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    時(shí)效工藝對(duì)新型超高強(qiáng)高韌7A56鋁合金厚板組織和性能的影響

    2023-12-27 05:41:26浩,周華,羅鹍,陳可,趙
    鋁加工 2023年6期
    關(guān)鍵詞:斷裂韌性延伸率晶界

    董 浩,周 華,羅 鹍,陳 可,趙 藤

    (西南鋁業(yè)(集團(tuán))有限責(zé)任公司,重慶 401326)

    0 前言

    7×××系鋁合金作為高強(qiáng)度鋁合金的代表,由于其具有高強(qiáng)度、較高的韌性、良好的耐蝕性等特性被廣泛地應(yīng)用于航空、航天以及交通運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域[1]。然而,隨著產(chǎn)品不斷迭代升級(jí),對(duì)鋁合金的強(qiáng)度和韌性提出了更高的要求。對(duì)于7×××系可熱處理強(qiáng)化鋁合金來說,時(shí)效工藝可以有效地改善合金的強(qiáng)度和韌性,從而滿足材料的強(qiáng)韌性需求[2-3]。

    目前許多學(xué)者也對(duì)7×× × 系鋁合金時(shí)效工藝進(jìn)行了研究。石峰、張志超[4]等人研究了時(shí)效工藝對(duì)合金應(yīng)力腐蝕的影響,結(jié)果發(fā)現(xiàn):?jiǎn)渭?jí)時(shí)效的7×× × 系鋁合金具有較高強(qiáng)度,但對(duì)應(yīng)力腐蝕較為敏感;雙級(jí)時(shí)效可以改善合金的應(yīng)力腐蝕敏感性,但大幅度降低了合金的強(qiáng)度;三級(jí)時(shí)效兼顧了單級(jí)時(shí)效和雙級(jí)時(shí)效的優(yōu)點(diǎn),能夠滿足各領(lǐng)域?qū)辖饛?qiáng)度、韌性以及應(yīng)力腐蝕的綜合需求。戴曉元、熊超宇[5]等人研究了固溶與時(shí)效處理對(duì)7×× × 系鋁合金淬透性的影響,結(jié)果發(fā)現(xiàn),雙級(jí)時(shí)效處理相比單級(jí)處理可以形成高密度GP 區(qū),并且在隨后的過程中轉(zhuǎn)化成具有強(qiáng)化效果的η'相,分布更加均勻,減小了合金不同部位的性能差異;經(jīng)回歸再時(shí)效處理后適當(dāng)減小冷卻速度也能有效提高合金性能的均勻性,改善淬火敏感性。通過改變時(shí)效工藝可以使7×× × 系鋁合金中的析出相發(fā)生變化,從而改善合金的性能。施娟娟、陳忠家[6]等人研究了回歸再時(shí)效對(duì)7×× × 系鋁合金強(qiáng)度及耐腐蝕性能的影響,適當(dāng)?shù)幕貧w再時(shí)效工藝既使合金的強(qiáng)度得到提高,又可大幅度提升合金耐腐蝕性能。隨著回歸溫度與回歸時(shí)間的增加,合金強(qiáng)度先增大后減小,在190 ℃/20 min 回歸時(shí)達(dá)到峰值702.2 MPa,而耐腐蝕性能則持續(xù)增加。回歸溫度在210 ℃以上時(shí)雖然耐腐蝕性增加明顯,但是卻損失了部分強(qiáng)度。中南大學(xué)的韓念梅、張新明[13]等人研究了150 ℃、170 ℃、190 ℃下回歸再時(shí)效對(duì)7050 鋁合金強(qiáng)度和斷裂韌性的影響。研究表明,T74態(tài)合金抗拉強(qiáng)度為532 MPa、屈服強(qiáng)度為495 MPa、斷裂韌性為36.1 MPa·m1/2。當(dāng)回歸溫度為150 ℃、回歸時(shí)間在300~480 min之間時(shí),再時(shí)效態(tài)合金相對(duì)于T74 態(tài)合金,強(qiáng)度和斷裂韌性均得到了提高;回歸溫度為170 ℃、回歸時(shí)間在120~240 min 之間時(shí),再時(shí)效態(tài)合金相對(duì)于T74 態(tài)合金,強(qiáng)度和斷裂韌性均得到了提高;回歸溫度為190 ℃、回歸時(shí)間大于30 min時(shí),再時(shí)效態(tài)合金相對(duì)于T74 態(tài)合金,強(qiáng)度降低,斷裂韌性提升。相關(guān)資料表明[7-9],改善7×× × 系鋁合金性能的主要機(jī)制為時(shí)效析出強(qiáng)化。在時(shí)效過程中7×× × 系合金的析出相會(huì)發(fā)生變化,7×× ×系鋁合金的析出順序?yàn)椋哼^飽和固溶體→GP 區(qū)→亞穩(wěn)相η'相→穩(wěn)定相η 相。7×× × 系鋁合金常用的時(shí)效工藝有單級(jí)峰值時(shí)效、雙級(jí)時(shí)效以及三級(jí)回歸再時(shí)效等。單級(jí)峰值時(shí)效可以使合金的強(qiáng)度達(dá)到最大,但是難以保證合金的韌性;雙級(jí)時(shí)效雖然可以提高合金的韌性,但是合金的強(qiáng)度要損失20%左右;三級(jí)回歸時(shí)效可以在強(qiáng)度損失較小的情況下,大幅度提升合金的韌性。目前大多數(shù)7×× × 系鋁合金三級(jí)時(shí)效工藝研究集中于其對(duì)合金的強(qiáng)度、耐腐蝕性、淬透性等性能的影響上,對(duì)于三級(jí)時(shí)效對(duì)合金的強(qiáng)度與韌性匹配度的影響研究較少,且研究相對(duì)集中于7150和7055鋁合金。

    本文通過新型超高強(qiáng)高韌7A56 鋁合金預(yù)拉伸板單級(jí)時(shí)效與三級(jí)時(shí)效的力學(xué)性能對(duì)比,同時(shí)分析不同時(shí)效狀態(tài)下合金晶內(nèi)析出相與晶界析出相的變化,最終確定了一種三級(jí)時(shí)效工藝。該工藝和單級(jí)時(shí)效工藝相比可有效提高板材韌性。

    1 實(shí)驗(yàn)過程

    本試驗(yàn)所用7A56 鋁合金厚板(板厚80 mm)化學(xué)成分見表1,其主要生產(chǎn)工藝流程為:熔鑄→鑄錠加熱→軋制→固溶處理→預(yù)拉伸。

    表1 7A56鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

    本次試驗(yàn)通過使用萊卡金相顯微鏡、日立S-3400 掃描電鏡、恒久-低溫差示掃描量熱儀DSCHSC-2/HSC-3 和Philips TECNAI 20 透射電子顯微鏡對(duì)顯微組織進(jìn)行對(duì)比分析;使用CMT5105 電子萬能試驗(yàn)機(jī)對(duì)拉伸性能進(jìn)行對(duì)比分析;使用恒儀實(shí)驗(yàn)儀器對(duì)布氏硬度進(jìn)行對(duì)比分析;使用Zwick HFPS100 高頻疲勞試驗(yàn)機(jī)對(duì)斷裂韌性進(jìn)行對(duì)比分析。根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果,制定合適的時(shí)效工藝方案,制備出高強(qiáng)高韌鋁合金厚板。

    在板材1/4 厚度處取厚度為12 mm 的板材,按照國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228—2022規(guī)定,加工軋制方向L向拉伸試樣,在電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行力學(xué)性能拉伸測(cè)試。在板材1/4 厚度處取厚度為25 mm 的板材,按照標(biāo)準(zhǔn)ASTM B645-10(2015)規(guī)定,制備L-T向斷裂韌性試樣,在高頻疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行斷裂韌性測(cè)試。

    2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

    2.1 單級(jí)時(shí)效工藝下的7A56鋁合金厚板性能

    選取工業(yè)大生產(chǎn)80 mm厚度固溶態(tài)厚板進(jìn)行單級(jí)時(shí)效試驗(yàn)。首先在100 ℃、120 ℃、140 ℃進(jìn)行單級(jí)時(shí)效處理,其硬度隨時(shí)效工藝的變化曲線如圖1所示。從圖中可以看出,在不同溫度下時(shí)效,其時(shí)效動(dòng)力學(xué)特征也不同。100 ℃時(shí)效時(shí),合金的硬度值(HV)上升較慢,在36 h 時(shí)達(dá)到212.8,之后進(jìn)入硬度值平臺(tái),直到40 h時(shí)硬度值在212~216的范圍內(nèi)波動(dòng)。120 ℃時(shí)效時(shí),時(shí)效初期合金的硬度(HV)上升比100 ℃時(shí)效時(shí)快,在24 h 時(shí)達(dá)到213.8,之后進(jìn)入硬度值平臺(tái),直到100 h時(shí)硬度值在213~217 的范圍內(nèi)波動(dòng)。140 ℃時(shí)效時(shí),時(shí)效初期硬度值(HV)的上升比120 ℃時(shí)效時(shí)快,在10~14 h 是硬度值達(dá)到峰值,隨后出現(xiàn)一個(gè)硬度范圍為216~218的小平臺(tái),24 h后硬度值持續(xù)下降。

    圖1 單級(jí)時(shí)效合金的硬度變化曲線

    在120 ℃下對(duì)合金進(jìn)行不同時(shí)間的時(shí)效處理,合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線如圖2所示??梢钥闯觯S著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng),合金在120 ℃時(shí)效的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率不斷升高,在24 h 達(dá)到峰值,屈服強(qiáng)度為583 MPa、抗拉強(qiáng)度為636 MPa、延伸率為11.2%。綜上所述,合金在120 ℃/24 h時(shí)效,能夠達(dá)到較高的硬度、屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率。

    圖2 120 ℃單級(jí)時(shí)效合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率變化曲線

    2.2 三級(jí)時(shí)效工藝下的7A56鋁合金厚板性能

    選取工業(yè)大生產(chǎn)80 mm 厚度固溶態(tài)厚板在120 ℃/24 h 時(shí)效后水冷,然后進(jìn)行DSC 實(shí)驗(yàn),在35 ℃/h升溫速率下測(cè)試合金中第二相動(dòng)態(tài)析出與回溶溫度。圖3 為DSC 實(shí)驗(yàn)曲線,從曲線中可以看出,大約在135 ℃時(shí)基體開始發(fā)生回溶;隨著溫度增加,回溶程度不斷增加,在157 ℃時(shí)回溶能力最強(qiáng);隨著溫度的增加合金的析出能力不斷增強(qiáng),在175 ℃時(shí)回溶和析出達(dá)到平衡,是回溶和析出的動(dòng)態(tài)轉(zhuǎn)折點(diǎn);隨著溫度繼續(xù)升高,基體析出逐漸強(qiáng)于回溶,在192 ℃達(dá)到析出最高點(diǎn)。175 ℃是一個(gè)合理的第二級(jí)時(shí)效溫度。

    圖3 35 ℃/h升溫速率的DSC曲線

    采用120 ℃/24 h為三級(jí)時(shí)效實(shí)驗(yàn)的第一級(jí)與第三級(jí)時(shí)效制度,175 ℃為第二級(jí)的時(shí)效溫度,研究不同第二級(jí)時(shí)效時(shí)間對(duì)合金性能的影響。圖4所示為合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率隨第二級(jí)時(shí)效時(shí)間的變化曲線。第二級(jí)時(shí)效時(shí)間依次為70 min、80 min、90 min、100 min、110 min 以及120 min。從曲線可以看出,隨著第二級(jí)時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng),合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率不斷升高,在90 min 達(dá)到最高,合金屈服強(qiáng)度為580 MPa,抗拉強(qiáng)度達(dá)到626 MPa,延伸率達(dá)到13.2%,隨后逐漸降低。和單級(jí)峰時(shí)效的析出相對(duì)比,三級(jí)時(shí)效后合金中的析出相的尺寸和數(shù)量均有所降低,分布更加彌散,故三級(jí)時(shí)效后合金的強(qiáng)度降低、韌性提升。

    圖4 不同第二級(jí)時(shí)效時(shí)間下的合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率變化曲線

    圖5為單級(jí)時(shí)效和不同三級(jí)時(shí)效工藝制備的合金的斷裂韌性、抗拉強(qiáng)度對(duì)比折線圖。從圖可以看出,和單級(jí)時(shí)效合金的斷裂韌性相比,三級(jí)時(shí)效可以明顯地提升合金的斷裂韌性。在175 ℃進(jìn)行第二級(jí)時(shí)效時(shí),隨著第二級(jí)時(shí)效時(shí)間的增加,合金斷裂韌性先增加,90 min達(dá)到最高值。隨后斷裂韌性趨于穩(wěn)定,第二級(jí)時(shí)效時(shí)間在90 min時(shí)合金的斷裂韌性達(dá)到最高,斷裂韌性為31.56 MPa·m1/2,單級(jí)時(shí)效下合金斷裂韌性為26.12 MPa·m1/2。綜合單級(jí)時(shí)效和三級(jí)時(shí)效工藝制備的合金的拉伸性能和斷裂韌性,三級(jí)時(shí)效工藝制備的合金的強(qiáng)度和韌性匹配性較好,合適的三級(jí)時(shí)效制度為120 ℃/24 h+175 ℃/90 min+120 ℃/24 h。

    圖5 單級(jí)時(shí)效與不同三級(jí)時(shí)效工藝下的合金的斷裂韌性、抗拉強(qiáng)度對(duì)比

    2.3 組織分析

    2.3.1 金相組織分析

    圖6為單級(jí)時(shí)效與三級(jí)時(shí)效金相組織對(duì)比。從圖6可以看出,7A56合金在單級(jí)時(shí)效與三級(jí)時(shí)效處理后組織均為明顯的再結(jié)晶與亞晶混晶組織,第二相沿晶界析出。

    圖6 單級(jí)時(shí)效與三級(jí)時(shí)效合金的金相組織

    2.3.2 透射電鏡分析

    圖7 為單級(jí)時(shí)效工藝制備的7A56 合金透射電鏡圖片,從圖中可以看出單級(jí)時(shí)效下晶界析出相斷續(xù)分布,晶內(nèi)析出相尺寸細(xì)小。

    圖7 單級(jí)時(shí)效電鏡的7A56鋁合金透射電鏡圖

    圖8 為不同三級(jí)時(shí)效工藝制備的7A56 合金透射電鏡圖片,從圖中可以看出不同時(shí)效狀態(tài)下晶內(nèi)析出相和晶界析出相的形貌。發(fā)現(xiàn)經(jīng)過不同時(shí)間的第二級(jí)時(shí)效工藝后,晶界均出現(xiàn)明顯的斷開且晶界析出相呈現(xiàn)不連續(xù)分布,有明顯的無沉淀析出帶(PFZ),晶內(nèi)析出相出現(xiàn)不同程度的明顯長(zhǎng)大。隨著第二級(jí)時(shí)效時(shí)間的增加,晶內(nèi)析出相和晶界析出相均出現(xiàn)長(zhǎng)大粗化趨勢(shì),經(jīng)175 ℃/90 min工藝處理后,晶內(nèi)析出相個(gè)別長(zhǎng)大到8~12 nm,大部分析出相的尺寸仍在3~6 nm;當(dāng)采用175 ℃/120 min工藝處理后,晶內(nèi)析出相的尺寸普遍長(zhǎng)大,尺寸介于4~10 nm的粒子數(shù)量較多。

    圖8 不同三級(jí)時(shí)效工藝下合金的晶內(nèi)析出相和晶界析出相

    圖9 為不同第二級(jí)時(shí)效工藝處理的合金衍射斑。圖中衍射花樣表明,經(jīng)不同第二級(jí)時(shí)效工藝處理的合金沿〈112〉A(chǔ)l 方向的衍射花樣中1/3{220}和2/3{220}位置處除了有明顯的η'相的芒線外,其周圍還出現(xiàn)比較明顯的分離狀的斑點(diǎn),表明已有η相形成。此外,在1/2{311}位置處觀察到了GPII 區(qū)的衍射斑;Al3Zr 粒子的衍射斑始終很清晰??傮w而言,具有不同第二級(jí)時(shí)效制度的合金中,基體的主要析出相是GPII區(qū)、η'相和η相。

    圖9 不同第二級(jí)時(shí)效制度處理的合金衍射斑

    2.3.3 斷口形貌分析

    圖10 示出了單級(jí)時(shí)效和三級(jí)時(shí)效斷裂韌性試樣的斷口形貌。如圖10 所示,單級(jí)時(shí)效與三級(jí)時(shí)效工藝制備的7A56 合金斷裂時(shí)均存在脆性斷裂與韌性斷裂,單級(jí)時(shí)效工藝下脆性斷裂面較多,三級(jí)時(shí)效工藝下脆性斷裂面逐漸減少,說明三級(jí)時(shí)效工藝制備的7A56 合金韌性較好。同時(shí),單級(jí)時(shí)效與三級(jí)時(shí)效制備的7A56 合金斷裂形式為沿晶斷裂與穿晶斷裂并存,韌窩中間存在很多小顆粒,這是沿晶斷裂的特點(diǎn)。圖中斷裂的脆性粒子發(fā)生的是穿晶斷裂,有很多小平面出現(xiàn)。

    圖10 單級(jí)時(shí)效與三級(jí)時(shí)效合金的斷口形貌

    3 分析與討論

    三級(jí)時(shí)效即回歸再時(shí)效最早由以色列人Cina提出[10],在不犧牲合金強(qiáng)度的前提下同時(shí)提高合金的耐蝕性能。三級(jí)時(shí)效可以分為,預(yù)時(shí)效階段、回歸處理階段和再時(shí)效階段三個(gè)階段[11]。在預(yù)時(shí)效階段,欠時(shí)效工藝下合金中的晶內(nèi)析出相主要為細(xì)小的GP 區(qū),合金的硬度較低。峰時(shí)效工藝下合金中的晶內(nèi)析出相大多數(shù)為細(xì)小的η'相,晶界析出相主要η相,在晶界上連續(xù)分布。在回歸時(shí)效階段,晶內(nèi)細(xì)小的GP 區(qū)析出相逐漸回溶,晶界析出相粗化,不同的回歸時(shí)效溫度和時(shí)間會(huì)使合金中析出相的回溶情況不同。隨著回歸溫度的升高和回歸時(shí)間的增加,合金中晶內(nèi)未回溶的GP 區(qū)向η'相轉(zhuǎn)化,η'相逐漸粗化并且部分η'相轉(zhuǎn)化為η相,進(jìn)而影響合金的性能。再時(shí)效階段為回歸時(shí)效處理的最后階段,是回溶于基體的GP 區(qū)再次形核析出的過程,晶界析出相粗化并且呈斷續(xù)分布,提高合金的強(qiáng)度與韌性。

    當(dāng)對(duì)7×××系鋁合金固溶態(tài)厚板進(jìn)行時(shí)效處理時(shí),由于時(shí)效工藝的不同,使得材料的晶界析出相和晶內(nèi)析出相產(chǎn)生差異[12]。因此,精確地控制時(shí)效工藝,特別是控制好時(shí)效溫度和時(shí)間是獲得理想合金的研究重點(diǎn)。

    本文通過對(duì)7A56 鋁合金固溶態(tài)厚板進(jìn)行不同時(shí)效制度的研究發(fā)現(xiàn),單級(jí)峰值時(shí)效下合金的強(qiáng)度達(dá)到最高,但是其韌性較差,而采用三級(jí)時(shí)效的合金強(qiáng)度損失1.5%,韌性提高20.9%,合金的強(qiáng)度與韌性較單級(jí)時(shí)效匹配度大幅提升。

    4 結(jié)論

    (1)采用單級(jí)峰值時(shí)效工藝制備的7A56鋁合金強(qiáng)度最高,單級(jí)峰值時(shí)效制度為120 ℃/24 h,其抗拉強(qiáng)度為636 MPa,屈服強(qiáng)度為583 MPa,延伸率為11.2%,合金韌性較差,斷裂韌性為26.12 MPa·m1/2。

    (2)三級(jí)時(shí)效工藝可以有效改善合金的強(qiáng)度與韌性匹配度,與單級(jí)峰值時(shí)效對(duì)比,合金強(qiáng)度損失1.5%,韌性提高20.9%。最佳的三級(jí)時(shí)效制度為120 ℃/24 h+175 ℃/90 min+120 ℃/24 h,其抗拉強(qiáng)度為626 MPa,屈服強(qiáng)度為580 MPa,延伸率為13.2%,斷裂韌性大幅提升,達(dá)到31.56 MPa·m1/2。

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