在噴射成形時高壓惰性氣體使合金流霧化成的細(xì)小熔滴在高速氣流帶動下飛行并冷卻, 在尚未完全凝固前沉積成坯件 20世紀(jì)末發(fā)展起來的大規(guī)?？焖俪尚椭婆骷夹g(shù)[1-4], 冷卻速度達(dá)到102-103 K/s 用噴射成形工藝制備的材料, 有元素固溶度大、晶粒細(xì)小、組織均勻、偏析程度小等特點(diǎn) Al-Zn-Mg-Cu系高強(qiáng)度鋁合金在航空領(lǐng)域背景下研制并得以迅速發(fā)展, 主要應(yīng)用在大型客機(jī)的機(jī)翼梁, 機(jī)身等高強(qiáng)結(jié)構(gòu)部件上, 是航空工業(yè)不可缺少的重要材料[5-11]

7055鋁合金是當(dāng)前實(shí)際使用的最高強(qiáng)度鋁合金, 其強(qiáng)度為648 MPa 本文研究工業(yè)級規(guī)格噴射成形7055鋁合金鑄錠經(jīng)反向擠壓和T76熱處理后的組織和性能

1實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用7055-T76型材的端面形狀為工字型, 長度為14.5米 該合金的熔煉溫度控制在700-720℃, 熔體經(jīng)過精煉和除渣后在噴射成形設(shè)備上制成直徑為312 mm的錠坯, 霧化氣體為氮?dú)?隨后將錠坯進(jìn)行均勻化熱處理, 然后進(jìn)行反向擠壓, 在45MN反向擠壓機(jī)上使用Φ320 mm擠壓筒將Φ312 mm規(guī)格鑄錠反向擠壓, 擠壓比達(dá)6 最后進(jìn)行T76熱處理(固溶處理)和人工過時效處理 該7055鋁合金的名義化學(xué)成分列于表1

用光學(xué)顯微鏡觀察沉積態(tài)和擠壓型材截面以及擠壓面不同區(qū)域的顯微組織, 用X射線衍射技術(shù)(XRD)對組織進(jìn)行了物相分析研究組織演化規(guī)律 按照GBT228－2002標(biāo)準(zhǔn)制成圓棒拉伸試樣, 橫向和縱向各取2件, 端部和尾部各取2件 拉伸試驗(yàn)在島津AG-10TA 型萬能材料試驗(yàn)機(jī)上上進(jìn)行, 用JSM-6700F型掃描電鏡觀察斷口形貌及特征

Table 1

表1

表17055鋁合金的化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù), %)

Table 1Chemical composition of 7055 aluminum alloy (%, mass fraction)

Zn	Cu	Mg	Zr	Cr	Mn	Ti	Al
7.6	2.3	2.0	0.15	0.04	0.02	0.06

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果2.1 噴射成形坯料的顯微組織

噴射成形試樣的的顯微組織, 如圖1所示 金相組織中晶粒呈等軸狀分布, 粒度均勻, 晶粒尺寸主要在20-40 μm 組織中沒有明顯的宏觀偏析, 棒狀的沉淀相分布在晶粒內(nèi)部, 晶界上則析出不連續(xù)的條狀相 與傳統(tǒng)鑄造鋁合金相比, 噴射成形材料大量細(xì)小針狀的第二相析出分布在晶內(nèi), 晶界比較細(xì)而且結(jié)合相對較好, 析出相的彌散程度高



圖1沉積坯料的金相組織

Fig.1Microstructure of as-deposited billet

從沉積態(tài)組織SEM照片(圖2)可以看出, 雖然噴射成形材料與鑄造鋁合金相比有組織致密度高, 性能優(yōu)越, 但是圖中不難發(fā)現(xiàn)少量的孔隙缺陷, 需要后續(xù)的熱擠壓和熱處理以進(jìn)一步消除孔隙缺陷 對噴射成形坯件進(jìn)行了洛氏硬度測試, 其硬度值達(dá)45HRB



圖2沉積坯料的SEM照片

Fig.2SEM image of as-deposited billet

2.2 反向擠壓+T76熱處理態(tài)試樣的顯微組織和物相

由圖3可見, 擠壓和熱處理后硬度從擠壓前45HRB提高至擠壓后90HRB, 說明材料力學(xué)性能有明顯的提高 微觀組織觀察發(fā)現(xiàn), 擠壓后晶粒呈現(xiàn)纖維拉長, 部分大變形晶粒發(fā)生再結(jié)晶, 晶粒整體變得更為細(xì)小致密, 前期沉積坯料上的孔隙消失, 第二沉淀相主要為MgZn2、Al2Cu和AlCuMg等金屬間化合物, 均勻分布在晶內(nèi)和晶界上, 組織有明顯的織構(gòu)特征



圖3擠壓后T76態(tài)擠壓方向和橫截面的顯微組織

Fig.3Microstructure of as-extruded samples after T76 heat treatment (a) Longitude; (b) Transverse

噴射成形坯料的XRD譜, 如圖4、5所示 經(jīng)XRD物相分析得知, 該噴射成形坯料的組織主要由α(Al)和Mg4Zn7以及少量的AlCuMg和Al2CuMg組成 而從經(jīng)過擠壓+T76熱處理后的XRD譜(圖5)可見, 析出了較多的 MgZn2和少量Al2Cu和AlCuMg 可以看出, 沉積態(tài)和擠壓+熱處理態(tài)中主要的第二相為MgZn2和AlCuMg相, 固溶處理后第二相溶入基體 對比沉積態(tài)和擠壓后的組織可以看出, 第二相的峰值強(qiáng)度有明顯的提高



圖4噴射成形坯料的XRD衍射圖譜

Fig.4XRD pattern of as-deposited sample



圖5擠壓+T76態(tài)試樣的XRD衍射圖譜

Fig.5XRD pattern of as-extruded sample after T76 treatment

2.3 合金的EDS能譜分析

圖6表明, 根據(jù)沉積態(tài)EDS點(diǎn)分析, Cu元素在晶內(nèi)的第二相中含量較高, 在擠壓態(tài)的橫截面和擠壓面的線掃描中, Cu元素在晶界上和晶內(nèi)的第二相中含量也均有提高 在高Zn(>6.0%)合金中, Cu元素的作用主要是固溶強(qiáng)化, 不參與時效 加入Cu能減少Zn和Mg的溶解度, 因而含Cu合金過飽和程度會更大 比起無Cu合金, 在淬火時效中更易分解, Cu能有效改善沉淀物的分布, 有利于機(jī)械強(qiáng)度的提高



圖6噴射成形坯料第二相SEM形貌、能譜點(diǎn)分析結(jié)果、擠壓態(tài)橫截面能譜線掃描分析以及擠壓態(tài)擠壓面線掃描分析

Fig.6SEM analysis of precipitated phase of as-deposited sample (a), spot analysis results of EDS (b), Line scanning analysis on transversal microstructure of as-extruded sample, (c) and Line scanning analysis on longitudinal microstructure of as-extruded sample (d)

2.4 合金的力學(xué)性能

擠壓型材橫截面不同位置處的材料力學(xué)性能, 如表2所示 L表示平行于擠壓型材的軸向, T表示垂直于擠壓型材的軸向 B表示型材頭部, Y表示型材尾部 所有圓棒拉伸試樣均采用Φ6 mm×36 mm的統(tǒng)一尺寸

Table 2

表2

表2擠壓型材不同位置處的力學(xué)性能

Table 2Mechanical properties in different areas of extrusion profile

No.	sampling	σs/MPa	σb/MPa	δ（%）
B1	T	568	617	10%
B2	T	563	616	8
B3	L	628	675	10.5
B4	L	640	681	13.5
Y1	T	570	590	6.7
Y2	T	565	590	6.5
Y3	L	617	648	7.8
Y4	L	613	638	8.4

由文獻(xiàn)[3]可知, 噴射坯料σb比同等情況下鑄造性能較優(yōu), 經(jīng)熱處理后抗拉強(qiáng)度的提高并不明顯 熱處理后析出的質(zhì)點(diǎn)阻礙位錯運(yùn)動, 從而提高了強(qiáng)度, 但未能消除噴射成形態(tài)組織的孔隙, 因此沒有提高塑性, 也不能顯著的提高強(qiáng)度 而經(jīng)過熱擠壓+T76熱處理后合金中孔隙缺陷基本消除, 同時擠壓組織得到優(yōu)化 本次實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明, 該型材各個位置處的屈服強(qiáng)度均在560 MPa以上, L方向的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度以及延伸率均高于T方向, 而且B部分的試樣力學(xué)性能也要高于Y部 高達(dá)20的擠壓比使晶粒嚴(yán)重變形, 在擠壓方向上晶粒被平行拉長, 得到變形織構(gòu), 表明擠壓產(chǎn)生了一定的各向異性



圖7擠壓+T76熱處理試樣的橫向拉伸斷口宏觀形貌、橫向拉伸斷口顯微形貌、縱向拉伸斷口宏觀形貌以及縱向拉伸斷口顯微倍形貌

Fig.7SEM photographs of tensile fracture surface of as-extruded samples after heat treatment (a) overall morphology of the transversal tensile specimen, (b) high magnification of (a), (c) overall morphology of the longitudinal tensile specimen, (d) high magnification of (c)

2.5 室溫拉伸斷口形貌觀察

圖7給出了擠壓+T76熱處理試樣的橫向拉伸(垂直于擠壓方向)及縱向拉伸(平行于擠壓方向)斷口SEM圖像 其中橫向拉伸斷口呈現(xiàn)出片層狀的穿晶斷裂臺階, 間具少量韌窩, 總體為較明顯的脆性斷裂; 縱向斷口上分布有大小不均勻韌窩, 并有殘余顯微顆粒拔出, 表明材料呈現(xiàn)出較好的韌性 在淺韌窩中可找到較小的富含Cu元素第二相顆粒造, 橫截面方向上的分層現(xiàn)象, 垂直于斷裂面, 這與該方向上合金的強(qiáng)度較低有直接的關(guān)系, 即在平行于擠壓方向上有大角度晶界 最終可以看出, 7055鋁合金的斷裂為晶內(nèi)韌窩斷裂和穿晶解理斷裂的混合模式

3 分析與討論

7055-T76噴射成形鋁合金型材采用反向擠壓和固溶+過時效的熱處理工藝, 材料既能保證與T6態(tài)相同的力學(xué)性能, 而且具備良好抗應(yīng)力腐蝕能力 噴射沉積[3]從一定程度上消除了鑄造合金的粗大的一次相和宏觀偏析; 解決了粉末冶金邊界上的難溶氧化膜, 得到了各向同性材料 實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明, 該7055鋁合金型材采用噴射沉積制備坯料具有比成分相同的鑄錠和及粉末冶金更好的綜合力學(xué)性能 材料的力學(xué)性能參數(shù), 均達(dá)到了美國Alcoa公司的7055鋁合金的性能標(biāo)準(zhǔn) 后續(xù)經(jīng)擠壓+T76熱處理大幅提高了材料的強(qiáng)度, σb達(dá)到了670 Mpa, 同時減少了該工藝中易于產(chǎn)生的孔隙和冷粉等缺陷, 保證了較好的拉伸性能 在擠壓件的頂部與底部均截取了拉伸試樣, 由于底部是噴射成形的初始沉積區(qū), 初始沉積時冷卻速度和致密度低, 還沒有進(jìn)入穩(wěn)態(tài)噴射成形階段, 因此與整個擠壓件相比, 底部性能較差 這與實(shí)驗(yàn)所獲得的力學(xué)性能數(shù)據(jù)相吻合

本文制備的噴射成形7055鋁合金型材的屈服強(qiáng)度比7150和7075均高出幾十MPa, 表明用高純鋁錠嚴(yán)格控制雜質(zhì)元素Fe, Si含量可得到性能的優(yōu)越的鋁合金坯料 雜質(zhì)Fe , Si可降低合金的強(qiáng)度和伸長率, 影響合金的斷裂韌性

7055鋁合金的主要強(qiáng)化相時效析出過程為: α過飽和固溶體—GP區(qū)—η′相—η相—T 時效組織中預(yù)沉淀相GP區(qū)和過渡相使合金獲得最大強(qiáng)化效果 在固溶和過時效處理后大的析出物與細(xì)小的彌散粒子同時析出, 彌散大粒子起再結(jié)晶形核質(zhì)點(diǎn)的作用, 彌散小粒子降低晶粒生長速度, 大小粒子的均勻分布提高晶粒尺寸的穩(wěn)定性, 有益于提高材料的伸長率

4 結(jié)論

1. 噴射成形7055鋁合金具有均勻致密的合金組織和良好的力學(xué)性能, 顯著高于傳統(tǒng)鑄造鋁合金

2. 固溶析出第二相顆粒在晶粒和晶界上均勻分布, Cu元素在晶內(nèi)的第二相和晶界上的分布含量較高

3. 該型材縱向的力學(xué)性能優(yōu)于橫向, 型材端部及中部材料力學(xué)性能優(yōu)于尾部

4. 經(jīng)過擠壓和T76熱處理后, 該7055鋁合金大規(guī)格型材產(chǎn)品σb能達(dá)到690 MPa, 延伸率可達(dá)10%

5. 7055鋁合金的斷裂為晶內(nèi)韌窩斷裂和穿晶斷裂的混合模式

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