出有少量Al3Zr質(zhì)點(diǎn),大小約為10nm,分布不均勻,顯然這種Al3Zr質(zhì)點(diǎn)對(duì)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(jí)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(jí)均勻化處理后,非平衡共晶數(shù)量較一級(jí)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(jí)均勻化時(shí)間對(duì)均勻化效果的影響,對(duì)經(jīng)過(guò)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(jí)均勻化后,尚殘留大量的共晶,在進(jìn)行第二級(jí)均勻化時(shí),這些殘留的共晶將繼續(xù)溶解,但需要保溫適當(dāng)?shù)臅r(shí)間。這個(gè)時(shí)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(zhǎng),否則會(huì)造成晶粒長(zhǎng)大。且高強(qiáng)鋁合金在均勻化過(guò)程中過(guò)飽和基體會(huì)析出第二相質(zhì)點(diǎn),這些第二相質(zhì)點(diǎn)在高溫下長(zhǎng)時(shí)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(duì)經(jīng)過(guò)465℃,24h+475℃,4h二級(jí)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(jiàn),經(jīng)過(guò)二級(jí)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(jí)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(shuō)明經(jīng)二級(jí)均勻化處理后,合金的成分分布較一級(jí)均勻化大有改善。由圖11可看出,實(shí)驗(yàn)合金經(jīng)過(guò)該二級(jí)均勻化處理后,從過(guò)飽和基體中析出了尺寸約為30nm的球形Al3Zr質(zhì)點(diǎn),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(diǎn)顯然能阻礙大角度晶界遷移而抑制再結(jié)晶核心的生長(zhǎng),使再結(jié)晶受阻。由此可見(jiàn),二級(jí)均勻化組織對(duì)后續(xù)加工的組織和性能的影響是十分有利的。3密度對(duì)算法對(duì)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(guò)程大大加速。而非平衡共晶相在固溶體中的溶解時(shí)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(jiàn),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(shí),應(yīng)視溫度高低選取恰當(dāng)?shù)谋貢r(shí)間。在一級(jí)均勻化條件下,加熱溫度較低,合金元素?cái)U(kuò)散系數(shù)低,金屬間化合物溶解速度較慢。在均勻化過(guò)程中,對(duì)低熔點(diǎn)共晶來(lái)說(shuō),在保溫前期已經(jīng)大量溶解,延長(zhǎng)保溫時(shí)間,溶解量有所增加但效果不大;對(duì)高熔點(diǎn)共晶來(lái)說(shuō),尚未達(dá)到其溶解溫度,基本上不溶解,且部分低熔點(diǎn)共晶在均勻化過(guò)程中逐步轉(zhuǎn)化為高熔點(diǎn)共晶,由此必然會(huì)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(jí)均勻化的保溫時(shí)間從24h延長(zhǎng)到36h時(shí),均勻化效果并沒(méi)有什么變化充分說(shuō)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(jí)均勻化條件下,由于第二級(jí)溫度較高,合金元素?cái)U(kuò)散較容易,且經(jīng)過(guò)第一級(jí)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(jí)均勻化階段的保溫初期,殘留共晶會(huì)大量溶解。但隨著均勻化過(guò)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(guò)程自動(dòng)減緩,在此情況下,如果過(guò)分延長(zhǎng)保溫時(shí)間,不僅達(dá)不到理想的均勻化效果,還將造成晶粒長(zhǎng)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(duì)合金的組織與性能產(chǎn)生不利影響。因此,在提高第二級(jí)均勻化溫度的同時(shí),必須要確定一個(gè)最佳保溫時(shí)間。通過(guò)以上分析可以確定,二級(jí)均勻化明顯優(yōu)于一級(jí)均勻化,實(shí)驗(yàn)合金的二級(jí)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(guò)二級(jí)均勻化處理,能使實(shí)驗(yàn)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