宋明浩,徐國富,李 耀,劉時(shí)超,彭小燕
(1.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,湖南長沙 410083;2.南山鋁業(yè)股份有限公司,山東龍口 265713)
7175鋁合金由美國鋁業(yè)于1957年在7075鋁合金的基礎(chǔ)上,通過適當(dāng)降低Fe、Si和Mn含量,開發(fā)出的一種合金。Fe、Si含量的降低,使合金保持較高強(qiáng)度的同時(shí),顯著提高斷裂韌性[1]。Mn含量的降低,一定程度彌補(bǔ)了7075鋁合金淬火敏感性高的缺點(diǎn)。相較于7050、7055等高強(qiáng)鋁合金,7175合金既能滿足高強(qiáng)、高韌的使用要求,又避免了大量采用精鋁錠帶來的成本壓力。配合新型T79511熱處理狀態(tài),7175合金被選為空客A350客機(jī)地板梁的制造材料,各項(xiàng)性能指標(biāo)也進(jìn)一步提高,對(duì)制造工藝的要求也相應(yīng)提高。國內(nèi)學(xué)者早在二十世紀(jì)90年代中期就開始了對(duì)7175合金展開研究,但關(guān)注點(diǎn)放在7175合金的時(shí)效環(huán)節(jié)。宋仁國[1,2]通過多年對(duì)7175合金雙峰時(shí)效進(jìn)行研究,基本明確了7175在雙峰時(shí)效過程中的第二相析出特點(diǎn)及成分偏聚對(duì)應(yīng)力腐蝕敏感性的影響。目前,對(duì)于7175合金的研究主要集中于鍛件[3,4],對(duì)于型材的研究比較少,對(duì)于 7175合金均勻化工藝的研究更是鮮見報(bào)道。然而,航空鋁合金發(fā)展到第三代后,合金的斷裂韌性一直是飛機(jī)設(shè)計(jì)選材的重點(diǎn)性能。通常,航空鋁合金中結(jié)晶相的體積分?jǐn)?shù)與其斷裂韌性成反比[5],通過均勻化工藝的優(yōu)化,降低合金中殘留結(jié)晶相的含量,一直是國內(nèi)外專家研究的熱點(diǎn)。曲世永等[6]對(duì)Al-8.0Zn-2.3Cu-2.0Mg-Zr鋁合金的均勻化工藝進(jìn)行了系統(tǒng)研究,最終優(yōu)化出一套430℃×12 h+475℃×24 h的雙級(jí)均勻化工藝,該工藝條件下,晶界處的非平衡共晶化合物基本溶解,獲得了良好的均勻化效果。南南鋁加工廠蔣秋妹等[7]針對(duì)半連續(xù)鑄造的大規(guī)格7050鑄錠,利用差熱分析儀對(duì)不同均勻化制度下的第二相溶解情況進(jìn)行分析,并關(guān)注鑄錠的硬度變化,獲得一套優(yōu)化后的雙級(jí)均勻化方案。P.Priya等[8]對(duì)7050鑄錠均勻化過程中的第二相轉(zhuǎn)變進(jìn)行模擬分析,闡述了均勻化過程中η相向S相轉(zhuǎn)變與Al3Zr析出的動(dòng)力學(xué)過程,同時(shí)提出了一種三級(jí)均勻化工藝。但是,大家對(duì)于均勻化的研究多集中于均勻化工藝對(duì)鑄錠顯微組織與性能的影響,能夠深入研究均勻化工藝與鋁合金產(chǎn)品性能關(guān)聯(lián)性的文獻(xiàn)非常少。本文針對(duì)大規(guī)格半連續(xù)鑄造7175鑄錠,采用不同工藝進(jìn)行熱處理,并擠壓、熱處理成T79狀態(tài)的型材,系統(tǒng)研究了均勻化工藝對(duì)鑄錠顯微組織、型材顯微組織及型材斷裂韌性的影響,對(duì)改善7175型材斷裂韌性具有借鑒意義。
7175-T79511型材試制過程中,每個(gè)工藝過程均經(jīng)過多輪工藝探索,產(chǎn)生大量的中間狀態(tài)廢料,成為本文試驗(yàn)材料的來源。鑄錠試樣來源于半連續(xù)鑄造生產(chǎn)的Φ600大規(guī)格鑄錠的低倍檢查試片,大規(guī)格鑄錠經(jīng)過不同均勻化工藝的熱處理。具體工藝參數(shù)見表1,H1方案為單級(jí)均勻化制度,H2和H3方案為雙級(jí)均勻化制度,其中H2方案低溫段保溫時(shí)間較長,H3方案高溫段保溫時(shí)間較長。型材樣品來源于不同鑄錠生產(chǎn)的擠壓態(tài)型材,在KU540/06/A熱處理爐中采用480℃保溫120 min,然后在室溫水槽中進(jìn)行水浸淬火。時(shí)效處理根據(jù)ASTM 2772規(guī)范要求采用120℃×12 h+163℃×6 h進(jìn)行熱處理工藝,得到7175-T79狀態(tài)的型材。鑄錠與型材經(jīng)鋸切后經(jīng)斯特爾AbraPol-20立式自動(dòng)磨拋機(jī)磨拋制備成金相試樣,利用Axio Imager M2m蔡司光學(xué)顯微鏡(Optical Microscope,OM)、FEI NNS450掃描電鏡(Scanning Electron Microscope,SEM)進(jìn)行顯微組織分析。為了清洗顯示型材縱截面的顯微組織,采用凱樂試劑(2.5 mL硝酸+1.5 mL鹽酸+1 mL氫氟酸+95 mL蒸餾水)對(duì)金相試樣侵蝕20 s。型材的斷裂韌性檢測采用疲勞試驗(yàn)機(jī)根據(jù)ASTM E399進(jìn)行,采用CT試樣,樣品厚度B為12.7 mm,樣品寬度W為25.4 mm,試樣圖紙如圖1所示。
表1 均勻化工藝方案
圖1 斷裂韌性試樣圖紙
半連續(xù)鑄造的大規(guī)格7×××系鋁合金鑄錠具有很大的內(nèi)應(yīng)力,非常容易發(fā)生炸裂,未經(jīng)過均勻化退火前無法進(jìn)行鋸切,難以取樣觀察大規(guī)格鑄錠的原始顯微組織。據(jù)文獻(xiàn)[9]報(bào)道,7×××系高強(qiáng)鋁合金,由于合金含量較高,在半連續(xù)鑄造過程中容易產(chǎn)生嚴(yán)重的微觀偏析,溶質(zhì)在晶界區(qū)域大量偏聚,在晶界形成大量粗大的非平衡共晶組織,共晶組織周圍的區(qū)域存在比較明顯的無沉淀析出區(qū),晶內(nèi)只存在少量析出第二相。圖2所示為經(jīng)過不同工藝均勻化后的鑄錠顯微組織。與文獻(xiàn)中的未均勻化鑄錠顯微組織相比,均勻化后的鑄錠晶界顯著細(xì)化,晶界處的粗大非平衡共晶組織明顯減少,呈鏈狀斷續(xù)分布,成分偏析造成的晶粒色差基本消除。H3方案的均勻化效果優(yōu)于H1和H2,晶界處的非平衡共晶完全消除,晶界細(xì)化且較為平直,粗大第二相基本位于三叉晶界處,基本為含鐵相,伴有少量的S相。H1和H2工藝的未溶第二相含量明顯高于H3,尤其是存在較多的S相。表明經(jīng)過460℃下8 h的保溫后,采用475℃進(jìn)行長時(shí)間保溫,對(duì)S相的溶解具有更好的效果。
圖2 不同均勻化工藝的鑄錠顯微組織
圖3為不同工藝均勻化的鑄錠生產(chǎn)的T79態(tài)型材的縱截面顯微組織。雖然均勻化工藝各不相同,三種工藝下的型材顯微組織均為再結(jié)晶比例非常低的變形組織,擠壓變形后的原始晶粒內(nèi)部存在充分回復(fù)形成的亞晶組織。均勻化工藝的調(diào)整未對(duì)7175型材的再結(jié)晶比例產(chǎn)生影響。根據(jù)一些文獻(xiàn)[10]報(bào)道,調(diào)整均勻化工藝能夠控制Al3Zr的析出,從而對(duì)7×××系鋁合金熱變形后的再結(jié)晶比例產(chǎn)生顯著影響。7175是在7075基礎(chǔ)上發(fā)展起來的不含Zr的合金,主要靠Mn、Cr元素的彌散相抑制再結(jié)晶,未見采用低溫均勻化控制彌散相析出的報(bào)道。很多報(bào)道表明,降低鋁合金再結(jié)晶比例有利于提高產(chǎn)品的斷裂韌性,李江等[10]通過提高鋁合金鍛造的變形溫度,促進(jìn)鍛造過程中動(dòng)態(tài)回復(fù),降低了變形儲(chǔ)能,顯著降低再結(jié)晶比例,從而提高了材料的斷裂韌性。
不同均勻化工藝對(duì)型材縱截面中的未溶第二相含量有較為顯著的影響,與鑄錠中未溶第二相含量的規(guī)律相同,H3工藝中的未溶第二相含量顯著低于H1和H2。優(yōu)化鑄錠均勻化工藝是降低型材中粗大第二相的含量的有效途徑。
圖3 不同均勻化工藝的型材顯微組織
圖4為不同均勻化制度下生產(chǎn)T79狀態(tài)型材的斷裂韌性變化曲線圖。對(duì)于三種均勻化工藝,L-T樣品的斷裂韌性值均顯著高于T-L樣品的斷裂韌性值。隨著均勻化工藝的變化,兩個(gè)方向樣品的KⅠC值呈現(xiàn)出相同的變化趨勢,均為H3>H2>H1,而且T-L向樣品的變化趨勢更加明顯。除了再結(jié)晶比例外,影響7×××系鋁合金斷裂韌性的顯微組織因素還有:晶內(nèi)析出相[11]、晶界析出相[12]、晶內(nèi)/晶界的強(qiáng)度差/無沉淀析出帶寬度[13]及粗大結(jié)晶相[8]。其中,均勻化制度的改變主要影響的是未溶結(jié)晶相含量。劉剛等[8]通過研究粗大第二相與高強(qiáng)鋁合金的斷裂韌性關(guān)系,發(fā)現(xiàn)粗大第二相含量越高,合金的斷裂韌性越差,而且變形方向?qū)嗔秧g性值影響非常大。鋁及鋁合金材料手冊(cè)[14]中記載,7050鋁合金的L-T樣品和T-L樣品的KⅠC值分別為35.2 MPa·m1/2和29.7 MPa·m1/2,同樣是 L-T樣品KⅠC值顯著高于T-L樣品。L-T樣品與T-L樣品的斷裂韌性差異,是一種各項(xiàng)異性表現(xiàn),主要是因?yàn)樾筒臄D壓過程中,原始晶粒沿?cái)D壓方向拉長,粗大第二相與晶界沿?cái)D壓方向分布。T-L樣品斷裂韌性測試過程中裂紋更傾向于沿原始晶界擴(kuò)展,降低了裂紋擴(kuò)展阻力。由顯微組織分析可知,不同均勻化工藝處理的鑄錠和型材,粗大結(jié)晶相的含量顯著不同,會(huì)直接影響型材的斷裂韌性。由于粗大第二相基本沿原始晶界分布,第二相含量對(duì)T-L向樣品的斷裂韌性產(chǎn)生的影響更大,因此T-L樣品斷裂韌性受均勻化工藝影響更加顯著。
圖4 不同均勻化工藝的T-L樣品斷口顯微組織
圖5為T-L方向樣品斷裂韌性斷口的SEM顯微組織。背散射像中,白亮的塊狀顆粒為鋁合金中經(jīng)過變形破碎的粗大結(jié)晶相,主要為Al7Cu2Fe相和Al2CuMg相,其中破碎較為充分且棱角分明的第二相主要是Al7Cu2Fe相,尺寸較大且較為圓潤的第二相主要是Al2CuMg相。這兩種相在鋁合金中主要沿晶界分布,與基體非共格,破壞合金的連續(xù)性,對(duì)斷裂韌性有明顯的不利影響。對(duì)比不同工藝試樣的背散射像,H1與H2工藝的斷口中,第二相含量明顯高于H3工藝,與鑄錠及型材顯微組織中第二相含量的規(guī)律相同。二次電子像中,既存在典型的韌窩又存在平滑的沿晶斷裂形貌,表明T-L試樣的斷裂形式為混合型斷裂。對(duì)比不同工藝試樣的二次電子像,H1與H2工藝的斷口中,沿晶開裂的區(qū)域更多,表明晶界處的粗大第二相會(huì)弱化晶界,增大裂紋沿晶界擴(kuò)展的比例。
圖5 不同均勻化工藝的T-L樣品斷口顯微組織
1.均勻化工藝對(duì)7175鑄錠與型材中粗大第二相含量有顯著影響,采用460℃×8 h+475℃×16 h的雙級(jí)均勻化工藝能夠顯著減低粗大第二相的含量。
2.相較于其它兩個(gè)工藝,采用460℃×8 h+475℃×16 h的雙級(jí)均勻化工藝能夠顯著改善7175-T79型材的斷裂韌性。