固溶制度對(duì)1933鋁合金自由鍛件組織和力學(xué)性能的影響

張新明，歐 軍，劉勝膽，徐 敏

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083；2. 中南大學(xué) 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083)

7×××系 Al-Zn-Mg-Cu 超高強(qiáng)鋁合金具有優(yōu)良的比強(qiáng)度、比剛度和加工性能，廣泛應(yīng)用于航空領(lǐng)域[1?2]。

固溶處理是提高Al-Zn-Mg-Cu系合金性能的關(guān)鍵工序之一，其主要目的是要將合金元素充分溶入鋁基體中，并在快速淬火后，獲得空位與溶質(zhì)原子的過飽和固溶體。固溶過程中，在第二相溶解的同時(shí)，合金會(huì)不可避免地發(fā)生再結(jié)晶。研究表明，固溶過程中組織的變化如再結(jié)晶程度及晶粒尺寸等會(huì)影響合金時(shí)效后的力學(xué)性能[3?4]、斷裂韌性[5?6]與耐蝕性能[7]等。黃振寶等[3]研究固溶處理對(duì)7A55鋁合金的組織和力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)再結(jié)晶組織相比未再結(jié)晶組織會(huì)降低合金的力學(xué)性能。FJELDLY等[8]研究發(fā)現(xiàn)，Al-Zn-Mg合金固溶處理后得到的晶粒組織對(duì)應(yīng)變不均勻程度有影響，纖維組織較再結(jié)晶組織可減少應(yīng)變的局部化。PARK等[5]對(duì)7475合金的研究也發(fā)現(xiàn)，未再結(jié)晶或部分再結(jié)晶組織比再結(jié)晶組織時(shí)效后有更好的斷裂韌性。所以，采用合適的固溶處理，使第二相充分溶入基體，并控制再結(jié)晶，可以提高Al-Zn-Mg-Cu系合金的性能。

1933鋁合金是俄羅斯在в93 鋁合金基礎(chǔ)上研發(fā)的一種Al-Zn-Mg-Cu系合金[9?10]。因其具有較高的強(qiáng)度和斷裂韌性以及較好的抗應(yīng)力腐蝕性能，尤其具有低的淬火敏感性，其鍛件大量用作飛機(jī)的隔框材料及一些大尺寸接頭材料[11]。本文作者以 1933自由鍛件為對(duì)象，研究其在不同溫度固溶過程中組織和力學(xué)性能的變化，以期為優(yōu)化1933鍛件的固溶工藝、控制再結(jié)晶組織提供依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

研究所用材料為厚度為80 mm的1933自由鍛件，鍛造溫度區(qū)間為350~400 ℃。其名義成分為7.0 Zn，2.0 Mg，1.0 Cu，0.12 Zr，F(xiàn)e和Si總含量小于0.1(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)，且Fe的含量大于Si的。

固溶處理在鹽浴爐中進(jìn)行。固溶溫度分別為420、450、470、490和 510 ℃，固溶時(shí)間 30、60和 100 min。樣品固溶后，立即淬入室溫水中，并取樣進(jìn)行組織觀察分析。樣品進(jìn)行120 ℃、24 h人工時(shí)效處理，然后進(jìn)行金相組織觀察與力學(xué)性能測(cè)試。

用于金相組織觀察的樣品經(jīng)過粗磨、拋光后采用陽極覆膜處理，在XJP?6A 型金相顯微鏡上進(jìn)行觀察。采用 X 射線衍射技術(shù)對(duì)合金形變態(tài)的樣品進(jìn)行物相分析。在Sirion200型掃描電鏡(SEM) 上對(duì)析出相尺寸、形態(tài)及分布情況進(jìn)行觀察和分析，對(duì)典型析出相進(jìn)行能譜分析(EDX)。透射電鏡觀察在TECNAI G220分析電鏡上進(jìn)行，加速電壓為 200 kV。力學(xué)性能測(cè)試在CSS?44100萬能材料力學(xué)拉伸機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度2 mm/min。

2 結(jié)果與分析

2.1 合金的鍛造組織

圖1所示為1933鋁合金鍛件的金相組織。其中，L為金屬的主變形方向，N為終鍛法向。由圖1可見，合金經(jīng)過鍛壓后，晶粒沿主變形方向被壓扁，基體中分布著彌散的第二相粒子。圖2與表1所示分別為合金的SEM像及能譜分析結(jié)果。通過SEM像并結(jié)合能譜分析發(fā)現(xiàn)，兩種相存在于鋁基體中。尺寸較大且呈塊狀的初生相(5~15 μm)為Al7Cu2Fe相(見圖2中B所示)。沿主變形方向彌散分布的第二相(0.5~3.0 μm)含Al、Zn、Mg和Cu元素(見圖2中A所示)。結(jié)合X射線衍射分析結(jié)果(見圖3)可知，合金形變態(tài)組織中分布的彌散第二相主要為η(MgZn2)析出相。

圖1 1933鋁合金鍛件的金相組織Fig.1 OM image of 1933 Al alloy forging

圖2 1933鋁合金鍛件的SEM像Fig.2 SEM image of 1933 Al alloy forging

表1 典型第二相能譜分析結(jié)果Table 1 EDX results of constituents in forgings

圖3 1933鋁合金鍛件的XRD譜Fig.3 XRD pattern of 1933 Al alloy forging

2.2 固溶制度對(duì)晶粒組織的影響

鍛件經(jīng)固溶處理后，隨溫度和時(shí)間不同，發(fā)生不同程度的再結(jié)晶。圖4和5所示分別為合金固溶處理后的金相組織及再結(jié)晶程度統(tǒng)計(jì)結(jié)果。從圖4中可以看出，合金在固溶時(shí)間較短(如 470 ℃、30 min，圖4(a)所示)或者固溶溫度較低(如 420 ℃、60 min，圖4(d)所示)的情況下，發(fā)生少數(shù)再結(jié)晶(再結(jié)晶程度小于15%)，再結(jié)晶晶粒分布在原始晶界上的粗大初生相周圍；隨著固溶溫度升高、時(shí)間延長(zhǎng)(如490 ℃、60 min，圖 4(b)所示)，再結(jié)晶程度有所增加。圖 4(e)所示為510 ℃固溶時(shí)合金的金相組織，結(jié)合圖5可知，合金在510 ℃固溶60 min后，再結(jié)晶程度明顯增加(48%)，且開始向原始晶粒內(nèi)部長(zhǎng)大，合金發(fā)生普遍再結(jié)晶。

圖4 鍛件固溶時(shí)效后的金相組織Fig.4 OM images of forgings after solution treatment and aging: (a) 470 , 30℃ min; (b) 470 , 60℃ min; (c) 470 , 100℃ min;(d) 420 , 60℃ min; (e) 490 ℃, 60 min; (f) 510 , 60℃ min

圖5 不同固溶溫度時(shí)再結(jié)晶程度與時(shí)間的關(guān)系Fig.5 Relationships between recrystallization fraction and time at different solution treatment temperatures

2.3 固溶制度對(duì)第二相的影響

圖6 鍛件固溶后的SEM像Fig.6 SEM images of forgings after solution-treatment:(a) 420 , 60℃ min; (b) 470 , 60℃ min; (c) 490 ℃, 60 min

表2 圖6中典型第二相能譜分析結(jié)果Table 2 EDX results of constituents of remnant particles after solution treatment in Fig.6

圖6與表2所示分別為鍛件在3種固溶制度下的SEM像及能譜分析結(jié)果。由圖6可看出，固溶處理時(shí)，合金中尺寸較小的η相很快溶解，而尺寸較大的含F(xiàn)e初生相沒有溶解。合金經(jīng)過420 ℃固溶60 min后，樣品中小尺寸的η相已基本溶解，而大尺寸的η相溶解較慢，仍有部分η相保留在樣品中，如圖6(a)所示；隨著固溶溫度的上升，基體中第二相溶解速率加快，在470 ℃固溶60 min后，η相幾乎完全溶解，基體中只剩下Al7Cu2Fe相(見圖6(b))。此后，隨著溫度繼續(xù)升高只能觀察到Al7Cu2Fe相(見圖6(c))。由于熔點(diǎn)較高，合金中的Al7Cu2Fe相在固溶過程中不能消除，故其形貌和尺寸等在固溶處理過程中沒有變化。

2.4 固溶溫度對(duì)合金力學(xué)性能的影響

1933鍛件經(jīng)過不同溫度固溶處理60 min后再經(jīng)120 ℃、24 h人工時(shí)效后的力學(xué)性能如圖7所示。從圖7可以看出，從420 ℃開始，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨著溫度的升高逐漸提高；在固溶溫度為470 ℃時(shí)達(dá)到最大值；此后隨著固溶溫度繼續(xù)升高，抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度呈下降趨勢(shì)。伸長(zhǎng)率則先減小后增加，在470 ℃時(shí)最小。由此可知，1933鋁合金鍛件最佳的固溶溫度為 470 ℃。確定最佳固溶溫度后，對(duì)鍛件進(jìn)行不同時(shí)間固溶處理，隨后進(jìn)行120 ℃、24 h人工時(shí)效后進(jìn)行室溫拉伸，其結(jié)果如圖8所示。由圖8可知，隨著固溶時(shí)間延長(zhǎng)，合金的抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度先增大，達(dá)到峰值后減小，而伸長(zhǎng)率則先減小后增大，抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度的最大值出現(xiàn)在60 min處。此后繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)間，抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度均減小。因此，1933鋁合金鍛件的最佳固溶制度為470 ℃、60 min。

圖7 1933鍛件經(jīng)不同溫度固溶60 min后再經(jīng)120 ℃、24 h時(shí)效后的力學(xué)性能Fig.7 Mechanical properties of 1933 forging after solution treatment for 60 min at different temperatures and aging at 120 ℃ for 24 h

圖8 1933鍛件經(jīng)470 ℃固溶不同時(shí)間再經(jīng)120 ℃、24 h時(shí)效后的力學(xué)性能Fig.8 Mechanical properties of 1933 forging after solution treatment at 470 ℃ for different times and aging at 120 ℃for 24 h

3 討論

固溶處理對(duì) 7×××系鋁合金力學(xué)性能的影響主要來自以下兩個(gè)方面：1) 基體中第二相的溶解程度；2) 再結(jié)晶程度。

固溶處理的主要目的是使合金元素充分溶入基體，獲得過飽和固溶體，影響這一過程的主要因素是固溶溫度、保溫時(shí)間和淬火速度。其中，固溶溫度是最顯著的影響因素。固溶溫度越高(不產(chǎn)生過燒)，溶質(zhì)原子溶解越充分，合金的過飽和度越高，且空位濃度增加，同時(shí)基體成分更加均勻。隨后的時(shí)效過程中，強(qiáng)化相的析出將具有更大的相變驅(qū)動(dòng)力，可減少析出相的臨界晶核尺寸，提高形核率，使析出相的數(shù)量增多，尺寸減小，分布彌散均勻，從而提高時(shí)效析出強(qiáng)化效果，提高合金強(qiáng)度[12]。固溶處理后，若基體中仍殘留粗大的η相，會(huì)降低合金的過飽和度和時(shí)效強(qiáng)化潛力。由合金固溶后的SEM觀察可知(見圖6)，1933鍛件經(jīng)過420 ℃固溶60 min后，仍有部分η相殘留在基體中。而當(dāng)固溶溫度上升到470 ℃時(shí)，η相已經(jīng)充分溶解，只剩下初生Al7Cu2Fe相。Al7Cu2Fe相熔點(diǎn)較高，在固溶過程中不能溶解。因此，固溶溫度從420 ℃上升到470 ℃時(shí)，鍛件中的η相溶解更加充分，合金時(shí)效后的強(qiáng)度逐漸上升。

但固溶溫度過高，將使合金再結(jié)晶程度增加，降低合金的強(qiáng)度。一般而言，固溶過程中再結(jié)晶的發(fā)生不可避免，但可以通過合適的工藝盡量控制再結(jié)晶。如優(yōu)化合金成分以減少初生相(減少激發(fā)再結(jié)晶的形核點(diǎn))，通過合適的均勻化制度優(yōu)化Al3Zr粒子的尺寸與分布(釘扎晶界，抑制再結(jié)晶)和避免固溶溫度過高(減少再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力)等。

對(duì)于本合金，再結(jié)晶主要是位于初始晶界上的粗大初生相通過粒子激發(fā)形核機(jī)制(PSN)產(chǎn)生[13](見圖9)。隨后再結(jié)晶晶粒的晶界向原始晶粒內(nèi)部遷移。在含Zr的7×××系鋁合金中，晶內(nèi)彌散分布的Al3Zr粒子往往會(huì)對(duì)晶界的遷移產(chǎn)生阻礙作用，從而抑制再結(jié)晶[13?15]。由 TEM 觀察可知，原始晶粒內(nèi)部均勻分布著20~40 nm的Al3Zr粒子(見圖10)。圖11所示為在樣品中通過TEM觀察到的典型的Al3Zr粒子釘扎晶界的結(jié)果。由圖11可知，Al3Zr粒子釘扎晶界的遷移，抑制再結(jié)晶。所以，在470 ℃及以下固溶時(shí)，再結(jié)晶主要發(fā)生在晶粒內(nèi) Al3Zr粒子分布較少的區(qū)域，而Al3Zr粒子密度較大的原始晶粒內(nèi)部主要是發(fā)生回復(fù)。圖12所示為鍛件經(jīng)不同固溶溫度固溶后的TEM像。由圖12可知，發(fā)生回復(fù)的原始晶粒內(nèi)部由大量1~6 μm的亞晶組成，如圖12(a)所示。由于各亞晶方位不同，對(duì)晶內(nèi)位錯(cuò)的滑移起阻礙作用，從而能夠提高合金的強(qiáng)度。而鍛件經(jīng)過510 ℃、60 min固溶后，原始晶粒內(nèi)部發(fā)生再結(jié)晶，鍛件的再結(jié)晶程度顯著增加。這是由于510 ℃固溶時(shí)時(shí)，高溫促使晶界遷移的驅(qū)動(dòng)力增加，使其能夠掙脫Al3Zr粒子的釘扎，遷移到原始晶粒內(nèi)部。原始晶粒被新的不含亞結(jié)構(gòu)的再結(jié)晶晶粒取代，如圖12(b)所示。再結(jié)晶組織相比回復(fù)組織，消除原始晶粒內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)，從而降低合金強(qiáng)度。

圖9 經(jīng)450 ℃、30 min固溶后再結(jié)晶晶粒在第二相周圍的形成Fig.9 Recrystallized grains forming around second phase after 450 ℃, 30 min solution treatment

圖10 合金經(jīng)470 ℃、60 min固溶后原始晶粒內(nèi)部彌散分布的Al3Zr粒子的TEM像Fig.10 TEM image of Al3Zr dispersoids in interior of original grains of alloy after 470 ℃, 60 min solution treatment

圖11 470 ℃、60 min固溶過程中Al3Zr粒子對(duì)晶界的釘扎作用Fig.11 Pinning effect of Al3Zr dispersoids on grain boundaries during 470 ℃, 60 min solution treatment

圖12 鍛件經(jīng)不同固溶溫度固溶后的TEM像Fig.12 TEM images of forging solution treated at different temperatures: (a) 470 ℃, 60 min; (b) 510 ℃, 60 min

綜上分析可知，1933鍛件經(jīng)470 ℃、60 min固溶后，η相溶解充分同時(shí)再結(jié)晶程度很低，所以經(jīng)此制度固溶再時(shí)效處理后，1933鍛件具有最佳的力學(xué)性能。

4 結(jié)論

1) 鍛件在470 ℃以下固溶時(shí)，由于Al3Zr粒子對(duì)晶界的釘扎作用，再結(jié)晶程度較低(＜15%)。

2) 鍛件在 510 ℃固溶處理時(shí)，再結(jié)晶程度顯著增加(為 48%)。

3) 鍛件中的初生相只有 Al7Cu2Fe相，固溶時(shí)不溶解。η相在420 ℃以上固溶一定時(shí)間后(如470 ℃、60 min)可完全溶解。

4) 1933鋁合金鍛件最佳的固溶制度為470 ℃、60 min。在此固溶制度下，鍛件經(jīng)120 ℃、24 h人工時(shí)效后的抗拉強(qiáng)度為548 MPa，屈服強(qiáng)度為489 MPa。

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