中国有色金属学报 2003,(06),1467-1472 DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2003.06.027
复合强韧化对高强铝合金组织和性能的影响
宁爱林 曾苏民
中南大学材料学与工程学院,中南大学材料学与工程学院 长沙410083,邵阳学院机械工程系,邵阳422004 ,长沙410083,西南铝加工厂,重庆401326
摘 要：
采用化学成分优化、熔体净化、晶粒细化、铸锭长时间均匀化即“四化”处理、高温长时间固溶处理及长时间时效处理 ,对高强铝合金的组织和性能进行了研究。结果表明 :采用该方法能明显改善和提高高强铝合金的综合性能 ,合金B的σb,σ0 .2 ,δ和KIC分别为 6 5 2MPa,6 0 4MPa,12 %和 36MPa·m1/ 2 ,该性能指标已超过美国和俄罗斯同类材料的标准。
关键词：
高强铝合金 ;复合强韧化 ;组织 ;性能 ;
中图分类号： TG166.3
作者简介： 宁爱林(1956),男,副教授,博士研究生;电话:07395431794;Email:nal56@sohu.com;
收稿日期： 2003-06-04
基金： 重庆市院士基金资助项目 (2 0 0 0 62 85 ); 湖南省教育厅资助项目 (0 3C44 4);
Effect of multi-enhanced treatment on microstructure and mechanical properties of high strength aluminum alloy
Abstract：
The microstructure and mechanical properties of high strength aluminum alloy were studied by means of four treatments: optimizing component elements, purifying solution, refining grain and enhancing homogenization, and higher temperature long time solution treatment and long time age treatment. The results show that the mechanical properties of the high strength aluminum alloy are improved effectively , and the σb , σ0.2 , δ and KIC of the B alloy are 652 MPa, 604 MPa, 12 % and 36 MPa·m1/2 , respectively. The values of the mechanical properties of B alloy are higher than the ones of similar materials made in USA and Russia.
Keyword：
high strength aluminum alloy; multi-enhanced treatment; microstructure; properties;
Received： 2003-06-04
高强铝合金主要是Al-Cu-Mg和Al-Zn-Mg-Cu基的合金。 近年来随着航空、 航天等高技术领域的发展, 对其性能的要求越来越高。 不但要求其具有高的强度和塑性, 而且也要有更强的断裂韧性(K IC )、 抗应力腐蚀开裂性能(SCC)和抗疲劳性能
[1 ,2 ]
。 因此, 如何提高铝材的综合性能, 是材料工作者们研究的重点之一。 近百年来, 人们在铝合金的成分、 熔铸、 成形、 固溶和时效等方面进行了大量的试验和研究
[3 ,4 ,5 ,6 ,7 ]
, 取得了一定的进展。 然而, 这些研究大多是从单个影响因素进行考虑, 研究的一般结果是: 合金的强度提高, 但塑性降低(或不变), 或者是塑性提高, 而强度降低(或不变)。 综合诸因素进行考虑, 使强度和塑性同时大幅度提高的研究至今尚未多见。 本文作者以Al-Zn-Mg-Cu合金为例, 研究了复合强韧化(“四化”处理+高温长时间固溶+长时间时效)对高强铝合金的组织和性能的影响。
1 实验
1.1工艺流程与化学成分优化
实验的工艺流程为: 熔体合金化→细化、 净化处理→铸造→均匀化处理→压力加工→固溶处理→时效处理→检测。 为了便于比较, 配制了2种合金。 合金A的成分(质量分数, %)为Al-5.0～6.5Zn-2.35Mg-1.4～1.7Cu-0.16Cr-0.15～0.20Fe-0.40Mn-0.06Si, 试样按常规工艺制备。 合金B的成分为Al-5.5～6.0Zn-2.35Mg-1.45～1.65Cu-0.16Cr-0.10～0.15Fe-0.40Mn-0.04Si-0.02Ti, 试样按复合强韧化工艺制备。
1.2 熔体净化与晶粒细化
熔体净化主要是除气、 除钠和除渣。 炉内熔体净化采用N2 -Cl2 混合气体精炼, 炉外熔体净化采用DFU旋转除气+进口40PPi(Pores per inch)泡沫陶瓷板过滤装置进行在线净化处理。 晶粒细化采用Al-5Ti-1B块炉内加入和Al-5Ti-1B丝进口流槽在线加入的方法, 最后浇注成直径为 630 mm的圆铸锭。 铸锭达到的指标为氢含量<1.4 μL/g, Na含量<5×10-6 , 夹渣尺寸为30～50 μm。
1.3铸锭均匀化处理与压力加工
参照7075铝合金和7A04铝合金的均匀化制度
[8 ,9 ]
, 制定本试验合金的均匀化制度为: 温度468 ℃, 时间为12, 24, 36, 48, 60, 72 h, 并对不同均匀化制度的试样进行了检测, 以确定最佳均匀化制度。 将d 630 mm的铸锭, 加热到440 ℃后, 放入直径为650 mm的挤压筒中, 挤压成直径为320 mm的圆棒, 再将直径为320 mm的圆棒自由锻至直径为180 mm, 总变形系数为12.25。
1.4 固溶与时效处理
采用2种固溶制度((470 ℃, 100 min)+(470 ℃, 400 min))和2种时效制度((140 ℃, 16 h)+(130 ℃, 16 h))对合金进行固溶和时效处理。 固溶处理在盐浴炉中进行, 室温水淬后立即进行人工时效处理, 时效在箱式干燥炉中进行。
1.5组织观察与力学性能测试
用NEOPHOT21型金相显微镜观察合金的金相组织, 用H-800型透射电子显微镜观察合金的微观组织。 力学性能(σ b , σ 0.2 , δ )检测在CSS-4400万能电子拉伸机上进行, 试样按GB/T16865-97制取, 断裂韧性(K IC )按三点弯曲法测出。
2 结果与分析
2.1 合金的力学性能
从表1可见, 采用复合强韧化处理的合金B的各项性能, 比采用常规工艺处理的合金A的各项性能均有较大幅度的提高, 尤其是δ 值提高40%以上。 突破了一般工艺的强度提高, 塑性不提高, 或强度提高, 塑性降低的常规结果, 与7075T6和В95T1相比也是如此。 通过分析比较可知: 合金成分的优化、 强化均匀化和高温长时间固溶与长时间时效处理是合金力学性能全面提高的主要原因。 试验中合金B与合金A相比, 在成分上有3点区别:
1) 将合金B中Zn, Cu元素的变化范围控制得比较窄(即将它们的变化范围从1.5%和0.3%分别变成0.5%和0.2%), 以便更好地控制材料的综合性能。 因为当材料的化学成分范围变化较大时, 其性能的波动也相对较大, 不利于材料综合性能的控制
[10 ]
。 实验中合金B的性能波动范围明显地低于合金A的性能波动范围(合金B和合金A的σ b , σ 0.2 , δ , K IC 波动范围分别为2.2%, 0.5%, 11.4%, 0.3%和6.1%, 1.0%, 12.5%, 2.1%, 试样测试数量均为4件)与其Zn, Cu含量的范围控制有关。 将Zn, Cu含量的变化范围控制在中限, 有利于尽量减少它们的过剩相质点。 因为高强铝合金中的主要元素, 有时由于浓度过大, 会形成粗大的过剩相质点, 成为裂纹源, 降低合金的韧性。
2) 严格控制Fe, Si含量, 以提高合金的韧性。 因为高强铝合金中的Fe, Si元素, 可能与其它元素形成链状的沿变形方向分布的不溶相Al(Mn, Fe)和α (Al-Fe-Si-Mn)。 这些不溶性硬相质点强度低、 脆性大, 加上它们的不利形状以及它们所占据的大量体积, 造成了局部塑性变形能力降低, 对合金的断裂韧性十分不利
[11 ]
。
3) 添加微量的Ti, 使合金的铸造组织更细化。 此外, 控制夹杂物的尺寸, 有效地减少了合金的含氢量。 有资料表明, 铝熔体中的含氢量随夹杂物的尺寸增加而增加
[12 ]
, 而含氢量的增加对合金的性能特别是断裂韧性十分不利。 控制Na的含量, 有利于降低高温脆性, 改善合金的热加工性能和提高合金的韧性
[13 ]
。 因为Na在铝中的固溶度很低(600 ℃时, 最大固溶度<0.003%), 几乎不溶解, 而以游离Na存在。 当合金中有Si存在时, 形成AlNaSi化合物, 无游离Na存在, 不产生钠脆。 但当合金中Mg含量>2%时(7系合金中一般Mg含量>2%), Mg夺取Si析出游离Na产生钠脆, 即: AlNaSi+2Mg→Mg2 Si+Na(游离)
[14 ]
, 故7系合金中要严格控制Na的含量。 再通过强化均匀化(大幅延长均匀化时间, 略高于传统均匀化温度), 使非平衡凝固形成的多相组织基本上转变成了均匀化组织, 有效改善和提高了合金的铸态组织和性能。 尤其是合金δ 值提高了70 %以上(见表2), 为后续的压力加工和热处理准备了有利条件。 最后, 通过高温长时间固溶与长时间时效处理, 尽可能地发挥了合金元素的有益作用, 使合金B的综合性能显著提高。
表1 高强铝合金的力学性能
Table 1 Mechanical properties of high strength aluminum alloys
σ b /MPaσ 0.2 /MPaδ /%K IC /(MPa·m1/2 )
645～659
603～606
11.4～12.7
36.1～36.2
570～605
525～530
8.0～9.0
28.3～28.9
[14] 572
503
11
[15] 475
400
6
28.4
[15] 470
7
28.4
表2 合金铸态试样的力学性能
Table 2 Mechanical properties of as-cast aluminum alloy
Sample
Homogenization
σ b /MPaσ 0.2 /MPaδ /%
Alloy B
Alloy B
Alloy B
1
As-cast
268.9
282.4
468 ℃, 24 h
244.1
253.8
152.8
159.1
10.1
17.7
468 ℃, 36 h
256.3
245.9
159.2
162.1
10.3
18.4
468 ℃, 48 h
277.5
271.6
171.6
184.5
11.2
19.0
468 ℃, 60 h
337.2
323.9
192.4
211.3
9.6
9.3
Each data is average of two samples
2.2 合金的组织特征
图1(a)所示为合金B的铸态组织, 可以看到晶界和晶内均存在粗大的共晶组织, 尤其是晶界大量的粗大共晶组织呈连续的链状分布, 这种共晶化合物为S (CuMgAl2 )相和T (AlZnMgCu)相
[16 ]
, 它们严重影响合金的强度和塑性, 对压力加工十分不利。 此外, 这类粗大的第二相尽管在后续的变形过程中会有所碎化, 但总有一部分会保留在最终组织中, 从而降低合金的断裂韧性
[17 ]
。 因此, 必须采取措施使它们尽可能地溶入基体。 本研究通过强化均匀化处理来达到此目的。 从图1(b)可以看到粗大的共晶组织已基本溶入基体, 未溶的第二相也已发生不同程度的球化, 得到了比较理想的均匀化组织。 所以, 合金的铸态力学性能, 尤其塑性明显提高, 如表2所示。
图1(c), (d)中除了固溶时间不同外, 其余处理条件均相同。 可以看到: 图1(c)中的粗大第二相粒子数量比图1(d)的多, 尺寸比图1(d)的大; 而晶内弥散分布的细小强化相却比图1(d)的少。 这说明常规的固溶处理是不彻底的, 合金元素的有效作用没有得到充分发挥。 研究表明, 7系铝合金的力学性能与其固溶程度密切相关
[8 ]
。 因此, 通过工艺手段使合金中粗大的第二相尽可能地溶入其基体, 提高固溶体的过饱和度, 以最终提高时效析出相的数量, 无疑是提高合金力学性能的一条有效途径。 实验中采用延长时间的固溶处理来提高合金的固溶程度, 因为合金中不同结晶相的固溶速度不同。 X射线衍射分析表明, 合金B中存在MgZn2 , Al2 Mg3 Zn3 和Al2 CuMg等相。 而富Mg/Zn相固溶快, 富Cu相固溶慢, 延长固溶时间可以使富Cu相也尽量固溶, 达到最终使所有粗大的第二相粒子尽可能地溶入基体的目的(图1(d)说明已达到此目的), 也就相当于提高了合金元素的含量。 这样有利于促进随后时效过程中的强化相析出, 提高材料的强度和塑性, 表3所示的力学性能也说明了这一点。
表3 固溶处理对合金B力学性能的影响
Table 3 Effect of solution treatment onmechanical properties of alloy B
σ b /σ 0.2 /δ /K IC /1/2 )
604.65
563.31
11.45
35.26
645.46
603.01
11.43
36.10
659.24
606.20
12.71
36.18
比较图2(a)和(b)可以看到, 两者的微观组织有明显的区别: 一是图2(b)中的难溶或微溶相颗粒的数量和尺寸比图2(a)中的少而且小; 二是图2(b)中的晶界无沉淀带宽度比图2(a)中的窄; 三是图2(b)中晶界上的析出相连续而细密, 图2(a)中晶界上的析出相少而粗, 部分呈链状分布。 这种组织差别显然与固溶时间有关。 固溶时间长的, 其晶界和晶内的难溶相溶解比较彻底, 成分也比较均匀, 固溶体的过饱和程度高, 所以在随后的淬火时效过程中, 起强化作用的第二相粒子析出速度较快, 析出较均匀。 从而导致晶界析出相连续而细密, 无沉淀带较窄和晶内第二相粒子析出较多。 由于固溶时间短, 图2(a)中所示的试样晶界和晶内的难溶相残留相对较多, 成分均匀性相对较差, 固溶体的过饱和程度也相对较低。 所以, 时效过程中溶质原子析出速度慢且均匀性不好。 再加上未溶的残留相本来就较大, 其进一步长大又吸收了附近的溶质原子, 从而导致晶界无沉淀带较宽和析出相较粗。高强铝合金的强化主要是来自第二相的强化和晶界强化, 故图2(b)中试样的性能(主要是强度), 明显地高于图2(a)中试样的性能(见表3)。
图1 合金B的显微组织
Fig.1 Microstructures of alloy B
(a)—As-cast; (b)—Enhanced homogenization treated(468 ℃, 48 h); (c)—Solution and age treated((470 ℃, 100 min))+(140 ℃, 16 h)); (d)—Solution and age treated((470 ℃, 400 min)+(140 ℃, 16 h))
图2 合金B的TEM形貌
Fig.2 TEM micrographs of alloy B after solution and age treated
(a)—(470 ℃, 100 min)+(140 ℃, 16 h); (b)—(470 ℃, 400 min)+(140 ℃, 16 h)
3 结论
通过几十年对高强铝合金的研究, 合金的基本成分已经定型。 为解决合金强度提高时, 塑性降低(或不变); 或塑性提高, 而强度降低(或不变)的矛盾, 目前的研究主要有2个方向: 一是合理控制合金成分并提高合金纯度; 二是寻求更好的热处理制度。 本实验将二者结合起来研究, 并特别注意了合金的铸态组织和性能对其最终性能的影响。 实验证明, 采用“四化”处理的合金其铸态组织和性能(特别是塑性), 明显地优于常规处理的合金。 配合合理的压力加工工艺和热处理制度, 即采用“高强铝合金复合强韧化”方法, 可以全面提高高强铝合金的综合性能, 特别是韧性。
实验中合金B的“四化”处理工艺(即化学成分优化、 熔体净化、 晶粒细化、 铸锭长时间均匀化)和热处理制度(468 ℃, 48 h均匀化; 470 ℃, 400 min固溶; 130 ℃, 16 h时效)对其他高强铝合金生产工艺的优化也具有借鉴作用。
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