王維,董曉傳
天津職業(yè)技術(shù)師范大學(xué)汽車模具智能制造技術(shù)國家地方聯(lián)合工程實(shí)驗(yàn)室 天津 300222
Al-Zn-Mg-Cu系合金(7系鋁合金)是由Al-Zn-Mg系合金發(fā)展而來的,都是可熱處理的鋁合金[1],在航空航天、交通等方面都有廣泛的應(yīng)用。自2000年以來,我國的熱沖壓技術(shù)從外國引入到現(xiàn)在的自主開發(fā),已經(jīng)能夠完成汽車A柱、B柱和門板等車身主體部件的沖壓成形。通過將成形與熱處理有機(jī)地融合起來,可以很好地克服鋁合金的強(qiáng)韌化和可成形性的問題,從而在滿足力學(xué)要求的前提下,達(dá)到整車輕量化的目的[2]。在對(duì)7系合金進(jìn)行進(jìn)一步的研究過程中,通過對(duì)熱處理過程中的時(shí)效處理進(jìn)行調(diào)節(jié),從而得到與其相匹配、更為優(yōu)良的合金,這是一個(gè)新的研究趨勢(shì)。
7系為一種析出相增強(qiáng)的鋁合金,目前普遍認(rèn)為,該合金的時(shí)效析出順序?yàn)椋害吝^飽和固溶體→GP區(qū)→η'相(MgZn2)→η相(MgZn2)。7系合金的脫溶過程比較復(fù)雜,對(duì)其性能影響較大。在時(shí)效過程中,存在著兩種過渡相:η'相(MgZn2)和 T'相(Al2Mg3Zn3),與其對(duì)應(yīng)的平衡相為:η相(MgZn2)、T相(Al2Mg3Zn3)。在低溫下,合金中的沉淀物以GP區(qū)為主。在時(shí)效的中間階段,沉淀物向η'相過渡,并與GP區(qū)并存。在時(shí)效的后期,基質(zhì)中主要是η相[3-5]。
第二相晶粒對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的影響主要體現(xiàn)在對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的抑制上,一般將其劃分為兩種類型,即:變形粒子與不可變形粒子。兩種不同類型的顆粒與位錯(cuò)間的相互作用主要表現(xiàn)為:位錯(cuò)切過和位錯(cuò)繞過機(jī)制[6-8],如圖1、圖2所示[9]。如果粒子是可變形的顆粒,則會(huì)被位錯(cuò)切入并伴隨基體發(fā)生形變,從而產(chǎn)生新的表面,增加了界面能;同時(shí),顆粒附近形成的彈塑性應(yīng)力與位錯(cuò)間的粒子相互作用,阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),從而增強(qiáng)了材料的力學(xué)性能。當(dāng)?shù)诙酁椴豢勺冃瘟W訒r(shí),位錯(cuò)將繞過粒子形成包圍粒子的位錯(cuò)環(huán)。繞過機(jī)制對(duì)位錯(cuò)阻力頗大,因此具有強(qiáng)化作用。
圖1 位錯(cuò)機(jī)制原理
圖2 位錯(cuò)機(jī)制微觀圖[9]
根據(jù)位錯(cuò)理論:切過機(jī)制時(shí),第二相粒子尺寸越大,體積分?jǐn)?shù)越高,強(qiáng)化效果就越明顯;繞過機(jī)制時(shí),第二相粒子尺寸越小,體積分?jǐn)?shù)越大,合金的強(qiáng)化效果就越好[10]。在時(shí)效過程中,析出相會(huì)對(duì)位錯(cuò)的移動(dòng)造成阻礙,而析出相的大小、數(shù)量和分布等,對(duì)合金的強(qiáng)度、韌性以及S C R性能起著重要的影響,如果析出相的大小和間隔能夠得到最優(yōu)的匹配,那么析出的強(qiáng)化效果就會(huì)得到最好的發(fā)揮[11]。
7系鋁合金的常見時(shí)效方式包括:一級(jí)時(shí)效、二級(jí)時(shí)效、三級(jí)時(shí)效。
一級(jí)時(shí)效指T6處理,在單一的溫度下保溫一定時(shí)長(zhǎng);二級(jí)時(shí)效處理(T7X)是在一級(jí)時(shí)效處理的基礎(chǔ)上,重新加熱并保持一定的溫度;回歸再時(shí)效處理(Retrogression and Re aging,簡(jiǎn)稱RRA)是三級(jí)時(shí)效的熱處理工藝,在不犧牲合金強(qiáng)度的前提下可提高合金的耐腐蝕性能。
一般情況下,鋁合金固溶處理完后,再進(jìn)行RRA處理,可以將其劃分為以下3個(gè)階段。
(1)預(yù)時(shí)效 合金在低溫下,通常又可以將其分成峰時(shí)效和欠時(shí)效兩種,在此期間,合金內(nèi)部會(huì)產(chǎn)生沉淀相。
(2)二次時(shí)效 在高溫條件下,細(xì)化沉淀相的退火,使顆粒狀沉淀相變粗。
(3)再時(shí)效 在低溫條件下,晶粒中發(fā)生再次沉淀,晶粒邊界粗大而不均勻。因此,RRA工藝的每個(gè)步驟對(duì)合金的組織與性能的變化都起著關(guān)鍵作用[12]。
經(jīng)過一級(jí)時(shí)效處理后,合金的強(qiáng)度有顯著提高,但是材料的耐蝕性較低。一級(jí)時(shí)效只與兩個(gè)參數(shù)有關(guān):時(shí)效時(shí)間和時(shí)效溫度。7系鋁合金在一級(jí)時(shí)效處理后,強(qiáng)度的提高都是伴隨著耐蝕性的下降。
雷才洪等[13]發(fā)現(xiàn),在一級(jí)低溫時(shí)效的情況下,斷裂韌窩較少,且韌窩較淺,與此同時(shí),截面中還存在著大面積的較平區(qū)域,其韌性較差。QIN等[14]研究了T6狀態(tài)下7A09鋁合金的微觀組織,發(fā)現(xiàn)在470℃×1h+175℃×16h下的固溶體成分組織較均勻,使時(shí)效強(qiáng)化增強(qiáng)。殷劍等[15]通過對(duì)7022鋁合金的微觀結(jié)構(gòu)和性能分析,得出了沉淀強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化協(xié)同作用對(duì)抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的影響,而第二相的數(shù)量和尺寸是影響斷裂的重要因素。時(shí)效后,Mg(Zn、Cu、Al)2相在晶界及晶粒內(nèi)部沉淀,呈彌散狀分布,強(qiáng)化了晶粒阻擋位錯(cuò)移動(dòng)的能力,提高了材料的強(qiáng)度和塑性,如圖3所示[15]。時(shí)效初期,沉淀物會(huì)使合金的強(qiáng)度提高。然而,當(dāng)時(shí)效溫度及時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng),合金的晶粒就越大,在晶界處形成的粗化第二相及增強(qiáng)相又會(huì)重新溶解,破壞微觀結(jié)構(gòu)的連續(xù)性,造成合金在受力時(shí),出現(xiàn)嚴(yán)重的應(yīng)力集中現(xiàn)象,進(jìn)而使合金的韌性變差,降低其延展性。因此,第二相的回溶、粗化和晶粒長(zhǎng)大是合金強(qiáng)度下降的重要原因。
圖3 7022合金的EBSD圖像和晶粒尺寸分布直方圖[15]
WANG等[16]對(duì)不同一級(jí)時(shí)效48h后7055鋁合金的微觀結(jié)構(gòu)與性能進(jìn)行了研究,認(rèn)為在時(shí)效過程中,固溶體分解并發(fā)生沉淀。在120℃的早期時(shí)效階段,GP區(qū)形成,然后隨著時(shí)效時(shí)間的增加而逐漸長(zhǎng)大。時(shí)效4h后形成η'相,24h后開始出現(xiàn)η相。STALEY[17]研究認(rèn)為,7050鋁合金強(qiáng)度和電阻率增加的自然時(shí)效動(dòng)力學(xué)與7075合金相當(dāng)。然而,合金7050通過在更高的溫度下時(shí)效產(chǎn)生峰值強(qiáng)度。7050在用于改善7XXX合金的抗應(yīng)力腐蝕開裂性和韌性的溫度范圍內(nèi)時(shí)效時(shí),產(chǎn)生峰值強(qiáng)度的能力歸因于Cu對(duì)增加GP區(qū)穩(wěn)定性的溫度范圍的影響。
對(duì)于一級(jí)時(shí)效來說,合金晶內(nèi)析出相細(xì)小且分布均勻是力學(xué)性能顯著增強(qiáng)的主要原因。但是,晶界析出相的連續(xù)分布會(huì)導(dǎo)致腐蝕,從而使一級(jí)時(shí)效的耐蝕性較低。
二級(jí)時(shí)效是較一級(jí)時(shí)效更加充分的時(shí)效,對(duì)改善一級(jí)時(shí)效耐蝕性差的現(xiàn)象有一定益處。因此,大量學(xué)者對(duì)二級(jí)時(shí)效的耐蝕性和力學(xué)性能進(jìn)行了研究。
李曉含等[18]對(duì)7075合金進(jìn)行了正交試驗(yàn),優(yōu)化二級(jí)時(shí)效參數(shù),增加了7075鋁合金的拉伸性能和抗SCC性能。EMANI等[19]研究了不同二級(jí)時(shí)效對(duì)板料的影響,認(rèn)為一級(jí)時(shí)效和二級(jí)時(shí)效對(duì)板材性能均有影響,且二級(jí)時(shí)效的影響更大,如圖4所示。LIU等[20]研究發(fā)現(xiàn),與單一時(shí)效相比,二級(jí)時(shí)效使7055合金的力學(xué)性能提高,電導(dǎo)率降低。
圖4 單次和雙次時(shí)效對(duì)AA7075硬度的影響[20]
GOKHAN等[21]發(fā)現(xiàn),時(shí)效溫度和時(shí)間對(duì)沖擊韌度和硬度的影響均與晶界析出物有關(guān)。LI等[22]在7B05鋁合金二次時(shí)效過程中發(fā)現(xiàn),在7B05鋁合金中存在η'相、η相,可顯著改善合金的強(qiáng)度;同時(shí),在7B05鋁合金的晶界處,存在著粗大、不連續(xù)的沉淀,可顯著改善合金的導(dǎo)電性能??傮w而言,T73時(shí)效處理相對(duì)于T6處理,使得η沉淀相在晶界上不連續(xù)分布,從而減少了合金的晶間腐蝕和剝落腐蝕,但T73處理降低了其強(qiáng)度。二次時(shí)效可以有效地提升合金的強(qiáng)度,同時(shí),在晶界中沉淀相變得粗大而不連續(xù),從而增加了材料的導(dǎo)電能力,但同時(shí)也降低了材料的力學(xué)性能。
針對(duì)一級(jí)時(shí)效的耐蝕性差且二級(jí)時(shí)效有力學(xué)性能方面的損失,回歸再時(shí)效處理應(yīng)運(yùn)而生。
回歸再時(shí)效處理綜合了一級(jí)時(shí)效和二級(jí)時(shí)效的優(yōu)點(diǎn),進(jìn)而改善合金的力學(xué)性能和耐蝕性。但是其控制過程更為復(fù)雜。SUNAR等[23]研究對(duì)比了7075鋁合金三級(jí)時(shí)效處理和一級(jí)時(shí)效處理,發(fā)現(xiàn)三級(jí)時(shí)效處理后的7075鋁合金的力學(xué)性能更好。LIN等[24]對(duì)比了經(jīng)T6、T73、RRA處理后7050鋁合金的抗拉強(qiáng)度順序?yàn)镽RA(626MPa)>T6(607MPa)>T73(551MPa),經(jīng)過RRA處理后合金的抗拉強(qiáng)度高于T6、T73處理[24]。YANG等[25]認(rèn)為,與常規(guī)T6和T73時(shí)效相比,回歸和再時(shí)效(RRA)能夠提供更高的強(qiáng)度并改善耐蝕性。綜上所述,RRA時(shí)效處理可以達(dá)到同時(shí)改善合金的力學(xué)性能和耐蝕性的效果。
1)7系鋁合金在一級(jí)時(shí)效處理后,具有較高的強(qiáng)度,但耐蝕性較差。經(jīng)過一級(jí)時(shí)效處理后,7系合金中的沉淀物變得更細(xì)小、更均勻,具有更高的強(qiáng)韌性。連續(xù)分布的晶界析出相導(dǎo)致了一級(jí)時(shí)效的耐蝕性較差。
2)二級(jí)時(shí)效處理晶界析出物粗糙且不連續(xù),提高合金的電導(dǎo)率和抗腐蝕性能,但會(huì)損失部分強(qiáng)度。二級(jí)時(shí)效的影響更大。二級(jí)時(shí)效使7系鋁合金的抗晶間、剝落耐蝕性提高,但使7系鋁合金的強(qiáng)度有所下降。
3)采用RRA進(jìn)行時(shí)效,可以使其機(jī)械強(qiáng)度提高,在晶界處,η相呈不連續(xù)分布,從而減少了合金的晶間和剝落耐蝕敏感性,提高了其耐蝕性。
目前,我國所用的高強(qiáng)度鋁合金大多依賴于進(jìn)口,且在制造技術(shù)上仍需改進(jìn)。對(duì)7系鋁合金進(jìn)行時(shí)效優(yōu)化,改善其力學(xué)性能的潛力很大,但時(shí)效周期較長(zhǎng),制約了7系鋁合金的工業(yè)化應(yīng)用。今后的工作主要有兩個(gè)方面:一是提高合金耐蝕性;二是提高固溶溫度,減少時(shí)效時(shí)間。當(dāng)前,二級(jí)或多級(jí)時(shí)效最佳工藝技術(shù)還處在初步的應(yīng)用階段,亟待加速已有研究成果在實(shí)際中的應(yīng)用;除此之外,新的合金成分設(shè)計(jì)、熱處理工藝優(yōu)化與新工藝開發(fā),以及有關(guān)機(jī)理的研究等,都是近幾年7系鋁合金研發(fā)的重要方向。