回歸再時效工藝對7055鋁合金板材組織及性能的影響

程志遠, 孫 寧, 郭豐佳, 王志雄, 李 濤, 王經(jīng)濤

(1. 山東南山鋁業(yè)股份有限公司 國家鋁合金壓力加工工程技術研究中心, 山東 龍口 265713;2. 山東南山科學技術研究院有限公司 有色金屬產(chǎn)業(yè)研究院, 山東 龍口 265713)

Al-Zn-Mg-Cu系合金具有強度高、韌性好、密度低、耐疲勞、抗腐蝕等優(yōu)異特點,屬于高強高韌型鋁合金,在航空航天、軌道交通、船舶重工等應用領域占有重要地位[1-3]。早在20世紀20年代,Meissner和Sande在研究Al-Zn-Mg合金固溶淬火及時效工藝時發(fā)現(xiàn),經(jīng)時效處理后的鋁合金強度會大幅提升,這為后續(xù)高強鋁合金的發(fā)展奠定了基礎[4]。1932年,韋伯在Al-Zn-Mg合金中加入Cu和Mn元素,發(fā)現(xiàn)合金的力學性能得到大幅提升,超高強度Al-Zn-Mg-Cu系合金問世[5]。隨后,五十嵐等將Cr和Mn元素加入到Al-Zn-Mg-Cu系合金中,發(fā)現(xiàn)合金的再結晶程度明顯降低,強度得到大幅提高(600 MPa),且該合金首次被應用于軍艦中[6-7]。

眾所周知,Al-Zn-Mg-Cu系合金為典型的可熱處理強化鋁合金,在時效過程中經(jīng)固溶處理的過飽和固溶體會發(fā)生強化相的脫溶析出,提高合金強度,進而達到強化合金的目的。目前,單級時效與多級時效是常采用的人工時效手段。經(jīng)單級時效處理后,合金內(nèi)部會析出細小而彌散的強化相,其強度得以提升,但耐蝕性能會降低[8];而采用雙級時效工藝處理的合金,晶界處析出相得以粗化,晶內(nèi)析出相也會進一步長大,這將導致合金的耐蝕性能提高而力學性能下降[9]。Cina等[10-11]提出的回歸再時效(Retrogression and re-aging,RRA)工藝制度結合了二者的優(yōu)勢,在提高合金力學性能的同時又能保證良好的耐蝕性。

本工作以高強耐蝕7055鋁合金板材為研究對象,系統(tǒng)地研究了7055鋁合金板材經(jīng)不同RRA工藝處理后的晶內(nèi)、晶界析出相、抗拉強度、拉伸斷口形貌及導電率,根據(jù)分析確定最優(yōu)RRA處理工藝,為工業(yè)生產(chǎn)提供理論基礎。

1 試驗材料及方法

本試驗所選用的材料為32 mm厚7055鋁合金,合金成分范圍見表1。試驗所用7055鋁合金板材在479 ℃保溫1 h實現(xiàn)固溶過程,隨后進行水冷淬火;RRA熱處理工藝試驗采用熱空氣循環(huán)爐(溫度誤差±2 ℃)進行,并配有熱電偶實時監(jiān)測爐膛與合金試樣溫度。具體熱處理工藝如圖1所示,首先以全功率將熱空氣循環(huán)爐升溫至479 ℃,將7055鋁合金板材放入其中保溫1 h;待板材冷卻至室溫,以一定的升溫速率升至121 ℃,保溫24 h后進行預時效處理;預時效結束后,分別進行170、180 ℃保溫不同時間的回歸處理,回歸處理采用快速升溫及快速降溫(淬火)方式;最后進行與預時效相同工藝的再時效處理。其中,淬火轉(zhuǎn)移時間均小于5 s。

表1 7055鋁合金的化學成分(質(zhì)量分數(shù),%)

圖1 7055鋁合金板材的熱處理工藝示意圖

為了研究不同回歸條件的RRA工藝對7055鋁合金板材顯微組織、力學性能及導電性的影響,利用JEM-2100F型場發(fā)射透射電鏡對7055鋁合金板材T6態(tài)(479 ℃×1 h +121 ℃×24 h)和RRA態(tài)的晶界析出相及晶內(nèi)強化相進行表征,采用硝酸和甲醇體積比為3∶7的溶液進行電解雙噴制樣;利用Quanta 200 FEG型掃描電鏡對7055鋁合金板材經(jīng)不同RRA工藝處理后的拉伸斷口形貌進行觀察;使用TA Q200型差式掃描量熱分析儀測試合金中低熔點共晶相的析出情況,測溫范圍為常溫至650 ℃,加熱速率為10 ℃/min;采用INSTRON萬能拉伸試驗機從板材1/2厚度處取樣,對合金不同工藝下的力學性能進行測試;采用D60K電導率測定儀對合金的導電率進行測試,每個試樣測定3組,取平均值。

2 試驗結果與分析

2.1 顯微組織

圖2為7055鋁合金板材經(jīng)T6峰時效處理和回歸再時效(RRA)處理后的晶界TEM圖,從圖2可以觀察到,合金經(jīng)T6處理后,晶界析出相尺寸較小,數(shù)量較多,晶粒尺寸約為10.82 nm,呈連續(xù)分布,而且晶界析出相周圍存在很窄的無沉淀析出帶(PFZ),寬度約為16.62 nm。經(jīng)RRA處理后(見圖2(c, d)),晶界析出相尺寸增大至21.55 nm,相間距變大,形態(tài)分布由連續(xù)分布變化為斷續(xù)分布,析出相周圍的PFZ也變寬,約為38.99 nm?？梢钥闯?合金經(jīng)RRA處理后,晶界析出相尺寸比T6態(tài)增大了99.17%,PFZ寬度增大了68.09%。時效處理對合金的性能有著不可忽視的作用,合金的耐蝕性能與晶界析出相的尺寸和分布狀態(tài)緊密相關,晶界處析出相連續(xù)排列,則容易形成腐蝕通道,不利于合金的耐蝕性能,故經(jīng)RRA處理后合金的耐蝕性有所提高。

圖2 不同熱處理狀態(tài)7055鋁合金晶界TEM圖

圖3為7055鋁合金板材經(jīng)T6和RRA處理后的晶內(nèi)形貌。由圖3(a, b)可以觀察到,T6態(tài)合金晶內(nèi)析出了大量細小彌散的強化相;經(jīng)RRA處理后(見圖3(c, d)),晶內(nèi)析出相分布與T6態(tài)大體一致,但析出相尺寸略有增加。這是因為在高溫回歸過程中,不僅會發(fā)生小尺寸GP區(qū)、η″相和η′相的回溶,也會存在部分未回溶的較大尺寸的GP區(qū)和η′相的繼續(xù)長大,故經(jīng)再時效處理后的合金內(nèi)部組織中,既有回溶后重新析出的小尺寸強化相,也存在繼續(xù)長大的大尺寸強化相。

圖3 不同熱處理狀態(tài)7055鋁合金晶內(nèi)析出相TEM圖

圖4為7055鋁合金T6和RRA處理后的DSC曲線。DSC曲線能夠反應合金在時效處理后析出相析出序列的變化情況,同時,根據(jù)DSC曲線中的吸熱峰與放熱峰可判定析出相的種類及含量[12]。由圖4曲線可知,大約在110～130 ℃處存在吸熱峰A,對應合金GP區(qū)和η″相的溶解,而且T6態(tài)的峰面積大于RRA處理后的,說明T6態(tài)合金中的GP區(qū)和η″相含量高于RRA態(tài)。在155～180 ℃處存在一個放熱峰B,對應合金η′相的形成,η′相的形成主要源自兩方面,一是基體內(nèi)η″相向η′相的轉(zhuǎn)化,二是直接從基體中形核長大。T6態(tài)的放熱峰B比RRA態(tài)更明顯,這是因為RRA時效過程中,在高溫回歸階段已生成了部分η′相,導致其在DSC曲線中放熱峰不明顯。此外,合金RRA態(tài)的峰要寬于T6態(tài)的峰,這說明合金經(jīng)回歸再時效處理后析出相粒子的尺寸和體積分數(shù)均大于T6態(tài),這與上述TEM結果相一致。

圖4 不同時效態(tài)7055鋁合金板材的DSC熱分析曲線

2.2 力學性能

合理設計合金回歸再時效過程的工藝參數(shù),可以改善合金的力學性能,這是因為回歸再時效過程中主要發(fā)生了與基體共格的GP區(qū)、η″相及與基體半共格的η′相的回溶與析出。表3為不同RRA工藝處理后7055鋁合金板材的力學性能,從表3可以看出,在回歸溫度相同的情況下,隨著回歸時間的延長,經(jīng)RRA處理后7055鋁合金板材的抗拉強度和屈服強度均先升高后降低,且回歸工藝為170 ℃×30 min時,二者分別達到峰值630.75 MPa和588.75 MPa,斷后伸長率則變化不明顯。

表3 不同RRA工藝下7055鋁合金板材的力學性能

圖5為7055鋁合金板材經(jīng)不同工藝熱處理的抗拉強度。由圖5可知,當預時效時間為24 h時,合金的抗拉強度達到最大值,622.5 MPa;進一步延長預時效時間,合金的抗拉強度反而下降,表明此時發(fā)生了過時效。因此后續(xù)RRA處理過程中預時效及再時效工藝均選擇121 ℃×24 h。

由圖5可以觀察到,7055鋁合金板材經(jīng)RRA回歸及再時效處理后,其抗拉強度隨回歸時間的延長呈先增大后降低的趨勢,這是因為此時回歸階段發(fā)生了小尺寸GP區(qū)、η″相和η′相的回溶,經(jīng)再時效處理后析出的強化相較多,故合金經(jīng)RRA處理后,抗拉強度會逐漸增大至最大值;進一步延長回歸時間,合金基體中將發(fā)生η′相和η相的析出、長大,導致合金的抗拉強度降低,強化效果變差。同時,回歸溫度越高,越有利于η′相向η相的轉(zhuǎn)變,促進η相的長大及粗化,導致析出相的強化作用減弱,相應的合金強度越低,這導致了RRA回歸溫度為170 ℃時的抗拉強度要高于回歸溫度為180 ℃的對應值,而且,抗拉強度波動區(qū)間小于回歸溫度為180 ℃的,強度值更穩(wěn)定。此外,回歸初期,合金經(jīng)RRA處理后的抗拉強度大于T6態(tài),這是因為該階段相對應的再時效后的基體組織中存在大量η′相,多于T6態(tài)基體內(nèi)的GP區(qū)和η′相,而較硬的η′相的強化效果大于可被剪切的GP區(qū)的強化效果[13]。

圖5 不同熱處理工藝下7055鋁合金板材的抗拉強度

圖6和圖7分別為7055鋁合金在回歸溫度為170 ℃和180 ℃時,不同回歸時間下RRA處理后的拉伸斷口形貌。從圖6和圖7均可觀察到少量韌窩及片狀斷裂面,部分區(qū)域出現(xiàn)明顯的裂紋,即所有斷口中均包括穿晶斷裂和沿晶斷裂,拉伸斷裂機制為混合型斷裂。時效工藝對合金斷口形貌的影響主要與析出相的類型、尺寸及晶內(nèi)晶界強度差有關[14]。在塑性變形過程中,析出相與基體界面易產(chǎn)生應變集中,拉伸過程中易發(fā)生沿晶斷裂,而且沿晶斷裂會隨著晶界析出相面積分數(shù)的增大而增多;此外,若晶內(nèi)強度較低,晶內(nèi)晶界強度差較小,則晶內(nèi)的空穴會優(yōu)于晶界上的空穴快速長大,易發(fā)生韌窩型穿晶斷裂[15]。經(jīng)回歸時間30 min的再時效處理后,合金晶內(nèi)GP區(qū)和η′相占比較高,晶內(nèi)強度較高,晶界晶內(nèi)強度差大,斷口處有較高比例的沿晶斷裂區(qū),該工藝下的合金強度最高。同時,在斷口處含有一定的凹坑,這是因為滑移帶在晶界處產(chǎn)生應變集中,導致晶界處形成空洞;進一步延長回歸時間或升高回歸溫度,合金晶內(nèi)部分強化相會發(fā)生一定程度的長大粗化,晶內(nèi)強度降低,晶內(nèi)晶界強度差減小,且晶界析出的η相由半連續(xù)變?yōu)閿嗬m(xù)分布,晶界析出相的面積分數(shù)減小,斷口處的沿晶斷裂比例下降,穿晶斷裂占比上升,韌窩數(shù)量增多,合金強度有所下降。與沿晶斷裂相比,穿晶斷裂裂紋擴展所需能量較高,這通常與合金中未溶粗大第二相、晶內(nèi)析出相等粒子有關,因此,穿晶斷裂占比越高,合金的塑性和斷裂韌性越好。

圖6 7055鋁合金經(jīng)170 ℃回歸不同時間后的拉伸斷口形貌

圖7 7055鋁合金經(jīng)180 ℃回歸不同時間后的拉伸斷口形貌

2.3 導電率

不同回歸溫度及時間對7055鋁合金RRA工藝回歸及再時效階段導電率的影響如圖8所示。隨著回歸時間的延長,RRA處理后的合金導電率逐漸升高,但導電率升高速率均表現(xiàn)為先快速上升又緩慢上升。導電率參數(shù)對合金的顯微組織變化敏感,有試驗表明,導電率可間接反映材料的抗應力腐蝕性能,導電率與材料的抗應力腐蝕性能呈正相關,即導電率越高,抗應力腐蝕性能越好[16-18]。一般來說,導電率差異是由于與基體共格相(GP區(qū)和η″相)周圍應力場的變化及基體內(nèi)溶質(zhì)原子的固溶程度不同所造成的[19]。回歸初期,與基體共格的小尺寸GP區(qū)和η″相發(fā)生回溶,造成基體內(nèi)溶質(zhì)原子固溶程度增加,導電率減小;另一方面,GP區(qū)和η″相回溶將導致其周圍應力場消失,導電率增加,且增加的幅度大于減小的幅度,合金整體表現(xiàn)為導電率增加。此外,該過程還伴隨著η′相的析出長大消耗基體內(nèi)GP區(qū)和η″相,導致基體內(nèi)溶質(zhì)原子的固溶程度降低,因此,導電率在回歸初期表現(xiàn)為快速上升。隨著回歸時間的延長,基體中析出大量的η′相和η相,導致基體的固溶程度降低,導電率緩慢增加。由圖8(a,b)可知,經(jīng)RRA再時效處理后的導電率要高于回歸處理的導電率,這是因為再時效過程中,與基體不共格的沉淀相會繼續(xù)析出、長大,導致基體的固溶度進一步減小。

圖8 7055鋁合金經(jīng)回歸(a)及再時效后(b)的導電率

3 結論

1) 7055鋁合金板材T6態(tài)析出相細小,連續(xù)分布于晶界,晶內(nèi)析出的強化相呈均勻彌散分布;經(jīng)RRA處理后,晶界析出相尺寸變大,相間隔變大,呈斷續(xù)分布,晶內(nèi)析出的強化相尺寸也發(fā)生一定程度的長大。

2) 在回歸溫度相同的情況下,隨著回歸時間的延長,7055鋁合金經(jīng)RRA處理后的抗拉強度先增大后減小,當回歸工藝為170 ℃×30 min時達到峰值。此外,升高回歸溫度,會加快η′相向η相的轉(zhuǎn)化,加速基體中η相的析出、長大,降低合金的抗拉強度。

3) 不同RRA工藝處理后的合金斷裂機制均為沿晶斷裂和穿晶斷裂的混合斷裂;當回歸時間為30 min時,晶內(nèi)GP區(qū)和η′相占比較高,晶內(nèi)晶界強度差較大,沿晶斷裂數(shù)量較多,合金強度最高;進一步延長回歸時間或升高回歸溫度,晶內(nèi)晶界強度差較小,晶界析出相的面積分數(shù)減小,韌窩型穿晶斷裂占比增加,此時合金的塑性和韌性較好。

4) 隨著回歸時間的延長與回歸溫度的升高,RRA處理后的合金導電率均越來越高,而且RRA再時效過程中與基體不共格的η相會繼續(xù)長大粗化,使基體的固溶程度減小,導電率較回歸階段進一步提高。