固溶處理對(duì)7150鋁合金擠壓板帶組織和性能的影響

固溶處理對(duì)7150鋁合金擠壓板帶組織和性能的影響

al-zn-mg-cu系統(tǒng)具有密度小、比強(qiáng)度高、加工性能好、成本低等優(yōu)點(diǎn)。廣泛用于航空工業(yè)和民法行業(yè)的應(yīng)用。7150合金是在7050合金的基礎(chǔ)上通過提高Zn和Mg含量,降低Cu含量和減少Fe和Si等雜質(zhì)相的數(shù)量得到的。1991年,Alcoa公司研發(fā)的T77熱處理制度成功用于7150合金,使合金在保留T6強(qiáng)度的同時(shí),耐腐蝕性能和韌性明顯得到改善。7150-T77(25mm厚熱軋板)合金的屈服強(qiáng)度達(dá)614MPa。7150-T77合金是第四代高強(qiáng)高韌耐蝕鋁合金的標(biāo)志性合金,目前已大量用于制造飛機(jī)框架和艙壁等結(jié)構(gòu)件。超高強(qiáng)鋁合金主要通過時(shí)效析出而強(qiáng)化,固溶度的提高可以提高合金的過飽和度,從而增加時(shí)效析出相的數(shù)量和增加強(qiáng)化效果。曾蘇民在強(qiáng)化相固溶方面做了大量研究,通過延長固溶保溫時(shí)間(或提高固溶溫度),在一定程度上改善了合金性能。近年來,發(fā)展了多級(jí)強(qiáng)化固溶的熱處理工藝,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。合金固溶處理過程中合金的組織控制非常重要,隨著固溶溫度的升高和固溶時(shí)間的延長,析出相溶解程度增大,但同時(shí)合金的晶粒長大,再結(jié)晶程度提高,又會(huì)導(dǎo)致合金的綜合性能下降。7150合金是重要的航空結(jié)構(gòu)材料,本工作通過改變固溶處理工藝,系統(tǒng)地研究固溶處理工藝對(duì)7150合金的顯微組織和力學(xué)性能的影響,旨在為制定7150合金新型固溶時(shí)效熱處理工藝提供試驗(yàn)依據(jù)。1固溶和分析過程試驗(yàn)所用合金Al-6.33Zn-2.35Mg-2.39Cu-0.12Zr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。本試驗(yàn)合金采取雙級(jí)均勻化制度,(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(jí)固溶制度和雙級(jí)固溶制度進(jìn)行固溶處理。單級(jí)固溶處理的溫度為470、475、480℃,保溫時(shí)間分別為1、2、4h。雙級(jí)固溶第一級(jí)固溶溫度為450、460℃。第二級(jí)固溶溫度為475、480、485℃。第一級(jí)固溶溫度和第二級(jí)固溶溫度的保溫時(shí)間均為1h;第一級(jí)固溶溫度到第二級(jí)固溶溫度之間為均勻升溫1h。固溶處理結(jié)束后,均進(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)和能譜儀對(duì)合金組織進(jìn)行觀察和分析。金相試樣用Keller試劑腐蝕,掃描電鏡試樣為拋光未腐蝕試樣。X射線衍射物相分析采用CuKα射線,衍射角(2θ)為10?~90?。DSC采用NETZSCHSTA409C/CD分析,升溫速度為10K/min。在MTS-810型試驗(yàn)機(jī)上測(cè)試合金的室溫拉伸性能,拉伸速度為1mm/min,試樣的取樣方向?yàn)長向。2結(jié)果與討論2.1拉伸態(tài)組織能譜分析圖1所示為7150合金擠壓態(tài)的立體金相圖。由圖1(a)可以觀察到合金的晶粒沿變形方向被拉長。由圖1(b)可以觀察到合金中有一些粗大的第二相分布,尺寸在5~30μm。有研究表明這些粗大第二相是由鑄態(tài)合金共晶組織在均勻化過程中轉(zhuǎn)變而來的。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過程中從基體里析出的二次析出相,由XRD分析結(jié)果可知其為MgZn2相。圖2所示為7150合金擠壓態(tài)的微觀組織。a相為Al2CuMg相,亮度較高的b相在Al2CuMg周圍出現(xiàn),由表1中的能譜結(jié)果可以判定富Cu相,可能為Al2Cu相。在擠壓過程中,一部分Al2CuMg相向富Cu相轉(zhuǎn)變,這是由于在均勻化和熱擠壓過程中,Mg原子向周圍固溶體擴(kuò)散,而Cu原子的擴(kuò)散速率相對(duì)較慢,形成了Al2CuMg相向富Cu相的轉(zhuǎn)變。c相為含F(xiàn)e相,根據(jù)能譜結(jié)果分析,該相可能是Al7Cu2Fe相。由于本合金的Fe含量較低,故存在的富Fe相數(shù)量較少,SEM像證實(shí)了這一點(diǎn)。由于含F(xiàn)e的雜質(zhì)顆粒在高溫下很難溶解,在熱加工變形過程中,容易形成沿變形方向斷續(xù)排列的帶狀組織。在塑性變形過程中,由于基體與脆性相變形不協(xié)調(diào),容易在部分顆粒和基體邊界上發(fā)生空隙,產(chǎn)生微裂紋,成為宏觀裂紋源,對(duì)合金的塑性,特別是對(duì)合金的斷裂韌性有非常不利的影響。d相相對(duì)較亮,經(jīng)能譜分析,可知其為富Zn相。圖3所示為合金擠壓態(tài)的XRD譜。在圖3中只發(fā)現(xiàn)了Al基體衍射峰以及MgZn2和Al2CuMg相的衍射峰,其它相數(shù)量較少,在圖譜中沒有出現(xiàn)相應(yīng)的衍射峰。圖4所示為合金擠壓態(tài)的DSC曲線。由圖4可看出,合金在487.3℃開始出現(xiàn)吸熱峰,對(duì)應(yīng)合金粗大相的溶解。對(duì)合金擠壓態(tài)的室溫拉伸性能進(jìn)行測(cè)試,擠壓態(tài)的抗拉強(qiáng)度為465MPa,屈服強(qiáng)度為305MPa,伸長率為10.5%。2.2固溶過程與金相組織的關(guān)系圖5所示為7150擠壓板帶固溶處理1h后的金相組織。由圖5可看出,合金在470℃和475℃進(jìn)行固溶處理,沒有出現(xiàn)過燒組織。經(jīng)470℃,1h固溶處理淬火后,有少量尺度在1μm以下的細(xì)小第二相MgZn2和尺度為數(shù)微米的Al2CuMg相存在。經(jīng)475℃,1h固溶后,擠壓板帶表面細(xì)小的第二相MgZn2基本回溶,仍有少量Al2CuMg相未回溶。經(jīng)480℃,1h固溶后,粗大的第二相基本消失,但合金出現(xiàn)晶界展寬和復(fù)熔球等過燒跡象。合金開始出現(xiàn)過燒溫度低于DSC測(cè)試中第一個(gè)吸熱峰的溫度,這可能是因?yàn)樵嚇釉贒SC測(cè)試中和固溶處理過程中加熱方式不同而造成的。圖6所示為7150合金經(jīng)475℃固溶處理不同時(shí)間后的金相組織。由圖6可看出,隨著固溶時(shí)間的延長,粗大第二相的含量逐漸變少,但是隨著固溶時(shí)間的延長,合金的晶粒出現(xiàn)粗化,再結(jié)晶組織增多。固溶處理是時(shí)效強(qiáng)化合金熱處理的第一步,其目的是在合金不產(chǎn)生過燒組織和晶粒不過分粗大的條件下盡可能獲得最大過飽和程度的固溶體。固溶溫度越高,固溶時(shí)間越長,熱擠壓板帶中的Al2CuMg和MgZn2相等第二相溶解過程進(jìn)行得越徹底,固溶后合金基體的過飽和度越大,時(shí)效后第二相析出的體積分?jǐn)?shù)就越多,合金的強(qiáng)度越強(qiáng)。但固溶溫度過高,合金會(huì)出現(xiàn)過燒組織,綜合性能將顯著降低。而固溶時(shí)間過長,晶粒長大,再結(jié)晶組織增多,不利于合金的綜合性能,特別是斷裂韌性和抗疲勞性能。2.3固溶反應(yīng)及拉伸性能圖10所示為不同雙級(jí)固溶制度下,合金的金相組織。由圖10可看出,當(dāng)合金第二級(jí)固溶溫度為480℃時(shí),出現(xiàn)晶界展寬,發(fā)生輕微過燒;而當(dāng)?shù)诙?jí)固溶溫度為485℃時(shí),出現(xiàn)大量復(fù)熔球和三角晶界等嚴(yán)重過燒組織。相比本合金單級(jí)固溶制度,雙級(jí)固溶制度并沒有提高合金開始出現(xiàn)過燒組織的固溶溫度?？梢娫诒ＷC合金不出現(xiàn)過燒的前提下,雙級(jí)固溶制度并不能提高本合金的固溶溫度,無法在單級(jí)固溶處理的基礎(chǔ)上進(jìn)一步減少未溶的粗大第二相。圖11和12所示為合金在不同雙級(jí)固溶淬火后再經(jīng)120℃,24h時(shí)效處理后的力學(xué)性能。由圖11和12可看出,第一級(jí)固溶溫度為450℃時(shí),第二級(jí)固溶溫度為485℃的Rm和Rp0.2最高,分別為645MPa和595MPa,伸長率略有下降。第一級(jí)固溶溫度為460℃時(shí),第二級(jí)固溶溫度為480℃的Rm、Rp0.2和A最高,分別為645MPa、595MPa和17%。但合金在以上兩種固處理制度下,均出現(xiàn)過燒,不利于合金的綜合性能。因此,選擇(450℃,1h)+升溫1h+(475℃,1h)+(120℃,24h)和(460℃,1h)+升溫1h+(475℃,1h)+(120℃,24h)為合適的雙級(jí)固溶時(shí)效熱處理制度。表3所列為合金在單級(jí)固溶-峰時(shí)效處理和雙級(jí)固溶-峰時(shí)效處理的拉伸性能。通過對(duì)比可以看出,本研究選用的雙級(jí)固溶制度并沒有提到合金的拉伸強(qiáng)度,這與雙級(jí)固溶的第二級(jí)溫度仍為475℃有關(guān)。由于本實(shí)驗(yàn)所采用的雙級(jí)固溶制度相比單級(jí)固溶制度,延長了固溶時(shí)間,增加了合金發(fā)生再結(jié)晶的可能性和工藝的復(fù)雜性。因此,選擇475℃,2h為適合本合金的固溶制度。3h固溶試驗(yàn)結(jié)果1)對(duì)7150合金擠壓板帶進(jìn)行單級(jí)和雙級(jí)固溶時(shí),在480℃固溶時(shí),出現(xiàn)過燒。在固溶過程中,Al2CuMg相向富Cu相轉(zhuǎn)化。經(jīng)475℃,2h固溶處理后,二次析出相MgZn2回溶充分,少量粗大Al2CuMg和富Cu相沒有回溶,合金組織在固溶過程中沒有明顯粗化。2)合金采用雙級(jí)固溶制度進(jìn)行固溶,相比單級(jí)固溶制度,沒有使合金的室溫拉伸性能提高。本合金適合采用475℃,2h的單級(jí)固溶制度。圖7所示為合金經(jīng)475℃,2h固溶淬火后粗大第二相的顯微組織。表2所列為圖7中e和f相的能譜分析結(jié)果。由表2的能譜分析結(jié)果可以推斷合金中e相為Al2CuMg相,f相為富Cu相。在固溶處理過程中,Mg的擴(kuò)散速度相對(duì)Cu的較快,使Al2Cug相逐漸向富Cu相轉(zhuǎn)化。圖8所示為合金在不同溫度下固溶1h,淬火后立即進(jìn)行120℃,24h時(shí)效處理后的室溫拉伸性能。由圖8可看出,合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的最高值出現(xiàn)在475℃,合金經(jīng)(475℃,1h)+(120℃,24h)固溶時(shí)效處理后的Rm、Rp0.2和A分別為645MPa、600MPa和13.0%。合金在480℃固溶處理出現(xiàn)過燒時(shí),合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度沒有明顯降低,但為了保證合金具有優(yōu)良的綜合性能,合金固溶時(shí)應(yīng)避免出現(xiàn)過燒。圖