稀有金属 2012,36(05),830-834
7075铝合金累积叠轧焊组织与性能
王耀奇 任学平 王宝伟 侯红亮
北京科技大学材料科学与工程学院
北京航空制造工程研究所
摘 要:
为了提高7075铝合金的力学性能,7075铝合金在350℃无润滑条件下进行了5道次的累积叠轧焊实验,通过X射线衍射(XRD)与透射电镜(TEM)分析,研究了7075铝合金在叠轧过程中微观组织的演化规律,利用室温拉伸实验,研究了叠轧道次对7075铝合金力学性能的影响规律,并且采用扫描电镜(SEM)对拉伸断口形貌进行了分析。结果表明:7075铝合金在叠轧过程中材料的组成相η相发生回溶,数量减少;微观组织经历由位错缠结/位错胞状结构向形变亚晶结构转变的过程,5道次后,形成了尺寸小于1μm的亚晶组织;材料的强度随道次的增加而增加,5道次后,其抗拉强度与屈服强度分别达到373.52,315.84 MPa,约为原始合金的1.8倍和3.2倍,同时,延伸率则随着叠轧道次的增加而下降,5道次后,延伸率仅为原始合金的1/3,并且拉伸断裂由韧性断裂转变为脆性断裂。
关键词:
7075铝合金 ;累积叠轧焊 ;微观组织 ;力学性能 ;
中图分类号: TG146.21
作者简介: 王耀奇(1978-),男,辽宁人,博士研究生,高级工程师;研究方向:钛合金、铝合金加工改性研究; 任学平(E-mail:rxp33@mater.ustb.edu.cn);
收稿日期: 2012-03-10
基金: 国家自然科学基金(50875249)资助项目; 国家航空科学基金(2008ZF25)资助项目;
Microstructures and Mechanical Properties of 7075 Aluminum Alloy Processed by Accumulative Roll-Bonding
Abstract:
In order to improve mechanical properties of 7075 aluminum alloy,7075 aluminum alloy was processed by accumulative roll-bonding(ARB) for 5 cycles without lubrication at 350 ℃.The microstructure evolution was investigated by XRD and TEM,and the effects of cycles on mechanical properties were studied by tensile test at room temperature and the fracture characteristic was analyzed by SEM.The results showed that the η phase of 7075 aluminum alloy redissolved into α phase so that the η phase ratio dropped during the ARB process.The microstructure evolved from dislocation tangle/dislocation cellular to subgrain structure,and subgrain structure formed after 5 cycles,whose grain size was smaller than 1 μm.The strength of the ARB 7075 aluminum increased with cycles,and tensile strength and yield strength reached 373.52 and 315.84 MPa respectively after 5 cycles,which are 1.8 times and 3.2 times of the virgin alloy.Simultaneously,the elongation decreased with cycles,and the elongation was about one third of the virgin alloy after 5 cycles.The tensile failure changed from gliding fracture to brittle fracture with cycles.
Keyword:
7075 aluminum alloy;accumulative roll-bonding;microstructure;mechanical properties;
Received: 2012-03-10
Al-Zn-Mg-Cu系超硬铝属于热处理可强化型铝合金, 具有较高强度和良好的加工性能, 广泛应用于航空航天领域, 随着现代航空工业快速的发展, 对材料的性能提出了更高的要求, 不仅具有更高的强度和更好的断裂韧性, 还要有更好的抗应力腐蚀性能和抗疲劳性能等。 为了满足这种要求, 必须发展高强、 高韧、 低密度的铝合金
[1 ,2 ,3 ]
。 大塑性变形是一种有效的材料强韧化方法, 已广泛用于热处理不可强化型材料的强韧化研究当中
[4 ,5 ,6 ,7 ]
, 近些年, 一些研究者将大塑性变形方法在热处理可强化型铝合金中进行了尝试, 取得了一定的研究进展
[8 ,9 ,10 ]
, 在国内, 这方面的研究较少。 本文通过7075铝合金的累积叠轧焊实验, 研究叠轧过程中的组织演变规律与性能变化规律, 探索应用累积叠轧焊提高7075铝合金综合性能的可行性, 为热处理可强化型铝合金的强韧化提供一种方法。
1实验
实验材料为退火态包铝7075铝合金, 该合金化学成分为: 0.4%Si, 0.5%Fe, 1.2%~2.0%Cu, 0.3%Mn, 2.1%~2.9%Mg, 0.18%~0.28%Cr, 5.1%~6.1%Zn, 0.06%Ti, 其余为Al。 利用二辊轧机进行累积叠轧焊实验, 原理如图1所示
[11 ]
, 轧辊尺寸为Φ320 mm×200 mm, 辊速0.06 m·s-1 。 试样经表面除脂和去氧化膜处理, 叠合并固定在一起, 在350 ℃条件下进行轧制, 压下量为50%, 然后从试样的中心剪断, 重复上面的过程, 共进行了5道次的实验, 整个过程是在无润滑的条件下进行的, 试样的尺寸150.0 mm×50.0 mm×1.0 mm。
利用DMAX-RB12 kW X射线衍射仪对叠轧材料进行物相分析, 衍射仪使用Cu靶; 采用HITACHI H8100透射电镜分析叠轧前后材料的组织结构, 加速电压为200 kV; 应用ZWICK100 kN电子万能材料试验机对叠轧材料进行室温拉伸试验, 屈服前拉伸速度为0.025 s-1 , 屈服后拉伸速度为0.03 s-1 , 每个道次沿轧制方向取3个试样, 结果取其平均值, 研究叠轧对材料室温拉伸性能的影响; 利用LEO-1450扫描电镜观察叠轧材料拉伸的断口形貌, 确定其断裂特征。
2结果与讨论
2.1 微观组织 XRD相分析: 7075铝合金累积
图1 累积叠轧焊原理示意图
Fig.1 Scheme of accumulative roll bonding principle
叠轧后, 不同道次材料的XRD图谱如图2所示。 结果显示, 7075铝合金是由α相、 η相与少量S相组成, 叠轧后铝合金的组织组成相并无变化, 仍为α相、 η相与S相, 但η相的衍射峰明显减弱, 说明叠轧后η相的数量减少。 这是因为叠轧后η相发生了回溶, 重新溶入基体金属中, 这种现象在一些其他铝合金中也观察到
[12 ,13 ]
; 同时, 可以看出, α相的衍射峰向低角方向发生了移动, 说明η相的回溶引起了晶格畸变, 使得晶格常数增加。
TEM组织分析: 7075铝合金累积叠轧后, 不同道次材料的显微组织如图3所示。 结果显示, 7075合金中包含两种析出相, 一种是尺寸较小的长条状析出相, 另一种是尺寸较大的块状析出相, 成分分析表明, 长条状的析出相富含锌, 而块状析出相富含铜, 结合XRD的分析可知, 长条状的析出相为η相, 而块状的析出相为S相; 叠轧1道次后, 析出相数量明显减少, 材料内部局部出现了变形组织, 分布极不均匀; 叠轧3道次以后, 与原始合金相比, 析出相尺寸减小, 材料内部位错密度大幅度增加, 而且排列没有方向性, 以混乱的缠结方式相互交织在一起, 为典型的位错缠结和位错胞状结构; 叠轧5道次以后, 析出相尺寸继续减小, 并且均匀分布于材料当中, 材料内部的位错胞胞壁厚度减少, 局部区域已经锐化, 衍射斑点显示晶体学取向差增加, 因此形成了由小角度晶界包围的亚晶组织, 亚晶尺寸介于0.5~1.0 μm之间。
2.2 力学性能
力学性能: 7075铝合金累积叠轧后材料的力学性能如图4所示。 研究显示, 7075铝合金力学性能随道次的变化规律与其他叠轧材料的变化规律相似, 材料的强度随道次的增加而增加, 在第5道次时达到最大值, 材料的抗拉强与屈服强度分别为373.52与315.84 MPa, 为原始合金的1.8倍与3.2倍, 可见对于7075铝合金而言, 累积叠轧焊也是一种有效的强化手段, 但其强化效果却不如固溶与时效强化效果显著
[14 ,15 ,16 ,17 ]
; 在强度增加的同时, 材料的延伸率则有所降低, 第1道次的降幅最为明显, 如图5所示, 由变形前的12.79%降为变形后的2.48%, 第三道次达到极小值为0.92%, 之后延伸率开始缓慢上升, 第5道次时材料的延伸率为4.41%, 是母材的1/3。 叠轧后材料延伸率大幅度降低是叠轧乃至大塑性变形研究过程中普遍存在的现象, 因此需进一步探讨叠轧材料增塑的方法。
图2 叠轧7075铝合金XRD图谱
Fig.2 XRD patterns of the ARBed 7075 aluminum alloy
图3 叠轧7075铝合金显微组织
Fig.3 Microstructure of the ARBed 7075 aluminum alloy
(a), (a′) 0 cycle; (b), (b′) 1 cycle; (c), (c′) 3 cycles; (d), (d′) 5 cycles
图4 叠轧7075铝合金力学性能与道次关系
Fig.4 Relationships between mechanical properties of the ARBed 7075 aluminum alloy and cycle
7075铝合金叠轧后材料强度的增加是由材料在叠轧过程中组织的变化决定的, 由上文的分析可知, 叠轧后材料中位错密度大幅度增加, 并且当叠轧道次较高时, 则会形成尺寸较小的形变亚晶, 因此位错强化与形变亚晶强化是7075铝合金强度增加的主要原因。 此外, 7075铝合金的组织组成相在叠轧过程中发生了回溶, 产生固溶强化, 对叠轧铝合金强度的增加有一定的作用。
断口形貌: 7075铝合金累积叠轧后, 材料的室温拉伸断口形貌如图5所示, 观察分析表明, 原始合金的拉伸断口由纤维区与剪切唇区组成, 剪切唇位于试样的边缘, 由拉长的韧窝组成, 而纤维区则位于试样的中心区域, 布满了大量的等轴韧窝, 拉伸试样整体表现为韧性断裂特征; 叠轧后材料的拉伸断口同样是由纤维区与剪切唇区组成, 其中, 在叠轧材料内部, 由于叠轧界面结合不紧密, 形成了新的剪切唇区, 如图5(b)~(d)中的箭头所示, 第三道次试样最为明显, 随着叠轧道次的增加, 这样的剪切唇区在整个断口截面上所占的比例越来越大, 纤维区韧窝数量减少、 尺寸减小, 整个拉伸试样断口变得比较平整, 表现出一定的脆性断裂特征。
图5叠轧7075铝合金断口形貌
Fig.5 Fractograph of ARBed 7075 aluminum alloy
(a) 0 cycle; (b) 1 cycle; (c) 3 cycles; (d) 5 cycles
7075铝合金拉伸断裂属于典型的微孔聚集型断裂, 其材料中的第二相粒子是断裂的裂纹源, 叠轧后, 材料中的裂纹源不仅包括第二相粒子, 也包括叠轧界面的结合不紧密处, 材料的裂纹源增加, 并且基体金属的塑性变形能力变差, 因而叠轧后材料的延伸率大幅度降低, 通过叠轧材料后续的热处理, 提高界面的结合质量, 将是提高叠轧材料延伸率的方法之一。
3结论
1. 7075铝合金在叠轧过程中材料的组织组成相η相发生回溶, 数量减少; 微观组织经历了位错缠结/位错胞状结构与形变亚晶结构的转变, 5道次后, 形成了尺寸小于1 μm的亚晶组织。
2. 7075铝合金叠轧后材料的强度获得了较大幅度的提高, 5道次后, 与原始合金相比, 抗拉强度与屈服强度分别提高了1.8倍与3.2倍, 其强化机制为位错强化与形变亚晶强化。
3. 7075铝合金叠轧后材料的延伸率降幅明显, 5道次后, 延伸率仅为原始合金的的1/3, 叠轧界面结合不紧密增加了断裂的裂纹源, 是其延伸率降低的主要原因。
参考文献
[1] Yang S J,Dai S L.A glimpse at the development and applica-tion of aluminum alloys in aviation industry[J].Materials Re-view,2005,19(2):76.(杨守杰,戴圣龙.航空铝合金的发展回顾与展望[J].材料导报,2005,19(2):76.)
[2] Wang T,Yin Z M.Research status and development trend ofultra-high strength aluminum alloys[J].Chinese Journal of RareMetals,2006,30(2):197.(王涛,尹志民.高强变形铝合金的研究现状和发展趋势[J].稀有金属,2006,30(2):197.)
[3] Feng Y X,Liu J A.Development and study orientation for su-per strong aluminum alloy[J].Materials Review,2004,18(8A):196.(冯云祥,刘静安.超高强铝合金的发展与研制开发方向[J].材料导报,2004,18(8A):196.)
[4] Huang X,Tsuji N,Hansen N,Minamino Y.Microstructural e-volution during accumulative roll-bonding of commercial purity a-luminum[J].Materials Science and Engineering,2003,A340:265.
[5] Wang Y Q,Hou H L,Li Z Q,Ren X P,Xu R C.Study onmicrostructure and mechanical properties evolution of pure alumi-num produced by accumulative roll-bonding process[J].Journalof Plasticity Engineering,2006,13(4):96.(王耀奇,侯红亮,李志强,任学平,许荣昌.纯铝累积叠轧焊组织与性能演变规律研究[J].塑形工程学报,2006,13(4):96.)
[6] Li B L,Shigeiri N,Tsuji N,Minamino Y.Microstructural evo-lution in pure copper severely deformed by the ARB process[J].Materials Science Forum,2006,503-504:615.
[7] Li Y X,Zhang Y G,Chen C L.Effect of equal channel angularpressing on microstructure and mechanical proper ties of high purealuminum[J].Journal of Aeronautical Materials,2001,21(3):33.(李永霞,张永刚,陈昌麟.等截面通道角形挤压对高纯铝微观组织及力学性能的影响[J].航空材料学报,2001,21(3):33.)
[8] Segal V M.Equal channel angular extrusion:from macrome-chanics to structure formation[J].Materials Science and Engi-neering A,1999,271(1-2):322.
[9] Lee S H,Saito Y,Sakai T,Utsunomiya H.Microstructure andmechanical properties of 6061 aluminum alloy processed by accu-mulative roll-bonding[J].Materials Science and Engineering,2002,A325:228.
[10] Zheng L J,Li H X,Hashmi M F,Chen C Q,Zhang Y,Zeng MG.Evolution of microstructure and strengthening of 7050 Al al-loy by ECAP combined with heat-treatment[J].Journal of Mate-rials Processing Technology,2006,171(1):100.
[11] Saito Y,Utsunomiya H,Tsuji N,Saksi T.Novel ultra-highstraining process for bulk materials development of the accumula-tive roll bonding(ARB)process[J].Acta Materialia,1999,47(2):579.
[12] Dobatkin S V.On the increase of thermal stability of ultra finegrained material obtained by severe plastic deformation[J].Ma-terials Science Forum,2003,426/432(part 3):2699.
[13] Murayama M,Horita Z,Hono K.Microstructure of two phaseAl-1.7at%Cu alloy deformed by equal-channel angular pressing[J].Acta Materialia,2001,49(1):21.
[14] Liu M,Klobes B,Maier K.On the age-hardening of an Al-Zn-Mg-Cu alloy:a vacancy perspective[J].Scripta Materialia,2011,64(1):21.
[15] Marlaud T,Deschamps A,Bley F,Lefebvre W,Baroux B.E-volution of precipitate microstructures during the retrogression andre-ageing heat treatment of an Al-Zn-Mg-Cu alloy[J].Acta Ma-terialia,2010,58(14):4814.
[16] Li Z H,Xiong B Q,Zhang Y A,Zhu B H,Wang F,Liu H W.Investigation of microstructural evolution and mechanical proper-ties during two-step ageing treatment at 115 and 160℃in An Al-Zn-Mg-Cu alloy pre-stretched thick plate[J].Materials Charac-terization,2008,59(3):278.
[17] Li X W,Xiong B Q,Zhang Y A,Li Z H,Zhu B H,Liu H W.Influence of aging tempers on mechanical and stress corrosionproperties of novel Al-Zn-Mg-Cu alloy[J].Chinese Journal ofRare Metals,2010,34(4):503.(李锡武,熊柏青,张永安,李志辉,朱宝宏,刘红伟.时效对新型Al-Zn-Mg-Cu合金力学及应力腐蚀性能的影响[J].稀有金属,2010,34(4):503.)