回歸再時(shí)效工藝對(duì)7055鋁合金板材組織及性能的影響

程志遠(yuǎn), 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(guó)家鋁合金壓力加工工程技術(shù)研究中心, 山東 龍口 265713;2. 山東南山科學(xué)技術(shù)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(qiáng)度高、韌性好、密度低、耐疲勞、抗腐蝕等優(yōu)異特點(diǎn),屬于高強(qiáng)高韌型鋁合金,在航空航天、軌道交通、船舶重工等應(yīng)用領(lǐng)域占有重要地位[1-3]。早在20世紀(jì)20年代,Meissner和Sande在研究Al-Zn-Mg合金固溶淬火及時(shí)效工藝時(shí)發(fā)現(xiàn),經(jīng)時(shí)效處理后的鋁合金強(qiáng)度會(huì)大幅提升,這為后續(xù)高強(qiáng)鋁合金的發(fā)展奠定了基礎(chǔ)[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(xué)性能得到大幅提升,超高強(qiáng)度Al-Zn-Mg-Cu系合金問(wèn)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(jié)晶程度明顯降低,強(qiáng)度得到大幅提高(600 MPa),且該合金首次被應(yīng)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(qiáng)化鋁合金,在時(shí)效過(guò)程中經(jīng)固溶處理的過(guò)飽和固溶體會(huì)發(fā)生強(qiáng)化相的脫溶析出,提高合金強(qiáng)度,進(jìn)而達(dá)到強(qiáng)化合金的目的。目前,單級(jí)時(shí)效與多級(jí)時(shí)效是常采用的人工時(shí)效手段。經(jīng)單級(jí)時(shí)效處理后,合金內(nèi)部會(huì)析出細(xì)小而彌散的強(qiáng)化相,其強(qiáng)度得以提升,但耐蝕性能會(huì)降低[8];而采用雙級(jí)時(shí)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(huì)進(jìn)一步長(zhǎng)大,這將導(dǎo)致合金的耐蝕性能提高而力學(xué)性能下降[9]。Cina等[10-11]提出的回歸再時(shí)效(Retrogression and re-aging,RRA)工藝制度結(jié)合了二者的優(yōu)勢(shì),在提高合金力學(xué)性能的同時(shí)又能保證良好的耐蝕性。

本工作以高強(qiáng)耐蝕7055鋁合金板材為研究對(duì)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(qiáng)度、拉伸斷口形貌及導(dǎo)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(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料及方法

本試驗(yàn)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(yàn)所用7055鋁合金板材在479 ℃保溫1 h實(shí)現(xiàn)固溶過(guò)程,隨后進(jìn)行水冷淬火;RRA熱處理工藝試驗(yàn)采用熱空氣循環(huán)爐(溫度誤差±2 ℃)進(jìn)行,并配有熱電偶實(shí)時(shí)監(jiān)測(cè)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(jìn)行預(yù)時(shí)效處理;預(yù)時(shí)效結(jié)束后,分別進(jìn)行170、180 ℃保溫不同時(shí)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(jìn)行與預(yù)時(shí)效相同工藝的再時(shí)效處理。其中,淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間均小于5 s。

表1 7055鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?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(duì)7055鋁合金板材顯微組織、力學(xué)性能及導(dǎo)電性的影響,利用JEM-2100F型場(chǎng)發(fā)射透射電鏡對(duì)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(qiáng)化相進(jìn)行表征,采用硝酸和甲醇體積比為3∶7的溶液進(jìn)行電解雙噴制樣;利用Quanta 200 FEG型掃描電鏡對(duì)7055鋁合金板材經(jīng)不同RRA工藝處理后的拉伸斷口形貌進(jìn)行觀察;使用TA Q200型差式掃描量熱分析儀測(cè)試合金中低熔點(diǎn)共晶相的析出情況,測(cè)溫范圍為常溫至650 ℃,加熱速率為10 ℃/min;采用INSTRON萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)從板材1/2厚度處取樣,對(duì)合金不同工藝下的力學(xué)性能進(jìn)行測(cè)試;采用D60K電導(dǎo)率測(cè)定儀對(duì)合金的導(dǎo)電率進(jìn)行測(cè)試,每個(gè)試樣測(cè)定3組,取平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖2為7055鋁合金板材經(jīng)T6峰時(shí)效處理和回歸再時(shí)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(wú)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。可以看出,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(shí)效處理對(duì)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(guān),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(xì)小彌散的強(qiáng)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?yàn)樵诟邷鼗貧w過(guò)程中,不僅會(huì)發(fā)生小尺寸GP區(qū)、η″相和η′相的回溶,也會(huì)存在部分未回溶的較大尺寸的GP區(qū)和η′相的繼續(xù)長(zhǎng)大,故經(jīng)再時(shí)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(qiáng)化相,也存在繼續(xù)長(zhǎng)大的大尺寸強(qiáng)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(yīng)合金在時(shí)效處理后析出相析出序列的變化情況,同時(shí),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(duì)應(yīng)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(shuō)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(gè)放熱峰B,對(duì)應(yīng)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(zhǎng)大。T6態(tài)的放熱峰B比RRA態(tài)更明顯,這是因?yàn)镽RA時(shí)效過(guò)程中,在高溫回歸階段已生成了部分η′相,導(dǎo)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(shuō)明合金經(jīng)回歸再時(shí)效處理后析出相粒子的尺寸和體積分?jǐn)?shù)均大于T6態(tài),這與上述TEM結(jié)果相一致。

圖4 不同時(shí)效態(tài)7055鋁合金板材的DSC熱分析曲線

2.2 力學(xué)性能

合理設(shè)計(jì)合金回歸再時(shí)效過(guò)程的工藝參數(shù),可以改善合金的力學(xué)性能,這是因?yàn)榛貧w再時(shí)效過(guò)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(xué)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(shí)間的延長(zhǎng),經(jīng)RRA處理后7055鋁合金板材的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均先升高后降低,且回歸工藝為170 ℃×30 min時(shí),二者分別達(dá)到峰值630.75 MPa和588.75 MPa,斷后伸長(zhǎng)率則變化不明顯。

表3 不同RRA工藝下7055鋁合金板材的力學(xué)性能

圖5為7055鋁合金板材經(jīng)不同工藝熱處理的抗拉強(qiáng)度。由圖5可知,當(dāng)預(yù)時(shí)效時(shí)間為24 h時(shí),合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值,622.5 MPa;進(jìn)一步延長(zhǎng)預(yù)時(shí)效時(shí)間,合金的抗拉強(qiáng)度反而下降,表明此時(shí)發(fā)生了過(guò)時(shí)效。因此后續(xù)RRA處理過(guò)程中預(yù)時(shí)效及再時(shí)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(shí)效處理后,其抗拉強(qiáng)度隨回歸時(shí)間的延長(zhǎng)呈先增大后降低的趨勢(shì),這是因?yàn)榇藭r(shí)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(shí)效處理后析出的強(qiáng)化相較多,故合金經(jīng)RRA處理后,抗拉強(qiáng)度會(huì)逐漸增大至最大值;進(jìn)一步延長(zhǎng)回歸時(shí)間,合金基體中將發(fā)生η′相和η相的析出、長(zhǎng)大,導(dǎo)致合金的抗拉強(qiáng)度降低,強(qiáng)化效果變差。同時(shí),回歸溫度越高,越有利于η′相向η相的轉(zhuǎn)變,促進(jìn)η相的長(zhǎng)大及粗化,導(dǎo)致析出相的強(qiáng)化作用減弱,相應(yīng)的合金強(qiáng)度越低,這導(dǎo)致了RRA回歸溫度為170 ℃時(shí)的抗拉強(qiáng)度要高于回歸溫度為180 ℃的對(duì)應(yīng)值,而且,抗拉強(qiáng)度波動(dòng)區(qū)間小于回歸溫度為180 ℃的,強(qiáng)度值更穩(wěn)定。此外,回歸初期,合金經(jīng)RRA處理后的抗拉強(qiáng)度大于T6態(tài),這是因?yàn)樵撾A段相對(duì)應(yīng)的再時(shí)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(qiáng)化效果大于可被剪切的GP區(qū)的強(qiáng)化效果[13]。

圖5 不同熱處理工藝下7055鋁合金板材的抗拉強(qiáng)度

圖6和圖7分別為7055鋁合金在回歸溫度為170 ℃和180 ℃時(shí),不同回歸時(shí)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(jī)制為混合型斷裂。時(shí)效工藝對(duì)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(qiáng)度差有關(guān)[14]。在塑性變形過(guò)程中,析出相與基體界面易產(chǎn)生應(yīng)變集中,拉伸過(guò)程中易發(fā)生沿晶斷裂,而且沿晶斷裂會(huì)隨著晶界析出相面積分?jǐn)?shù)的增大而增多;此外,若晶內(nèi)強(qiáng)度較低,晶內(nèi)晶界強(qiáng)度差較小,則晶內(nèi)的空穴會(huì)優(yōu)于晶界上的空穴快速長(zhǎng)大,易發(fā)生韌窩型穿晶斷裂[15]。經(jīng)回歸時(shí)間30 min的再時(shí)效處理后,合金晶內(nèi)GP區(qū)和η′相占比較高,晶內(nèi)強(qiáng)度較高,晶界晶內(nèi)強(qiáng)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(qiáng)度最高。同時(shí),在斷口處含有一定的凹坑,這是因?yàn)榛茙г诰Ы缣幃a(chǎn)生應(yīng)變集中,導(dǎo)致晶界處形成空洞;進(jìn)一步延長(zhǎng)回歸時(shí)間或升高回歸溫度,合金晶內(nèi)部分強(qiáng)化相會(huì)發(fā)生一定程度的長(zhǎng)大粗化,晶內(nèi)強(qiáng)度降低,晶內(nèi)晶界強(qiáng)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?jǐn)?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(qiáng)度有所下降。與沿晶斷裂相比,穿晶斷裂裂紋擴(kuò)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(guān),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(shí)間后的拉伸斷口形貌

圖7 7055鋁合金經(jīng)180 ℃回歸不同時(shí)間后的拉伸斷口形貌

2.3 導(dǎo)電率

不同回歸溫度及時(shí)間對(duì)7055鋁合金RRA工藝回歸及再時(shí)效階段導(dǎo)電率的影響如圖8所示。隨著回歸時(shí)間的延長(zhǎng),RRA處理后的合金導(dǎo)電率逐漸升高,但導(dǎo)電率升高速率均表現(xiàn)為先快速上升又緩慢上升。導(dǎo)電率參數(shù)對(duì)合金的顯微組織變化敏感,有試驗(yàn)表明,導(dǎo)電率可間接反映材料的抗應(yīng)力腐蝕性能,導(dǎo)電率與材料的抗應(yīng)力腐蝕性能呈正相關(guān),即導(dǎo)電率越高,抗應(yīng)力腐蝕性能越好[16-18]。一般來(lái)說(shuō),導(dǎo)電率差異是由于與基體共格相(GP區(qū)和η″相)周圍應(yīng)力場(chǎng)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(dǎo)電率減小;另一方面,GP區(qū)和η″相回溶將導(dǎo)致其周圍應(yīng)力場(chǎng)消失,導(dǎo)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(dǎo)電率增加。此外,該過(guò)程還伴隨著η′相的析出長(zhǎng)大消耗基體內(nèi)GP區(qū)和η″相,導(dǎo)致基體內(nèi)溶質(zhì)原子的固溶程度降低,因此,導(dǎo)電率在回歸初期表現(xiàn)為快速上升。隨著回歸時(shí)間的延長(zhǎng),基體中析出大量的η′相和η相,導(dǎo)致基體的固溶程度降低,導(dǎo)電率緩慢增加。由圖8(a,b)可知,經(jīng)RRA再時(shí)效處理后的導(dǎo)電率要高于回歸處理的導(dǎo)電率,這是因?yàn)樵贂r(shí)效過(guò)程中,與基體不共格的沉淀相會(huì)繼續(xù)析出、長(zhǎng)大,導(dǎo)致基體的固溶度進(jìn)一步減小。

圖8 7055鋁合金經(jīng)回歸(a)及再時(shí)效后(b)的導(dǎo)電率

3 結(jié)論

1) 7055鋁合金板材T6態(tài)析出相細(xì)小,連續(xù)分布于晶界,晶內(nèi)析出的強(qiáng)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(qiáng)化相尺寸也發(fā)生一定程度的長(zhǎng)大。

2) 在回歸溫度相同的情況下,隨著回歸時(shí)間的延長(zhǎng),7055鋁合金經(jīng)RRA處理后的抗拉強(qiáng)度先增大后減小,當(dāng)回歸工藝為170 ℃×30 min時(shí)達(dá)到峰值。此外,升高回歸溫度,會(huì)加快η′相向η相的轉(zhuǎn)化,加速基體中η相的析出、長(zhǎng)大,降低合金的抗拉強(qiáng)度。

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

4) 隨著回歸時(shí)間的延長(zhǎng)與回歸溫度的升高,RRA處理后的合金導(dǎo)電率均越來(lái)越高,而且RRA再時(shí)效過(guò)程中與基體不共格的η相會(huì)繼續(xù)長(zhǎng)大粗化,使基體的固溶程度減小,導(dǎo)電率較回歸階段進(jìn)一步提高。