鄒 亮,潘清林

(1.寶鋼股份硅鋼部研究所,上海 201900;2.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,湖南長(zhǎng)沙 410083)

·材 料·

時(shí)效對(duì)超高強(qiáng)含鈧鋁合金組織和性能的影響

鄒 亮1,潘清林2

(1.寶鋼股份硅鋼部研究所,上海 201900;2.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,湖南長(zhǎng)沙 410083)

采用維氏硬度測(cè)量、室溫拉伸性能測(cè)試和顯微組織結(jié)構(gòu)分析,研究了不同時(shí)效制度下Al-Zn-Cu-Mg-Sc-Zr合金的力學(xué)性能、腐蝕性能和顯微組織。結(jié)果表明,合金具有顯著的時(shí)效硬化效應(yīng),隨時(shí)效溫度的升高,合金達(dá)到時(shí)效硬度峰值的時(shí)間縮短。合金適宜的時(shí)效制度為120℃/ 24 h。此時(shí),合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和維氏硬度分別為696 MPa、654 MPa、11.1%和211.2 HV。合金中主要強(qiáng)化相為GP區(qū)和η′相,主要強(qiáng)化作用為沉淀強(qiáng)化及彌散強(qiáng)化。時(shí)效過(guò)程中Al3Sc和Al3(Sc,Zr)質(zhì)點(diǎn)表現(xiàn)出較強(qiáng)的熱穩(wěn)定性;合金抗晶間腐蝕能力隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而增強(qiáng)。

含鈧Al-Zn-Cu-Mg-Sc-Zr合金;時(shí)效處理;微觀組織;力學(xué)性能

隨著航空航天技術(shù)的不斷發(fā)展,對(duì)結(jié)構(gòu)材料的使用提出了越來(lái)越高的要求,高強(qiáng)、高韌、耐蝕和減重是鋁合金用材的發(fā)展方向。Al-Zn-Mg-Cu合金作為基礎(chǔ)性結(jié)構(gòu)材料廣泛應(yīng)用于航空、航天工業(yè)[1,2]。通過(guò)研究發(fā)現(xiàn)在Al-Zn-Mg-Cu合金中加入少量鈧和鋯,合金內(nèi)鋅的含量可以突破7%的上限,提高到12%,從而大幅度提高合金的強(qiáng)度,鈧和鋯的復(fù)合添加可顯著細(xì)化鑄態(tài)合金晶粒組織,提高鑄件的加工變形能力,并抑制變形合金在熱處理時(shí)出現(xiàn)再結(jié)晶,最終提高變形鋁合金的強(qiáng)度和塑性。2002年烏克蘭材料問(wèn)題研究所通過(guò)添加鈧和鋯對(duì)Al-Zn-Mg-Cu合金進(jìn)行了改性研究。他們通過(guò)這項(xiàng)用鈧進(jìn)行改性的研究認(rèn)定,合金成分和熱處理?xiàng)l件是提升合金性能的決定性因素[3～5]。Al-Zn-Mg-Cu合金為時(shí)效硬化型合金,為保證合金高強(qiáng)度的同時(shí)具有高的斷裂韌度及抗腐蝕能力,發(fā)展了RRA(回歸再時(shí)效)工藝,研究表明再時(shí)效制度與第一級(jí)峰時(shí)效的溫度和時(shí)間相近[6～10],故復(fù)合添加鈧和鋯的Al-Zn-Mg-Cu合金時(shí)效制度研究顯得非常有意義。本文著重研究了單級(jí)時(shí)效對(duì)Al-Zn-Cu-Mg-Sc-Zr合金顯微組織和力學(xué)性能的影響,并分析探討了時(shí)效制度對(duì)合金晶間腐蝕性能的影響。以期為國(guó)內(nèi)超高強(qiáng)鋁合金的時(shí)效制度研究提供參考。

1 材料及實(shí)驗(yàn)方法

以純Al、純Mg、純Zn和Al-Cu、Al-Sc、Al-Zr中間合金為原料,采用水冷銅模-激冷鑄造法,制備了合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為Al-8.13Zn-2.36Cu -2.08Mg-0.21Sc-0.14Zr的實(shí)驗(yàn)合金。合金鑄錠經(jīng)460℃/24 h均勻化處理后,熱軋、冷軋成2.5 mm厚的薄板。之后沿軋制方向截取拉伸試樣,試樣經(jīng)475℃固溶40 min,水淬。然后于100℃、120℃、140℃、160℃時(shí)效不同時(shí)間后進(jìn)行硬度及拉伸性能測(cè)試。硬度試驗(yàn)在401MVDTM數(shù)顯顯微維氏硬度計(jì)上進(jìn)行,加載載荷0.2 kg,加載時(shí)間10 s。合金的室溫拉伸力學(xué)性能測(cè)試在CSS-44100電子萬(wàn)能材料實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,拉伸速度為2 mm/min。腐蝕實(shí)驗(yàn)金相樣品在POL YVER-MET光學(xué)顯微鏡下觀察,電鏡樣品經(jīng)機(jī)械減薄后在-20℃進(jìn)行雙噴穿孔,雙噴電壓為12～15 V,電流80～100 mA,電解液為25%硝酸和75%甲醇溶液,TEM觀察在 Tecnai G2 20透射電鏡上進(jìn)行。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 合金的顯微組織

實(shí)驗(yàn)合金不同時(shí)效狀態(tài)的透射電鏡顯微組織圖如圖1所示。合金經(jīng)自然時(shí)效或100℃/24 h時(shí)效,晶內(nèi)及晶界析出相極少,僅觀察到少量Al3Sc或Al3(Sc,Zr)相(圖1(a)、(b));合金經(jīng)120℃/4 h時(shí)效,晶內(nèi)析出大量細(xì)小均勻彌散分布的η′(MgZn2)相,并發(fā)現(xiàn)馬蹄狀A(yù)l3Sc或Al3(Sc,Zr)相,晶界處發(fā)現(xiàn)少量η(MgZn2)平衡相(圖1(c))。合金經(jīng)120℃/ 24 h時(shí)效,晶內(nèi)觀察到大量咖啡豆?fàn)?Al3Sc或 Al3(Sc,Zr)粒子,且開(kāi)始析出少量針狀S′(Al2CuMg)相(圖1(e)、(f)),晶界平衡相增多并出現(xiàn)非連續(xù)無(wú)沉淀析出帶(圖1(d))。合金經(jīng)120℃/72 h時(shí)效,晶界平衡相粗化,S′相增多并部分粗化。合金經(jīng)160℃/24 h時(shí)效,亞穩(wěn)態(tài)相粗化長(zhǎng)大,開(kāi)始大量向相轉(zhuǎn)化,晶界沉淀物粗大且不連續(xù),無(wú)沉淀析出帶寬化(圖1(g))。

圖1 合金不同時(shí)效處理的TEM顯微組織

2.2 時(shí)效對(duì)合金硬度及拉伸性能的影響

合金經(jīng)475℃/40 min固溶處理后,不同時(shí)效狀態(tài)的硬化曲線如圖2所示。從圖2中可以看出,該合金表現(xiàn)出顯著的時(shí)效硬化特性。合金固溶態(tài)的硬度很低,為177.1 HV。時(shí)效初期,硬度迅速升高,隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng),硬度達(dá)到峰值后再下降。不同溫度下時(shí)效,合金表現(xiàn)出不同的時(shí)效動(dòng)力學(xué)特性:100℃時(shí)效,合金硬度上升較慢,48 h后合金硬度才達(dá)到峰值,說(shuō)明時(shí)效溫度過(guò)低;120℃和140℃時(shí)效,硬度隨時(shí)間的延長(zhǎng)而逐漸升高,24 h后合金硬度達(dá)峰值; 160℃時(shí)效,合金硬度達(dá)峰值的時(shí)間提前到4 h,隨后硬度迅速下降,且峰值硬度比中溫時(shí)效的都要低,說(shuō)明時(shí)效溫度過(guò)高。對(duì)比不同溫度下的時(shí)效硬化曲線可以看出,隨著時(shí)效溫度的升高,合金達(dá)到峰值硬度的時(shí)間縮短,硬化速度加快。合金在120℃時(shí)效獲得最大硬度,為211.2 HV。故合金適宜的時(shí)效制度為120℃/24 h。

圖2 合金不同時(shí)效處理的硬度

合金經(jīng)120℃時(shí)效不同時(shí)間的力學(xué)性能如圖3所示,從圖3中可以看出,合金出現(xiàn)二次強(qiáng)化效應(yīng),在時(shí)效初期強(qiáng)度迅速增加,達(dá)到峰值后呈現(xiàn)下降趨勢(shì),隨后強(qiáng)度再次升高,出現(xiàn)二次峰值。合金在固溶態(tài)有很高的伸長(zhǎng)率,時(shí)效初期,伸長(zhǎng)率快速下降,隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng),繼續(xù)緩慢降低。合金在120℃時(shí)效24 h得到最佳的強(qiáng)塑性配合。在此條件下,合金的抗拉強(qiáng)度σb、屈服強(qiáng)度σ0.2和伸長(zhǎng)率δ分別為696 MPa、654 MPa和11.1%。變化規(guī)律與120℃時(shí)效硬度變化趨勢(shì)保持一致。

圖3 合金不同時(shí)效處理的拉伸性能

2.3 時(shí)效對(duì)合金腐蝕性能的影響

合金經(jīng)120℃時(shí)效不同時(shí)間后的晶間腐蝕金相組織如圖4所示,從圖4中可以看出,實(shí)驗(yàn)合金抗晶間腐蝕能力隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而逐漸增加。固溶態(tài)及欠時(shí)效狀態(tài)下合金晶間腐蝕較為嚴(yán)重,被侵蝕部分與合金基體出現(xiàn)明顯的分界面(圖4(a)、(b))。峰時(shí)效狀態(tài),合金抗腐蝕能力由于晶界無(wú)沉淀析出帶的形成得到較大提高(圖4(d))。隨無(wú)沉淀析出帶的寬化,合金在過(guò)時(shí)效態(tài)下獲得最好的抗蝕性,結(jié)合合金力學(xué)性能及生產(chǎn)實(shí)踐的可行性,得出適宜的時(shí)效制度為120℃/24 h。

圖4 合金不同時(shí)效時(shí)間的晶間腐蝕金相組織

3 討 論

透射電鏡觀察分析表明,Al-Zn-Cu-Mg-Sc -Zr合金中主要強(qiáng)化相為 GP區(qū)、η′相、和少量S’(Al2CuMg)相,平衡相η的強(qiáng)化作用較小。時(shí)效過(guò)程中,大量GP區(qū)及η′相均勻彌散析出,產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化作用提高合金強(qiáng)度。S’相與Fe、Si夾雜一樣可作為裂紋源降低合金塑性,但作為強(qiáng)化相可提高合金強(qiáng)度[11]。隨時(shí)效溫度及時(shí)效時(shí)間的增加,S’相體積分?jǐn)?shù)增大且粗化長(zhǎng)大,故合金伸長(zhǎng)率下降。熔鑄及均勻化過(guò)程中形成的Al3Sc或Al3(Sc, Zr)相,在時(shí)效過(guò)程中表現(xiàn)出較高的熱穩(wěn)定性,該粒子強(qiáng)烈釘扎位錯(cuò)及亞結(jié)構(gòu)[12],并抑制再結(jié)晶從而引起亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化,同時(shí)可作為η′相非均質(zhì)形核核心,有利于η′的形核從而提高合金強(qiáng)度。

時(shí)效過(guò)程動(dòng)力學(xué)由溶質(zhì)原子擴(kuò)散所控制,時(shí)效溫度高,溶質(zhì)原子擴(kuò)散激活能低,析出過(guò)程所需要的溶質(zhì)遷移容易,達(dá)到峰值析出的時(shí)間則短[13]。在同一時(shí)效溫度下,析出相大小和數(shù)量隨時(shí)效時(shí)間的增加而增大(圖1),合金的硬度升高。延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間,合金中基體過(guò)飽和度降低,空位濃度減小,溶質(zhì)原子遷移速率變緩,表現(xiàn)為合金硬度呈下降趨勢(shì)。

合金時(shí)效過(guò)程中強(qiáng)塑性的變化主要由析出第二相的大小、數(shù)量和分布所決定。時(shí)效初期合金組織的變化主要是GP區(qū)的析出、回溶和過(guò)渡相的析出長(zhǎng)大。對(duì)于本實(shí)驗(yàn)合金,時(shí)效初期GP區(qū)大量析出,但由于部分GP區(qū)的尺寸小于形核臨界尺寸,在時(shí)效過(guò)程中GP區(qū)回溶,故在時(shí)效初期合金強(qiáng)度先增后減。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng),大量大于臨界尺寸的GP區(qū)轉(zhuǎn)變成細(xì)小彌散分布的η′過(guò)渡相,過(guò)渡相與基體保持半共格關(guān)系,在(111)面上呈現(xiàn)六角形板狀沉淀,由于過(guò)渡相為六方結(jié)構(gòu)[4],不同于基體的晶體結(jié)構(gòu),所以位錯(cuò)切割時(shí)還需額外消耗能量,位錯(cuò)線切割析出相顆粒時(shí),不僅需要克服析出相顆粒所造成的應(yīng)力場(chǎng),另外,還由于時(shí)效初期析出相顆粒被切成兩部分而增加了表面能以及改變了析出相內(nèi)部原子之間的鄰近關(guān)系,使阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的能量升高,引起強(qiáng)化[13],位錯(cuò)由切割向繞過(guò)機(jī)制轉(zhuǎn)變。所以,均勻分布的GP區(qū)加上均勻彌散的過(guò)渡相能使合金獲得最佳的強(qiáng)化效果,合金呈現(xiàn)二次強(qiáng)度峰值。繼續(xù)增加時(shí)效溫度或延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間,過(guò)渡相慢慢長(zhǎng)大粗化,隨后轉(zhuǎn)變?yōu)棣瞧胶庀?這些相的尺寸較為粗大,對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用較小,表現(xiàn)為合金強(qiáng)度再次降低,合金達(dá)到過(guò)時(shí)效狀態(tài)。

4 結(jié) 論

1.Al-8.13Zn-2.36Cu-2.08Mg-0.21Sc-0.14Zr合金具有顯著的時(shí)效強(qiáng)化特性,120℃時(shí)效不同時(shí)間,出現(xiàn)二次強(qiáng)化效應(yīng);合金適宜的時(shí)效溫度為120℃,時(shí)效時(shí)間為24 h。

2.合金主要強(qiáng)化作用來(lái)源于GP區(qū)和η′相的沉淀強(qiáng)化及彌散強(qiáng)化,時(shí)效過(guò)程中Al3Sc和Al3(Sc,Zr)質(zhì)點(diǎn)表現(xiàn)出較強(qiáng)的熱穩(wěn)定性。

3.合金抗晶間腐蝕能力隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而增強(qiáng);峰時(shí)效時(shí)合金晶界形成無(wú)沉淀析出帶,延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間無(wú)沉淀析出帶寬化。

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Effect of Aging Treatment of Al-Zn-Cu-Mg-Sc-Zr Alloy on Microstructure and Properties

ZOU Liang1,PAN Qing-lin2

(1.Silicon Steel Institute of BaoSteel Silicon Department,Shanghai201900,China;2.School of Materials Science and Engineering,Central South University,Changsha410083,China)

The microstructures and properties of Al-Zn-Cu-Mg-Sc-Zr alloy after different aging treatments were studied by means of O.M,TEM observation,hardness test and tensile test at room-temperature.The results show that the alloy has the character of aging hardening,the peak hardness arrives earlier after increasing aging temperature.The proper artificial aging treatment of the studied alloy is 120℃/24 h.At this condition,tensile strength,yield strength,elongation and hardness were 696 MPa,654 MPa,11.1%and 211.2 HV,respectively.The main strengthening phase is GP zone and phase,which lead to precipitation strengthening and dispersion strengthening.Al3Sc and Al3(Sc,Zr)particles performed well thermo stability;the property of retarding transgranular corrosion is improved with prolonging aging time.

Al-Zn-Cu-Mg-Sc-Zr alloy;aging treatment;microstructures;mechanical properties

TG146.2

A

1003-5540(2010)06-0024-04

國(guó)家863高新技術(shù)新材料課題(2006AA03Z523)

鄒亮(1982-),男,碩士研究生,主要從事高性能鋁合金的研究及電工鋼產(chǎn)品開(kāi)發(fā)工作。

2010-10-26