基于模擬分析7050鋁合金單峰時(shí)效處理的微觀組織和性能研究

黃 瓊，曾 舟，康人木，魏繼業(yè)，陳 婷，王天劍，苗景國(guó)

(1.德陽(yáng)市產(chǎn)品質(zhì)量監(jiān)督檢驗(yàn)所，四川 德陽(yáng) 618000； 2.四川工程職業(yè)技術(shù)學(xué)院，四川 德陽(yáng) 618000；3.四川省航空材料檢測(cè)與模鍛工藝技術(shù)工程試驗(yàn)室，四川 德陽(yáng) 618000；4.東方電氣集團(tuán) 東方汽輪機(jī)有限公司，四川 德陽(yáng) 618000)

7×××系鋁合金屬于高強(qiáng)度可熱處理鋁合金，具有密度低、比強(qiáng)度高、斷裂韌性好等優(yōu)點(diǎn)，常用于航空航天、車(chē)輛、建筑、橋梁、工兵裝備和大型壓力容器等方面。7050鋁合金因擁有超高強(qiáng)度、良好的耐腐蝕性能和低廉的價(jià)格，被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域飛行器零部件的制作[1-3]。它主要依靠時(shí)效沉淀過(guò)程形成彌散強(qiáng)化，強(qiáng)化相為GP區(qū)和η′亞穩(wěn)相等。目前，7050鋁合金的常規(guī)熱處理工序包括均勻化處理、固溶和時(shí)效處理。時(shí)效處理對(duì)合金性能影響更大，其中T6峰時(shí)效處理通過(guò)簡(jiǎn)單的工藝流程、較短的工藝周期達(dá)到合金的峰值強(qiáng)度，應(yīng)用相當(dāng)廣泛[4]。

周向等[5]利用JMatPro軟件計(jì)算獲得的6063和7003鋁合金的TTT和CCT曲線(xiàn)，與實(shí)驗(yàn)獲得的曲線(xiàn)高度吻合。陳晶等[6]運(yùn)用JMatPro軟件獲得了GH3039鎳基高溫合金的平衡相圖和高溫?zé)崃W(xué)參數(shù),并通過(guò)與《中國(guó)航空材料手冊(cè)》中的數(shù)據(jù)對(duì)比,驗(yàn)證了計(jì)算結(jié)果的準(zhǔn)確性。

本文作者基于JMatPro軟件對(duì)7050鋁合金時(shí)效處理過(guò)程進(jìn)行模擬計(jì)算與分析，為制定7050鋁合金單峰時(shí)效熱處理工藝提供依據(jù)，并通過(guò)實(shí)驗(yàn)對(duì)模擬分析結(jié)果進(jìn)行驗(yàn)證，以期為7050鋁合金時(shí)效工藝的制定提供借鑒。

實(shí)驗(yàn)合金為某公司的7050鋁合金軋制板材，實(shí)測(cè)化學(xué)成分如表1所示。

表1 7050鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of 7050 aluminum alloy(wt/%)

1 時(shí)效過(guò)程模擬

1.1 時(shí)效過(guò)程相變動(dòng)力學(xué)模型

沉淀相的析出過(guò)程，析出相體積分?jǐn)?shù)與時(shí)效時(shí)間關(guān)系遵從如下Avrami動(dòng)力學(xué)方程[7-9]：

(1)

式中：

x(t)—在時(shí)間t內(nèi)已轉(zhuǎn)變相的體積分?jǐn)?shù)；

τ—時(shí)間常數(shù)；

m—Avrami指數(shù)。

τ和相變激活能的關(guān)系為

(2)

式中：

τ0—常數(shù)；

Rgas—?dú)怏w常數(shù)；

T—絕對(duì)溫度；

EP—相變激活能，它在某個(gè)溫度范圍內(nèi)具有固定的值。

1.2 模擬與分析

為了充分溶解強(qiáng)化元素，提高合金的過(guò)飽和度，以保證后期時(shí)效強(qiáng)化相的析出驅(qū)動(dòng)力充足，同時(shí)避免因固溶溫度過(guò)高引起過(guò)燒導(dǎo)致合金性能惡化，本研究中的7050鋁合金固溶處理制度選擇為475 ℃1 h[10]。

擬定峰值時(shí)效溫度區(qū)間為100 ℃～140 ℃，基于Avrami動(dòng)力學(xué)方程公式(1)、(2)，通過(guò)JMatpro軟件進(jìn)行模擬計(jì)算，參數(shù)設(shè)置過(guò)程為：選擇鋁合金模塊→輸入并加載7050鋁合金化學(xué)成分→選擇Phase transformation模塊中的Isothermal功能→輸入Quench temperaure(固溶溫度)=475 ℃、Holding temperature(時(shí)效溫度)=100 ℃/110 ℃/120 ℃/130 ℃/140 ℃→點(diǎn)擊開(kāi)始計(jì)算，計(jì)算完成可分別獲得7050鋁合金不同時(shí)效溫度下析出相含量隨時(shí)間變化曲線(xiàn)，如圖1所示。由圖1可知，合金在時(shí)效過(guò)程中會(huì)首先形成GP區(qū)，隨后脫溶出η′和S′兩種亞穩(wěn)相，最后形成η和S兩種平衡相。隨著時(shí)效處理時(shí)間的延長(zhǎng)，各相的析出量不斷提高，最后達(dá)到極大值。其中，GP區(qū)的析出量極大值隨著時(shí)效溫度的升高不斷降低；而其他相大量析出的時(shí)間相對(duì)滯后，其析出量極大值隨著時(shí)效溫度的升高而不斷增大。導(dǎo)出軟件模擬計(jì)算結(jié)果txt文檔數(shù)據(jù)可獲得7050鋁合金在不同溫度下時(shí)效20 h時(shí)各析出相的含量，見(jiàn)表2。由表2可知，當(dāng)時(shí)效溫度為100 ℃時(shí)，GP區(qū)析出量極大值為2.93%，而其他各相均在時(shí)效溫度140 ℃析出量達(dá)到極大值，分別為6.58%(η′相)、3.56%(S′相)、0.170%(η相)和0.048%(S相)。此外，隨著時(shí)效溫度的升高，GP區(qū)析出量大幅降低，η′相和S′相析出量增長(zhǎng)的速率大幅減緩，引起合金強(qiáng)度下降的粗大平衡相η相和S相析出速率卻不斷增大。

圖1 7050鋁合金不同時(shí)效溫度下析出相含量隨時(shí)間變化曲線(xiàn)Fig.1 Curves of precipitation content as a function of time of 7050 aluminum alloy aged at different temperatures

表2 7050鋁合金在不同時(shí)效溫度下時(shí)效處理20 h各析出相的摩爾分?jǐn)?shù)(%)Table 2 The mole fraction of precipitated phases of 7050 aluminum alloy aged at different temperatures for 20 h(%)

峰值時(shí)效的目的是使合金獲得更高的強(qiáng)度，因此時(shí)效過(guò)程中需形成較多細(xì)小彌散的GP區(qū)和η′亞穩(wěn)相，較少粗大的平衡相η相和S相。根據(jù)已有報(bào)道[11]可知，峰值時(shí)效態(tài)下7050鋁合金的強(qiáng)度主要來(lái)源于與基體完全共格的GP區(qū)，以及與基體半共格的η′亞穩(wěn)相，GP區(qū)和η′亞穩(wěn)相越多、分布越致密，合金強(qiáng)度越高。而隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)和時(shí)效溫度的提高，η′相與基體間的應(yīng)力和應(yīng)變逐漸增大，最終與基體脫離，轉(zhuǎn)變成與基體非共格且粗大的η相，從而使合金強(qiáng)度降低。表2數(shù)據(jù)顯示，隨著時(shí)效溫度的升高，GP區(qū)與η′相的含量之和先增大后減小，并在時(shí)效溫度為120 ℃時(shí)達(dá)到最大。綜上可知，隨著時(shí)效溫度從100 ℃升至140 ℃，7050鋁合金的強(qiáng)度應(yīng)有先升高后下降的變化趨勢(shì)。為此，實(shí)驗(yàn)單峰時(shí)效溫度范圍選擇100 ℃～140 ℃。

2 實(shí)驗(yàn)與分析

2.1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)原材料為50 mm厚的7050鋁合金熱軋板材(成分見(jiàn)表1所示)，取樣方向如圖2所示，各類(lèi)試樣取樣深度均為距離板材表面1/4板厚處。將板材按照GB/T 16865-2013《變形鋁、鎂及其合金加工制品拉伸試驗(yàn)用試樣及方法》標(biāo)準(zhǔn)制成圓棒狀拉伸試樣，其余部分加工成20 mm×20 mm×20 mm的塊狀試樣，再進(jìn)行固溶與時(shí)效處理。固溶處理設(shè)備為RX3-45-9型中溫保護(hù)氣氛箱式爐(爐溫誤差±3 ℃)，淬火水溫為室溫，淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間不大于10 s。時(shí)效處理設(shè)備為XQG-2000烘干箱(控溫精度±0.1 ℃)。固溶制度采用475 ℃1 h，室溫水淬，分組時(shí)效處理制度分別為100 ℃20 h、110 ℃20 h、120 ℃20 h、130 ℃20 h、140 ℃20 h。

圖2 微觀組織觀察試樣與拉伸試樣取樣方向示意圖Fig.2 Sampling orientation of the microstructure observation sample and the tensile sample

用JEM-2100型200 kV場(chǎng)發(fā)射透射電鏡觀察微觀組織，Apreo場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察斷口形貌，用Z250rTL型智能拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸性能測(cè)試(拉伸速率1.0 mm/min，測(cè)試3次取平均值)。

2.2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.2.1 力學(xué)性能

圖3為不同時(shí)效溫度保溫20 h后7050鋁合金力學(xué)性能變化趨勢(shì)圖。由圖3知，合金屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度的變化趨勢(shì)與前文中軟件模擬分析結(jié)果基本一致，即隨著時(shí)效溫度從100 ℃升至140 ℃，7050鋁合金的強(qiáng)度先升高后下降。當(dāng)時(shí)效溫度為120 ℃時(shí)，合金達(dá)到最高強(qiáng)度(抗拉強(qiáng)度597 MPa，屈服強(qiáng)度554 MPa)。這是因?yàn)闀r(shí)效溫度為120 ℃以下時(shí)，隨著時(shí)效溫度的升高，合金析出相增多，起到彌散強(qiáng)化作用；而后發(fā)生了析出相的長(zhǎng)大，與基體之間由共格轉(zhuǎn)變?yōu)榉枪哺?，使得結(jié)合弱化，強(qiáng)度下降[12-13]。

圖3 不同時(shí)效溫度保溫20 h 7050鋁合金力學(xué)性能變化趨勢(shì)圖Fig.3 Variation trend of mechanical properties of 7050 aluminum alloy aged at different temperatures

2.2.2 顯微組織

圖4為不同時(shí)效溫度下時(shí)效處理20 h的7050鋁合金晶內(nèi)及晶界析出相的TEM形貌。從圖4a可以看出，當(dāng)時(shí)效溫度為100 ℃時(shí)，因?yàn)闀r(shí)效溫度較低，合金晶內(nèi)析出相均為細(xì)小且分布均勻的圓形，密度不高。隨著溫度上升到110 ℃～120 ℃，析出相密度有所增加，出現(xiàn)了針狀或長(zhǎng)條狀析出相。當(dāng)溫度達(dá)到130 ℃～140 ℃，析出相密度進(jìn)一步增大并發(fā)生一定程度的粗化。這是因?yàn)槲龀鱿嗟奈龀龊烷L(zhǎng)大與時(shí)效溫度密切相關(guān)，時(shí)效溫度越高，析出相析出和長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力越大，析出相的形核析出越快，析出相密度越大，長(zhǎng)大越明顯[14]。

合金晶界在時(shí)效溫度為100 ℃時(shí)，析出尺寸細(xì)小的連續(xù)分布η相，隨著時(shí)效溫度升高到110 ℃～120 ℃，晶界上析出相變得更加密集，增大了合金的腐蝕敏感性。當(dāng)時(shí)效溫度達(dá)到130 ℃～140 ℃，晶界上析出相明顯變粗，由完全連續(xù)分布變?yōu)樵诰植课恢瞄g斷分布，如圖4c、d所示。這是因?yàn)殡S著時(shí)效溫度的升高，晶界附近的溶質(zhì)原子擴(kuò)散運(yùn)動(dòng)加劇，促進(jìn)了形核而使析出相的數(shù)量增多，另外溶質(zhì)原子的擴(kuò)散使晶界處不能持續(xù)提供更多的原子，進(jìn)而引發(fā)析出相間距的增大[15]。

從圖4a～c可以看出，在110 ℃附近時(shí)效時(shí)，晶內(nèi)主要形成GP區(qū)和η′相，這兩種相的尺寸較小，與基體共格或半共格。隨著時(shí)效溫度的升高，析出相的密度增大。而在140 ℃時(shí)效時(shí)，η′相迅速長(zhǎng)大并發(fā)生粗化進(jìn)而轉(zhuǎn)化為η相，導(dǎo)致合金的力學(xué)性能急劇降低[14]。

圖4 不同時(shí)效制度下7050鋁合金的TEM組織Fig.4 TEM microstructures of 7050 aluminum alloy under different aging processes

綜上，合金顯微組織的觀察分析結(jié)果表明，隨著合金時(shí)效溫度從100 ℃升高至140 ℃，先發(fā)生了小尺寸強(qiáng)化相密度的增大，后發(fā)生了強(qiáng)化相尺寸的粗化，將引起合金強(qiáng)度先升高后下降，這與模擬分析結(jié)果基本吻合。

2.2.3 斷口形貌

圖5為不同熱處理狀態(tài)下的拉伸試樣斷口SEM形貌。

圖5 不同熱處理狀態(tài)下的7050鋁合金斷口形貌Fig.5 Fracture morphologies of 7050 aluminum alloy under different heat treatment conditions

圖5a、b顯示拉伸試樣的斷裂均起始于試樣心部，斷裂由心部向四周放射狀擴(kuò)展，并于試樣邊緣形成瞬斷區(qū)。固溶態(tài)合金宏觀斷口呈纖維狀、暗灰色，并發(fā)生了較明顯的縮頸(圖5a)。而圖5b所示的峰值時(shí)效態(tài)合金宏觀斷口較圖5a的更為粗糙，并伴有裂紋，色澤明亮，無(wú)明顯縮頸。圖5c顯示固溶態(tài)合金斷口上分布著許多大小和深淺不一的等軸韌窩與撕裂棱，為典型的微孔聚合性斷裂，說(shuō)明固溶態(tài)下合金韌性好。而圖5d中，斷口上韌窩的數(shù)量大量減少，并變得小而淺，同時(shí)出現(xiàn)了大量代表脆性解理斷裂特征的小刻面與河流花樣，這將引起合金的塑性、韌性變差。綜上所述，7050鋁合金的斷裂方式由固溶態(tài)的穿晶型韌性斷裂為主轉(zhuǎn)變?yōu)榉逯禃r(shí)效態(tài)的沿晶型脆性斷裂為主。

3 結(jié) 論

1)利用JMatpro軟件對(duì)7050鋁合金時(shí)效過(guò)程進(jìn)行了模擬計(jì)算，結(jié)果顯示7050鋁合金峰值時(shí)效過(guò)程中強(qiáng)化相的析出順序?yàn)镚P區(qū)→η′相+S′相→η相+S相。通過(guò)模擬計(jì)算獲得不同時(shí)效溫度下時(shí)效20 h時(shí)對(duì)應(yīng)的各析出相含量，推測(cè)出時(shí)效溫度從100 ℃上升至140 ℃過(guò)程中，7050鋁合金的強(qiáng)度遵循先升高后下降的變化趨勢(shì)。

2)基于變量控制方法，在100 ℃～140 ℃溫度范圍內(nèi)對(duì)7050鋁合金進(jìn)行了時(shí)效實(shí)驗(yàn)，合金的力學(xué)性能與模擬分析結(jié)果基本吻合，合金在120 ℃20 h時(shí)效制度下獲得最高強(qiáng)度(抗拉強(qiáng)度597 MPa,屈服強(qiáng)度554 MPa)。

3)隨著時(shí)效溫度的升高，晶內(nèi)析出物密度不斷增大，發(fā)生一定程度的粗化；晶界析出物的變化趨勢(shì)為細(xì)小、連續(xù)線(xiàn)狀(100 ℃20 h)→更加密集、連續(xù)鏈狀(110 ℃20 h、120 ℃20 h)→明顯變粗、間斷鏈狀(130 ℃20 h、140 ℃20 h)。

4)合金從固溶態(tài)到峰值時(shí)效態(tài)的斷裂形式：由穿晶型韌性斷裂為主轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐痛嘈詳嗔褳橹鳌?/p>