王 操，屈玉石，張 瀟，王麗萍，楊 波，劉 歡

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽(yáng) 111003)

近年來(lái)，隨著輕量化材料概念的提出與推廣，7020鋁合金作為7xxx系鋁合金中具有典型代表的可熱處理強(qiáng)化中強(qiáng)鋁合金，因其具有質(zhì)量輕、強(qiáng)度高、金屬成型性強(qiáng)及可焊接性等優(yōu)異性能而被廣泛用于航空航天、軌道交通等領(lǐng)域[1]。

一般而言，7xxx系鋁合金通常為可熱處理強(qiáng)化鋁合金，其常見(jiàn)熱處理工藝流程一般為，固溶-淬火-時(shí)效強(qiáng)化。時(shí)效處理則是7xxx鋁合金成型后進(jìn)行強(qiáng)化的一道重要工序，通過(guò)不同的時(shí)效處理制度，改變鋁合金第二相的脫溶序列進(jìn)而調(diào)控合金材料的微觀(guān)結(jié)構(gòu)以滿(mǎn)足用戶(hù)的不同需求。

目前，Al-Zn-Mg-Cu合金主要時(shí)效處理工藝有，自然時(shí)效、單級(jí)時(shí)效、雙級(jí)時(shí)效及過(guò)時(shí)效等時(shí)效制度。而Al-Zn-Mg-Cu合金型材的有關(guān)時(shí)效熱工藝對(duì)其綜合性能影響的微觀(guān)組織影響機(jī)理尚缺乏比較系統(tǒng)的研究[2]。本文采用室溫拉伸性能實(shí)驗(yàn)、顯微組織觀(guān)察、宏觀(guān)斷口形貌觀(guān)察等試驗(yàn)，研究雙級(jí)時(shí)效對(duì)7020鋁合金的性能與組織的影響機(jī)理，以改善該合金熱處理制度。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)所用材料為遼寧忠旺集團(tuán)生產(chǎn)的7020鋁合金15 mm厚擠壓板材，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為Zn 4.50，Mg1.25，Cu 0.12，Mn 0.34，Cr 0.21，Ti 0.04，Zr 0.16，F(xiàn)e 0.11，Si 0.05，Al余量。固溶處理制度為470℃×1 h，固溶后經(jīng)室溫水淬，雙級(jí)時(shí)效試驗(yàn)采用正交實(shí)驗(yàn)進(jìn)行，試驗(yàn)工藝見(jiàn)表1和表2。室溫拉伸性能測(cè)試試樣如圖1所示，試樣沿板材擠壓方向切取，小棒試樣平行區(qū)域標(biāo)距長(zhǎng)度為50 mm，外徑5 mm。拉伸速率2 mm/min。每個(gè)時(shí)效制度結(jié)果取3個(gè)拉伸數(shù)據(jù)的平均值。

圖1 室溫拉伸性能測(cè)試試樣Fig.1 Room temperature tensile test specimen

序號(hào)初時(shí)效溫度/℃初時(shí)效時(shí)間/h終時(shí)效溫度/℃終時(shí)效時(shí)間/h19071501321058160143120917015

表2 L9(34正交設(shè)計(jì)表)

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 常溫拉伸性能

表3為7020鋁合金先進(jìn)行470℃×1h固溶后進(jìn)行正交實(shí)驗(yàn)，正交試驗(yàn)后進(jìn)行常溫力學(xué)拉伸試驗(yàn)。為分析不同影響因素對(duì)綜合力學(xué)性能的影響程度，分別對(duì)其進(jìn)行極差分析結(jié)果如表4、表5和表6。K1、K2、K3分別代表3個(gè)水平下的實(shí)驗(yàn)結(jié)果之總和，k1、k2、k3為各個(gè)水平下試驗(yàn)結(jié)果的平均值。R為k1-k3中最大值與最小值之差，稱(chēng)之為極差[3]。通過(guò)表4、表5、表6可以看出，材料屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度影響因子重要性排序?yàn)椋航K時(shí)效溫度>初時(shí)效溫度>終時(shí)效時(shí)間>初時(shí)效時(shí)間；材料伸長(zhǎng)率影響因子重要性排序?yàn)椋航K時(shí)效溫度>初時(shí)效溫度>初時(shí)效時(shí)間>終時(shí)效時(shí)間。綜上所述，制度8為正交試驗(yàn)最佳雙級(jí)時(shí)效制度。

表3 7020鋁合金常溫拉伸性能

表4 屈服強(qiáng)度極差分析表

表5 抗拉強(qiáng)度極差分析

表6 伸長(zhǎng)率極差分析

2.2 宏觀(guān)組織觀(guān)察

圖2為7020鋁合金經(jīng)過(guò)不同時(shí)效制度后的拉伸斷口形貌。由圖2中圖(a)和圖(b)可知，制度1和制度2后斷口宏觀(guān)形貌為斜斷口，斷面與最大正應(yīng)力方向呈45°角，斷口表面較粗糙，中心裂紋源較粗大，縮頸不明顯；圖(c)～圖(i)中拉伸斷口斷裂處具有明顯的頸縮現(xiàn)象，其中，圖(c)、圖(g)和圖(i)裂紋擴(kuò)展區(qū)及裂紋形成區(qū)較小，剪切斷裂區(qū)較大。

(a)制度1；(b)制度2；(c)制度3；(d)制度4；(e)制度5；(f)制度6；(g)制度7；(h)制度8；(i)制度9圖2 7020鋁合金不同時(shí)效制度后拉伸斷口形貌Fig.2 Tensile fracture morphology of 7020 aluminum alloy after different aging

2.3 顯微組織觀(guān)察

圖3為7020鋁合金擠壓板材經(jīng)過(guò)不同熱處理工藝后，垂直于擠壓方向的微觀(guān)組織形貌。從圖3中可以看出，擠壓后的板材晶粒呈長(zhǎng)條狀，并伴有再結(jié)晶晶粒，制度1、制度2和制度3狀態(tài)下組織再結(jié)晶晶粒具有長(zhǎng)大現(xiàn)象，材料屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度逐漸降低，伸長(zhǎng)率逐漸升高；制度4～制度9狀態(tài)下，再結(jié)晶長(zhǎng)大現(xiàn)象不明顯，晶粒細(xì)長(zhǎng)且晶界間彌散分布細(xì)小第二相。

第二相的彌散分布程度可以從微觀(guān)上反映出合金不同種類(lèi)時(shí)效處理后，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率存在一定差異；固溶處理470℃×1h后對(duì)材料進(jìn)行不同制度人工雙級(jí)時(shí)效，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率存在明顯差異。這是因?yàn)楹辖鹪诠倘芴幚砗蟪蔬^(guò)飽和狀態(tài)，在初時(shí)效過(guò)程中，過(guò)飽和固溶體開(kāi)始析出，形成細(xì)小密集的G.P.區(qū)，為后期終時(shí)效過(guò)程中第二相形核做了準(zhǔn)備；時(shí)效溫度為150℃溫度以上時(shí)臨界尺寸下的G.P.區(qū)重新回溶，達(dá)到臨界尺寸的G.P.區(qū)作為過(guò)渡相的形核核心開(kāi)始長(zhǎng)大，由于初時(shí)效過(guò)程中(120℃)形核析出大量的G.P.區(qū)，所以后期析出過(guò)度相數(shù)量較多、細(xì)小彌散分布。

(a)制度1；(b)制度2；(c)制度3；(d)制度4；(e)制度5；(f)制度6；(g)制度7；(h)制度8；(i)制度9圖3 7020鋁合金擠壓板材經(jīng)不同熱處理工藝后微觀(guān)組織形貌Fig.3 Microstructure morphology of 7020 aluminum alloy extruded sheet after different heat treatment processes

3 分析與討論

固溶淬火后形成的Al-Zn-Mg(7xxx)系鋁合金過(guò)飽和固溶體在室溫條件下?tīng)顟B(tài)不穩(wěn)定，在一定的溫度下過(guò)飽和固溶體發(fā)生脫溶過(guò)程(即第二相析出)，時(shí)效析出的不同階段將會(huì)形成原子偏聚區(qū)、亞穩(wěn)相和穩(wěn)定的第二相等[3]。沉淀析出強(qiáng)化作為7xxx鋁合金的主要強(qiáng)化機(jī)制，其時(shí)效過(guò)程中的時(shí)效析出序列為，過(guò)飽和固溶體-G.P.區(qū)-過(guò)渡相-穩(wěn)定相[4]。合金時(shí)效過(guò)程中析出相的尺寸、數(shù)量及彌散分布程度將直接影響材料的屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度。合金經(jīng)固溶處理后，在初時(shí)效階段，合金主要析出相為G.P.區(qū)。在此溫度下進(jìn)行時(shí)效，溫度越高，時(shí)效時(shí)間越長(zhǎng)，G.P.區(qū)數(shù)量越多，在此期間，由于第二相主要為G.P.區(qū)，其相較軟，位錯(cuò)滑移機(jī)制主要為切過(guò)機(jī)制，隨著初時(shí)效溫度的升高，時(shí)間的延長(zhǎng)，材料的抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度有所降低，伸長(zhǎng)率大幅度提高。同時(shí)，在進(jìn)行終時(shí)效期間時(shí)臨界尺寸下的G.P.區(qū)原子會(huì)部分重新固溶，臨界尺寸之上的G.P.區(qū)將有所長(zhǎng)大[5]。150℃以上溫度進(jìn)行時(shí)效時(shí)，臨界尺寸之上的G.P.區(qū)將作為析出強(qiáng)化相的形核核心，低溫時(shí)效時(shí)使G.P.區(qū)回溶后所形成的過(guò)飽和固溶體中溶質(zhì)原子將再次以時(shí)效析出相析出。終時(shí)效析出第二相較硬，位錯(cuò)滑移機(jī)制改為繞過(guò)機(jī)制，材料屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度有所提高，同時(shí)伸長(zhǎng)率有所下降。由此，初時(shí)效時(shí)的時(shí)效溫度與時(shí)效時(shí)間的長(zhǎng)短將決定G.P.區(qū)的數(shù)量與彌散程度。

4 結(jié)論

(1)材料屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度影響因子重要性排序?yàn)椋K時(shí)效溫度>初時(shí)效溫度>終時(shí)效時(shí)間>初時(shí)效時(shí)間；材料伸長(zhǎng)率影響因子重要性排序?yàn)椋K時(shí)效溫度>初時(shí)效溫度>初時(shí)效時(shí)間>終時(shí)效時(shí)間；

(2)正交實(shí)驗(yàn)獲得最優(yōu)雙級(jí)時(shí)效工藝為120℃×8h+150℃×15h；

(3)合金經(jīng)過(guò)120℃×8h+150℃×15h后，其斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)較小，材料韌性較好，微觀(guān)組織均勻且在其晶界處均勻彌散分布細(xì)小第二相。