7xxx系鋁合金具有比強(qiáng)度高、加工性能好、耐腐蝕性能優(yōu)異和斷裂韌性高的優(yōu)點，廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域。經(jīng)過近幾十年的發(fā)展，7xxx系合金已先后開發(fā)了7075，7050，7055等系列的鋁合金，并得到了廣泛的應(yīng)用[1-3]。當(dāng)前，隨著波音787以及空客A380大型客機(jī)的開發(fā)應(yīng)用，原有的合金已無法完全滿足航空工業(yè)迅猛發(fā)展的需求[4]。為此，法國科學(xué)家在7055合金的基礎(chǔ)上，顯著增加Zn含量，降低Mg、Cu含量，并進(jìn)一步降低Fe、Si雜質(zhì)含量，開發(fā)了7056鋁合金，7056-T79/T76合金具有高強(qiáng)韌的優(yōu)良性能，已用來代替7449合金用于空客A380-800F客機(jī)上機(jī)翼壁板的制造[5, 6]。本研究以7056鋁合金為研究對象，對該高Zn含量7xxx系鋁合金的制備工藝和組織特性進(jìn)行探索研究。
7xxx系鋁合金是典型的時效強(qiáng)化型合金，其主要的析出序列為：過飽和固溶體(SSS)→GP區(qū)→η?→η(MgZn2)[7-10]。時效制度對鋁合金的性能具有極為重要的影響。峰時效處理后合金具有最高的強(qiáng)度，但抗應(yīng)力腐蝕性能差;采用合適的雙級時效處理后，盡管合金的強(qiáng)度有所下降，但其抗應(yīng)力腐蝕敏感性會明顯提高，綜合性能會得到極大改善[11, 12]。雙級時效處理已成為當(dāng)前7xxx系鋁合金工業(yè)生產(chǎn)中最常用的時效熱處理制度。國內(nèi)外學(xué)者對7xxx系鋁合金的雙級時效制度進(jìn)行了大量的研究，其中對雙級時效工藝的探索以及微觀組織演變分析是熱點[13-18]。而關(guān)于新型7056鋁合金及其雙級時效工藝與組織的研究目前很少見有報道，為此，本工作主要針對新型7056鋁合金雙級時效條件下的組織和性能進(jìn)行探索研究，以為7056合金進(jìn)一步工業(yè)化生產(chǎn)提供實驗基礎(chǔ)和理論依據(jù)。
1 實驗
本實驗所用合金的化學(xué)成分如表1所示。合金經(jīng)熔煉鑄造、均勻化退火處理后，熱擠壓成截面為102 mm×25 mm的板帶。固溶制度采用468℃/2 h，水淬。根據(jù)前期課題研究基礎(chǔ)，選擇第一級時效為110 ℃/6 h)，第二級時效溫度為150℃、160℃，時效時間為(0~72 h)。采用JEM-2000FX透射電鏡(TEM)對合金的微觀組織進(jìn)行觀察和分析。TEM分析樣品經(jīng)砂紙打磨至50~60 μm后，在75% CH3OH+25% HNO3混合溶液中用MTP-1雙噴減薄儀進(jìn)行電解雙噴，雙
表1 實驗材料的化學(xué)成分范圍(wt.%)
Tab. 1 Chemical composition range of the experimental alloy (wt.%)
噴參數(shù)為：-20~-30 ℃，15~20 V。材料的拉伸性能在MTS-810型萬能試驗機(jī)上測定，按GB/T228.1-2010進(jìn)行，拉伸速率為1 mm/min。采用WD-Z型渦流電導(dǎo)儀測試電導(dǎo)率，硬度測試在沃伯特公司430SVD型維氏硬度計上進(jìn)行，加載力為5 Kgf。
2 實驗結(jié)果
2.1 力學(xué)性能
合金經(jīng)第一級110 ℃/6 h)時效處理后，隨爐升溫至150、160 ℃進(jìn)行不等時間第二級時效處理，其電導(dǎo)率與第二級時效時間的曲線如圖1所示。從圖中可以看出，合金的電導(dǎo)率隨第二級時效時間的延長而逐漸升高，160 ℃較150 ℃時上升趨勢更明顯。圖2所示為合金的硬度與第二級時效時間的關(guān)系曲線。從圖中可以看出，在第二級時效初期，合金的硬度迅速增加到最高值，兩個溫度下合金達(dá)到峰值硬度的時間相當(dāng);隨著第二級時效溫度的繼續(xù)升高，合金的硬度降低，且160 ℃硬度下降趨勢更為顯著。在150 ℃時效時，合金時效4 h后硬度和電導(dǎo)率分別達(dá)到205.7 HV、19.3 MS·m-1，時效14 h后，合金的硬度和電導(dǎo)率分別為197.1 HV、21.72 MS·m-1，時效時間延長到36 h后硬度和電導(dǎo)率分布達(dá)到186.4 HV、23.3 MS·m-1;而在160 ℃進(jìn)行時效時，4 h后合金的硬度和電導(dǎo)率為204.2 HV、20.14 MS·m-1，12 h后改變?yōu)?88.0 HV、22.95 MS·m-1，時效36h則變化為173.6 HV、24.2 MS·m-1。
圖1 不同第二級時效溫度下合金的電導(dǎo)率隨時間的變化曲線
Fig.1 changing curves of electrical conductivity of samples with second-step aging time at different temperatures
圖2 不同第二級時效溫度下合金的硬度隨時間的變化曲線
Fig.2 changing curves of hardness of samples with second-step aging time at different temperatures
圖3 第二級時效溫度在 150 ℃(a)和 160℃(b)下合金的強(qiáng)度和延伸率隨時間的變化曲線
(Rm 極限抗拉強(qiáng)度，RP0,2 屈服抗拉強(qiáng)度，A 延伸率)
Fig.1 Changing curves of strength and elongation rate of samples with second-step aging temperature at 150℃ (a) and 160℃ (b) (Rm Ultimate tensile strength，Rp0.2 Yield tensile strength，A Elongation)
圖3所示為合金的強(qiáng)度與延伸率隨第二級時效時間的變化。從圖中可以看出，兩個溫度下合金的極限抗拉強(qiáng)度均隨著第二級時效時間的延長而逐漸降低，而屈服抗拉強(qiáng)度則先增加后降低。150 ℃時，合金經(jīng)10 h時效后屈服強(qiáng)度達(dá)到最高的663 MPa，14 h時效后降低到650 MPa，而36 h后迅速降低到569 MPa;160 ℃時，合金經(jīng)14 h時效后屈服強(qiáng)度降低至578 MPa，36 h后減少到496 MPa。
2.2 微觀組織
圖4和圖5所示分別為合金經(jīng) 110℃/6 h處理，隨后進(jìn)行第二級150 ℃不同時間時效后的晶內(nèi)析出相和晶界形貌。從圖中可以看出，隨著第二級時效時間的延長，合金的沉淀析出相尺寸逐漸長大;晶界逐漸變寬，且晶界析出相逐漸的長大粗化，由連續(xù)分布到逐漸斷開，并出現(xiàn)較明顯的晶界無析出帶。經(jīng)110℃/6 h和110℃/6 h+150℃/2 h時效處理后，沉淀析出相均呈細(xì)小彌散分布，尺寸約2~3 nm;110℃/6 h合金的晶界析出相仍然十分細(xì)小且晶界呈連續(xù)分布，而經(jīng)第二級150℃/2 h處理后，晶界析出相已經(jīng)產(chǎn)生粗化，并出現(xiàn)斷續(xù)分布的特征;第二級150℃/12 、18 h處理后，析出相數(shù)目減少并長得較為粗大，尺寸在8~10 nm，此時晶界析出相已發(fā)生相當(dāng)程度的粗化，且產(chǎn)生了約20 nm寬的晶界無析出帶;32 h時效后，析出相尺寸可達(dá)到15 nm左右，此時晶界析出相更加粗大，晶界無析出帶寬度達(dá)到50 nm。
圖6所示為合金經(jīng)110℃/ 6 h預(yù)時效處理后，在160 時效不同時間后的透射照片。從圖中可以看出，合金經(jīng)2 h時效處理后，晶內(nèi)沉淀析出相已長大到7~9 nm，晶界寬度約18 nm;經(jīng)過18 h時效處理后，析出相長大粗化已十分嚴(yán)重，此時晶內(nèi)析出相已較150℃/32 h處理樣品更加粗大，此時晶界無析出帶寬度達(dá)到了41 nm。
圖7所示為不同時效狀態(tài)下的選區(qū)電子衍射花樣。從<112>晶帶軸中可以清楚地在{110}位置處觀察到Al3Zr衍射斑點，在{311}1/2位置處可見微弱的GPII區(qū)斑點，在{220}1/3和{220}2/3位置處可觀察到散射條紋，這說明合金中存在著η?相的存在(見圖7a，c，e)。從<100>晶帶軸中可以在{100}和{110}位置處觀察到Al3Zr衍射斑點，在{220}1/3和{220}2/3處觀察到η?斑點，如圖7b，d，f所示;在<100>晶帶周方向個別{1，(2n+1)/4，0}位置處還可以看到較弱的斑點存在，這說明存在一定的GPI區(qū)。觀察圖7f還可以發(fā)現(xiàn)，η?斑點的臨近位置處出現(xiàn)分離狀的斑點，通常被認(rèn)作為η相的斑點，說明此時合金中形成了η相。因此可以認(rèn)為合金經(jīng)第二級150 ℃/12 h處理后合金主要存在的析出相為GP區(qū)和η?，而經(jīng)第二級150℃/32 h時效后主要析出相為GP區(qū)、η?和η相。
3 分析與討論
雙級時效工藝相較于單級峰時效處理，主要是在強(qiáng)度犧牲不大的情況下獲得耐應(yīng)力腐蝕性能較好的合金。通常第一級時效作為預(yù)時效，主要起到形核作用。110℃/6 h處理后，即預(yù)時效處理后，獲得均勻細(xì)小而又彌散的析出相，此時合金的η?斑點較弱，說明此時合金的主要析出相為GP區(qū)，以及少量的η?相?？梢杂^察到合金中存在GPI和GPII兩種。GPI區(qū)通常在室溫以及140℃的溫度區(qū)間形成，而GPII區(qū)則在450℃以上固溶以及70℃以上時效的條件下形成，相比于GPI區(qū)具有較高的穩(wěn)定性。第二級時效是高溫時效階段，也是穩(wěn)定化階段。GP區(qū)向開始向亞穩(wěn)相η?轉(zhuǎn)變，并隨著第二級時效時間延長而粗化長大，并向穩(wěn)定相η轉(zhuǎn)變。在第二級150℃/2 h 時
圖4 新型7056鋁合金在第二級時效溫度為150℃條件下的晶內(nèi)析出相形貌(a)110℃/6 h; (b)110℃/6 h+150℃/ 2 h; (c)
110℃/6 h+150℃/12 h; (d) 110℃/6 h+150℃/18 h;(e) 110℃/6 h+150℃/32 h
Fig.4 Morphology of precipitates in grains of novel 7056 aluminum alloy under
the second ageing temperature at 150 ℃: (a) aged for 6 h at 110℃, (b) aged for 6
h at 110 ℃ plus 2 h at 150 ℃, (c) aged for 6 h at 110 ℃ plus 12 h at 150 ℃, (d)
aged for 6 h at 110℃ plus 18 h at 150 ℃, (e) aged for 6 h at 110 ℃ plus 32 h at
150 ℃
圖5 新型7056鋁合金在第二級時效溫度為150℃條件下的晶界形貌 (a)110℃/6 h; (b)110℃/6 h+150℃/ 2 h; (c)
110℃/6 h+150℃/12 h; (d) 110℃/6 h+150℃/18 h;(e) 110℃/6 h+150℃/32 h
Fig.5 Morphology of grain boundary of novel 7056 aluminum alloy under the
second ageing temperature at 150℃: (a) aged for 6 h at 110℃, (b) aged for 6 h at
110℃ plus 2 h at 150℃, (c) aged for 6 h at 110℃ plus 12 h at 150℃, (d) aged for
6 h at 110℃ plus 18 h at 150℃, (e) aged for 6 h at 110℃ plus 32 h at 150℃
圖6 新型7056鋁合金在第二級時效溫度為160℃條件下的TEM照片(a,b) 110℃/6 h+160℃/ 2 h；(c,d) 110℃/6 h+160 ℃/18 h
Fig.5 TEM micrographs of novel 7056 aluminum alloy under the second ageing temperature at 160℃: (a, b) aged for 6 h at 110℃ plus 2 h at 160℃, (c, d) aged for 6 h at 110℃ plus 18 h at 160℃
圖7 新型7056鋁合金在不同時效狀態(tài)下的選取電子衍射花樣(a) <112>Al方向，(b)<100>Al方向 110℃/2 h+150℃/2 h時效;(c) <112>Al方向，(d)<100>Al方向 110℃/2 h+150℃/12 h時效;(e) <112>Al方向，(f)<100>Al方向 110℃/2 h+150℃/32 h時效
Fig.7 SAED patterns of novel 7056 aluminum alloy at different ageing conditions: (a) <112>Al projection, ( b) <100> Al projection aged for 6 h at 110℃ plus 2 h at 150 ℃; (c) <112> Al projection, ( d) <100> Al projection aged for 6 h at 110℃ plus 12 h at 150℃; (e) <112> Al projection, ( f) <100> Al projection aged for 6 h at 110℃ plus 32 h at 150℃
效后晶內(nèi)析出相仍然呈細(xì)小彌散分布，而第二級160℃/2 h時效處理后的樣品晶內(nèi)析出相已長大到7~9 nm，達(dá)到了150℃/12 h時效后的級別。7xxx系鋁合金是時效強(qiáng)化鋁合金，在預(yù)時效和第二級時效早期階段，析出的小尺寸的GP區(qū)和η?相，可以起到阻礙位錯滑移的作用，使合金得到強(qiáng)化;隨著第二級時效時間的延長，析出相粗化，位錯線繞過析出相進(jìn)行移動。繞過機(jī)制所需要的臨界切應(yīng)力更低，因此在第二級時效后期，合金的強(qiáng)度會出現(xiàn)下降。有文獻(xiàn)[19]認(rèn)為，當(dāng)晶內(nèi)析出相主要為η?和GP區(qū)且二者彌散分布時，合金的強(qiáng)度最高，這也解釋了第二級溫度為150℃時，合金經(jīng)2~18 h時效后，強(qiáng)度均較高。而對于160℃時，時效強(qiáng)度平臺較150℃時明顯縮短，這是由于溫度升高時合金析出相粗化更為明顯。
在第二級時效階段，隨著時效時間的延長，η?和η相的析出、長大和粗化，一方面需要消耗大量的溶質(zhì)原子，使基體溶質(zhì)原子貧化，同時晶界處出現(xiàn)無析出帶，晶格畸變程度降低，對基體點陣電子散射源的數(shù)量和密度減小，對傳導(dǎo)電子的阻礙減弱，引起電導(dǎo)率的增加;另一方面η?相與基體呈半共格關(guān)系，η相與基體不共格，其長大、粗化均引起晶格畸變能降低，使合金的電導(dǎo)率增加。在第二級時效初期，以溶質(zhì)原子消耗為主，此時合金的電導(dǎo)率增加迅速。隨著第二級時效時間的延長，基體內(nèi)溶質(zhì)原子大量消耗，半共格η?相和共格的η相長大粗化起到主要作用，此時合金的電導(dǎo)率以較小的速度增加。
7xxx系合金中，基體組織決定合金的強(qiáng)度，而晶界組織決定合金的抗應(yīng)力腐蝕性能[20]。對于新型7056鋁合金，經(jīng)過第二級150℃和160℃時效處理后，可以獲得基體沉淀析出相在10 nm左右、析出相相對均勻分布的組織，使合金保持高強(qiáng)度;而根據(jù)陽極溶解理論，晶界析出相粗大、斷續(xù)分布可以減慢晶界區(qū)域在應(yīng)力腐蝕過程中的溶解速度，提高合金的抗應(yīng)力腐蝕性能。因此采用合適的雙級時效制度，可使新型7056鋁合金獲得優(yōu)良的綜合性能。
4 結(jié)論
1)合金在第二級150℃時效時，強(qiáng)度在10 h達(dá)到峰值后逐漸減低，而在第二級160℃時效時強(qiáng)度在4 h即達(dá)到峰值，時效溫度由150℃升高至160℃，合金過時效程度顯著增加。合金的電導(dǎo)率隨著第二級時效時間的延長均呈增加趨勢。合金經(jīng)110℃/6 h+150℃/14 h時效后，屈服強(qiáng)度和電導(dǎo)率分別達(dá)到650 Mpa、21.72 MS·m-1。
2)經(jīng)110℃/6 h預(yù)時效處理后，合金中晶內(nèi)析出相細(xì)小彌散分布，晶界連續(xù)。在第二級150℃/12 h后，晶內(nèi)析出相長大，晶界斷續(xù)分布，具有明顯的無析出帶。合金在第二級160℃時效較150℃時析出相粗化明顯。
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編輯：中冶有色技術(shù)網(wǎng)
來源：北京有色金屬研究總院、北京科技大學(xué)
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