張 維,朱必武,肖 罡,劉 筱,4,詹海鴻,楊欽文

(1.湖南科技大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院,高功效輕合金構(gòu)件成形技術(shù)及耐損傷性能評(píng)價(jià)湖南省工程研究中心,湘潭 411201;2.江西銅業(yè)技術(shù)研究院有限公司,南昌 330096;3.湖南大學(xué)機(jī)械與運(yùn)載工程學(xué)院,長(zhǎng)沙 410083;4.江西科駿實(shí)業(yè)有限公司,南昌 330100;5.中南大學(xué)輕合金研究院,長(zhǎng)沙 410083)

0 引 言

Al-Zn-Mg-Cu系合金屬于時(shí)效強(qiáng)化鋁合金,因具有高比強(qiáng)度的特點(diǎn)而在汽車(chē)、船舶以及航空航天領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[1-5]?？萍嫉倪M(jìn)步和工業(yè)的發(fā)展對(duì)材料力學(xué)性能提出了越來(lái)越高的要求。在進(jìn)一步提高Al-Zn-Mg-Cu系合金性能的研究工作中發(fā)現(xiàn):將鈧元素加入該合金中可提高其強(qiáng)度[6-7]和熱穩(wěn)定性[8-9];同時(shí),合適的固溶處理對(duì)合金塑性變形和最終熱處理效果發(fā)揮著重要的影響,是提高合金性能的關(guān)鍵工序。LI等[10]研究發(fā)現(xiàn),固溶處理可以使變形后Al-Zn-Mg-Cu合金的再結(jié)晶比例提高,整體晶粒進(jìn)一步細(xì)化。TEKELI等[11]研究發(fā)現(xiàn),固溶溫度的升高可使T6熱處理AA7075合金組織中形成析出相,從而提高合金的硬度和抗拉強(qiáng)度。張兆剛等[12]研究發(fā)現(xiàn),隨著固溶溫度的升高,7055合金中的第二相逐漸溶解,合金硬度隨著固溶時(shí)間的延長(zhǎng)而降低。王孝國(guó)等[13]發(fā)現(xiàn),7K01鋁合金的最佳固溶溫度在470～480 ℃,該溫度區(qū)間內(nèi)第二相回溶充分。張洪靜等[14]研究發(fā)現(xiàn),鍛態(tài)7050鋁合金中的MgZn2相可在467～482 ℃固溶溫度區(qū)間回溶,當(dāng)固溶溫度達(dá)到482 ℃時(shí),S相(Al2CuMg相)幾乎全部溶入鋁基體中。曾蘇民[15]研究發(fā)現(xiàn),合金成分、處理狀態(tài)、變形系數(shù)、晶粒度系數(shù)等因素都會(huì)影響到鋁合金的最佳固溶時(shí)間。戴曉元等[6]研究發(fā)現(xiàn),含質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.30%鈧的Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金的抗拉強(qiáng)度和延性顯著高于不加鈧的鋁合金。LIU等[16]研究發(fā)現(xiàn),鈧和鋯的加入細(xì)化了7055鋁合金的晶粒,但是將θ相(AlCu相)轉(zhuǎn)化成了對(duì)合金性能提升有害的W相(AlCuSc相)。ELAGIN等[17]以及XU等[18]也研究發(fā)現(xiàn),鈧元素會(huì)因?yàn)楹窟^(guò)高而與合金中的銅元素結(jié)合,生成對(duì)合金性能有害的W相。

為避免W相的生成,同時(shí)考慮到鈧相對(duì)較高的價(jià)格,作者設(shè)計(jì)了鈧質(zhì)量分?jǐn)?shù)較低的3種Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金,研究了固溶工藝對(duì)合金顯微組織及硬度的影響,擬為Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金的組織優(yōu)化、后續(xù)時(shí)效以及塑性變形前后的熱處理提供合理的工藝參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)原料為工業(yè)純鋁(純度99.99%)、工業(yè)純鎂(純度99.9%)、工業(yè)純鋅(純度99.9%)以及Al-50%(質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同)Cu、Al-5%Sc、Al-5%Zr等中間合金。在普通重力熔煉爐中熔煉制備鋁合金鑄錠:將純鋁升溫至720 ℃熔化,保溫,然后升溫至750 ℃,再依次放入Al-50%Cu、Al-5%Sc、Al-5%Zr等中間合金并進(jìn)行攪拌,降溫至680 ℃后依次加入純鎂和純鋅,將溫度升高至約740 ℃后加入六氯乙烷精煉排渣除氣;待熔體冷卻至約700 ℃時(shí)澆鑄在直徑為82 mm的45鋼模具中,模具溫度為室溫,得到尺寸為φ82 mm×250 mm的鑄錠。熔煉過(guò)程中的保護(hù)氣體為氬氣,每次加入合金前都對(duì)熔體進(jìn)行扒渣處理。通過(guò)化學(xué)分析測(cè)得鑄錠的化學(xué)成分如表1所示。從鑄錠的一端切下若干厚度為4 mm的薄片,在距圓心25 mm處截取尺寸為5 mm×5 mm×4 mm的試樣。在SX3-6-14型全纖維節(jié)能高溫箱式電阻爐中進(jìn)行固溶處理,在450,460 ℃下固溶0.5～5 h,在470,480,490 ℃下固溶0.5～2.5 h,取出試樣之后立即水淬,水溫不高于40 ℃,淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間不長(zhǎng)于5 s。

表1 Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金的化學(xué)成分

采用TMDHV-10002型維氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試,載荷為9.8 N,保載時(shí)間為10 s,均勻測(cè)定8個(gè)位置取平均值。對(duì)試樣進(jìn)行磨拋后,用體積分?jǐn)?shù)10%的氟硼酸溶液腐蝕,采用4XC-MS型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織,采用Image J軟件利用截線(xiàn)法測(cè)晶粒尺寸。采用SU3500型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察微觀形貌,并用SEM附帶的能譜儀(EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微硬度

由圖1可知:當(dāng)固溶溫度為450 ℃時(shí),含質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.02%鈧的合金硬度較低;當(dāng)固溶溫度為460～490 ℃時(shí),含質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.02%鈧的合金硬度較高,且合金硬度隨鈧含量的增加呈下降趨勢(shì)。經(jīng)470 ℃×1 h固溶處理后含質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.02%,0.07%鈧的合金硬度均達(dá)到峰值,分別為166.5,150.9 HV,含質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.12%鈧的合金硬度經(jīng)480 ℃×1 h固溶處理后達(dá)到峰值,為137.3 HV。固溶時(shí)間為1 h時(shí),隨著固溶溫度的升高,含質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.2%鈧的合金的硬度呈先升后降的趨勢(shì),在固溶溫度為470 ℃時(shí)達(dá)到峰值;當(dāng)固溶溫度為470 ℃時(shí),該合金硬度隨著固溶時(shí)間的延長(zhǎng)先升后降,在固溶1 h時(shí)達(dá)到峰值。

圖1 不同溫度固溶處理后含不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)鈧試驗(yàn)合金的硬度與固溶時(shí)間的關(guān)系Fig.1 Relation between hardness and solution time of test alloys with different scandium mass fractions after solution at different temperatures

2.2 顯微組織

選擇固溶處理后硬度達(dá)到峰值的合金進(jìn)行分析。由圖2可知:隨著鈧含量的增加,鑄態(tài)合金的晶粒細(xì)化比較明顯,當(dāng)鈧質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.02%,0.07%,0.12%時(shí),平均晶粒尺寸分別約為131.4,70.4,39.7 μm;合金鑄造偏析嚴(yán)重,含質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.12%鈧的合金在晶界處聚集了大量的塊狀第二相,而含質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.02%鈧的合金在晶內(nèi)聚集了大量的第二相,同時(shí)3種鈧含量合金的晶內(nèi)都存在元素偏析現(xiàn)象;經(jīng)過(guò)固溶處理后,合金晶粒尺寸無(wú)明顯變化,晶粒內(nèi)部比較干凈,說(shuō)明晶內(nèi)元素偏析基本消除,但是晶界處的第二相聚集現(xiàn)象有增加趨勢(shì)。結(jié)合圖3和表2可知,當(dāng)鈧質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.12%時(shí),A、B處存在鋁、鋅、鎂、銅、鈧元素,可知晶界處的這些第二相為T(mén)相(AlZnMgCu)和少量的含鈧T相[19]。當(dāng)鈧質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.07%和0.02%時(shí),C、D、E晶界處的銅元素含量較低,未檢測(cè)到鈧元素。在高溫保溫過(guò)程中T相中會(huì)析出S(Al2CuMg)相,晶界處T相會(huì)與S相相互纏結(jié),T相向S相轉(zhuǎn)化的程度隨溫度的升高和保溫時(shí)間的延長(zhǎng)而增大;由于鈧元素的原子半徑較大,在凝固過(guò)程中基本固溶在基體中形成過(guò)飽和固溶體,殘留的鈧原子則傾向于在晶界處富集形成含鈧T相,這些化合物會(huì)抑制合金中鋁元素及其他元素的擴(kuò)散,減緩晶粒的生長(zhǎng)速率,起到細(xì)化晶粒的作用[19]。鈧與Al-Zn-Mg-Cu合金中的鎂和鋅不會(huì)形成化合物,且在銅質(zhì)量分?jǐn)?shù)不超過(guò)1.5%以及鈧質(zhì)量分?jǐn)?shù)低于0.2%的情況下,合金中不會(huì)出現(xiàn)W相(AlCuSc)[20]。隨著鈧含量的增加,晶粒明顯細(xì)化,根據(jù)霍爾佩奇公式,合金的強(qiáng)度增大,因此硬度較高[21-22];但是隨著鈧含量的增加,晶界處的粗大第二相增多,這些第二相大多是脆性相且熔點(diǎn)高難以溶解,偏聚的粗大第二相割裂了基體,削弱了細(xì)粒強(qiáng)化作用,從而導(dǎo)致硬度降低。

圖2 含不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)鈧試驗(yàn)合金的鑄態(tài)組織以及固溶態(tài)顯微組織Fig.2 Microstructures in cast state (a-c) and in solution state (d-f) of test alloys with different scandium mass fractions

圖3 含不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)鈧試驗(yàn)合金的固溶態(tài)SEM形貌Fig.3 SEM morphology in solution state of test alloys with different scandium mass fractions

表2 圖3中不同位置的EDS分析結(jié)果

由圖4可知:當(dāng)固溶溫度低于470 ℃時(shí),鈧質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.02%合金的晶粒內(nèi)部和晶界處均存在較多的第二相;當(dāng)固溶溫度升高到470 ℃時(shí),第二相明顯減少;當(dāng)固溶溫度升高到480 ℃時(shí),晶粒內(nèi)部?jī)H存在少量第二相;當(dāng)固溶溫度升高到490 ℃時(shí),晶粒內(nèi)部的第二相有增加的趨勢(shì)。隨著固溶溫度的升高,合金晶粒尺寸增加,當(dāng)固溶溫度為450,460,470,480,490 ℃時(shí),平均晶粒尺寸分別約為105.5,100.8,131.4,119.1,130.2 μm。當(dāng)固溶溫度較低時(shí),基體中存在許多未溶解的第二相,固溶效果不明顯,合金硬度提升有限;隨著固溶溫度的升高,第二相數(shù)量減少,合金的固溶度增大,因此硬度升高。第二相的溶解是原子擴(kuò)散的過(guò)程,根據(jù)菲克第一定律可知,當(dāng)原子濃度一定時(shí),擴(kuò)散系數(shù)越大,則單位時(shí)間內(nèi)通過(guò)垂直于擴(kuò)散方向的單位截面積的擴(kuò)散物質(zhì)流量越大;隨著溫度的升高,擴(kuò)散系數(shù)急劇增大,借助熱起伏獲得足夠能量而越過(guò)勢(shì)壘的原子數(shù)量增多,同時(shí)溫度升高也會(huì)引起空位濃度增大,有利于原子的擴(kuò)散[23]。當(dāng)固溶溫度升高到470℃時(shí),原子的擴(kuò)散速率很大,高熔點(diǎn)相在此溫度下相繼溶解,基體迅速獲得高的固溶度,因此合金硬度顯著升高。繼續(xù)升高固溶溫度,熱激活作用明顯且溶質(zhì)原子擴(kuò)散速率繼續(xù)增大,晶界和亞晶界移動(dòng)能力增強(qiáng),合金晶粒尺寸呈增加趨勢(shì),晶界強(qiáng)化效果減弱,抵消了固溶強(qiáng)化的效果,同時(shí)過(guò)高的固溶溫度還會(huì)導(dǎo)致位錯(cuò)密度下降等現(xiàn)象,導(dǎo)致合金硬度降低[24]。

圖4 含質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.02%鈧試驗(yàn)合金在不同溫度下固溶1 h后的顯微組織Fig.4 Microstructures of test alloy containing 0.02wt% scandium after solution at different temperatures for 1 h

由圖5可知,隨著固溶時(shí)間的延長(zhǎng),鈧質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.02%合金的晶粒尺寸增加明顯,當(dāng)固溶時(shí)間為0.5,1,1.5,2,2.5 h時(shí),平均晶粒尺寸分別約為116.2,131.4,155.9,160.8,165.0 μm。當(dāng)固溶時(shí)間為0.5 h時(shí),鈧質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.02%合金晶界和晶粒內(nèi)部還有大量第二相;當(dāng)固溶時(shí)間延長(zhǎng)至1 h時(shí),晶粒內(nèi)部第二相明顯減少;繼續(xù)延長(zhǎng)固溶時(shí)間,在晶界處可以觀察到塊狀第二相的聚集。在固溶初期,基體內(nèi)溶質(zhì)濃度偏低,第二相溶解可以獲得比較大的驅(qū)動(dòng)力,溶質(zhì)原子擴(kuò)散速率較快,在短時(shí)間內(nèi)基體中能溶進(jìn)去較多的溶質(zhì)原子,因此合金硬度在固溶1 h時(shí)快速達(dá)到峰值。繼續(xù)延長(zhǎng)固溶時(shí)間,第二相回溶越發(fā)徹底,固溶效果也越好,但是基體內(nèi)溶質(zhì)濃度升高,第二相溶解獲得的驅(qū)動(dòng)力降低,溶質(zhì)原子擴(kuò)散速率變慢,固溶強(qiáng)化增加的效果減弱;同時(shí)隨著固溶時(shí)間的延長(zhǎng),晶界和亞晶界繼續(xù)移動(dòng),合金晶粒尺寸不斷增大,晶界處也有第二相的聚集,晶界強(qiáng)化效果減弱,因此硬度降低。

圖5 含質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.02%鈧試驗(yàn)合金在470 ℃下固溶不同時(shí)間后的顯微組織Fig.5 Microstructures of test alloy containing 0.02wt% scandium after solution at 470 ℃ for different time intervals

3 結(jié) 論

(1) 隨著鈧質(zhì)量分?jǐn)?shù)由0.02%增加到0.12%,試驗(yàn)合金的晶粒明顯細(xì)化,但是在晶界處偏聚形成的粗大第二相增加,削弱了細(xì)晶強(qiáng)化作用,導(dǎo)致硬度降低。

(2) 經(jīng)過(guò)470 ℃×1 h固溶處理之后,含質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.02%鈧的試驗(yàn)合金的硬度最高,為166.5 HV,此時(shí)基體中的第二相已經(jīng)基本溶解,基體的固溶度較高。繼續(xù)提高固溶溫度和延長(zhǎng)固溶時(shí)間,都會(huì)導(dǎo)致晶粒尺寸增大,同時(shí)延長(zhǎng)固溶時(shí)間還會(huì)導(dǎo)致晶界處聚集塊狀第二相,削弱晶界強(qiáng)化效果,導(dǎo)致硬度降低。