回歸時(shí)間對(duì)7150鋁合金力學(xué)性能與組織的影響

張 研，鄧運(yùn)來,，范世通，龍 濤

(1 中南大學(xué) 輕合金研究院，長(zhǎng)沙 410083；2 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083)

Al-Zn-Mg-Cu合金屬于可時(shí)效強(qiáng)化鋁合金，其強(qiáng)化機(jī)理是在時(shí)效過程中從過飽和固溶體中均勻析出細(xì)小彌散的強(qiáng)化相[1-2]。高強(qiáng)鋁合金的時(shí)效制度以航空需求為背景不斷發(fā)展，從最初的峰值時(shí)效(T6)發(fā)展到雙級(jí)時(shí)效(T7X)和三級(jí)時(shí)效精密熱處理技術(shù)(T77)[3-4]。T6以提高合金的靜強(qiáng)度為主要目的，T7X是在過時(shí)效原理的基礎(chǔ)上使晶界相不連續(xù)析出，通過降低強(qiáng)度來提高抗應(yīng)力腐蝕性能。而T77則可以在不犧牲合金強(qiáng)度的同時(shí)，滿足斷裂韌度、抗腐蝕性能和抗疲勞性能要求的目標(biāo)。

7150-T77合金的發(fā)展是為了滿足航空材料對(duì)高強(qiáng)度、高抗應(yīng)力腐蝕性能的總體需求，它是第四代高強(qiáng)高韌耐蝕鋁合金的標(biāo)志性合金，已廣泛應(yīng)用于飛行器的上翼結(jié)構(gòu)件。為了進(jìn)一步提高其性能，科研人員進(jìn)行了大量的研究以改進(jìn)其三級(jí)時(shí)效工藝，包括各級(jí)時(shí)效溫度對(duì)性能和組織的影響。國(guó)內(nèi)學(xué)者研究了預(yù)時(shí)效溫度對(duì)7000系合金組織與性能的影響[5-6]，研究表明，當(dāng)預(yù)時(shí)效溫度為105℃時(shí)，這種欠時(shí)效狀態(tài)下的7150合金的析出相比T6態(tài)的合金析出相更細(xì)小，有利于高溫回歸時(shí)合金析出相的回溶。回歸溫度在200～220℃時(shí)，高溫下析出相回溶與析出在幾十秒內(nèi)完成，工業(yè)應(yīng)用價(jià)值較低[7-8]。控制回歸溫度不大于190℃，可有效延長(zhǎng)回歸時(shí)間，并有利于晶內(nèi)析出相的回溶和晶界析出相的粗化[9]。三級(jí)時(shí)效各階段時(shí)效時(shí)間對(duì)Al-Zn-Mg-Cu系合金的組織與性能的影響也不容忽視，然而對(duì)其研究較少，本工作主要研究了各階段時(shí)效時(shí)間，特別是回歸時(shí)間對(duì)7150-T77鋁合金組織與性能的影響，期望對(duì)7150-T77工程應(yīng)用提供指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)原料為7150鋁合金熱軋板，成分為Al-6.2Zn-2.4Mg-2.35Cu-0.11Zr (質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)，尺寸為80mm×1000mm×2000mm，經(jīng)固溶(380℃/4h+450℃/2h+485℃/3h)、水淬后，取表層樣品分別進(jìn)行三級(jí)時(shí)效處理，三級(jí)溫度分別為105,190,120℃。硬度實(shí)驗(yàn)采用HV-10B硬度儀；電導(dǎo)率采用D60K測(cè)試儀測(cè)定；常溫拉伸參照國(guó)標(biāo)GB/T 228-2002，采用CSS-44100電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行測(cè)試，拉伸速率為2mm/min；剝落腐蝕實(shí)驗(yàn)采用GB/T 22639-2008標(biāo)準(zhǔn)，腐蝕介質(zhì)為EXCO溶液(pH=0.4)4mol/L NaCl+0.5mol/L KNO3+0.1mol/L HNO3；應(yīng)力腐蝕性能采用恒載荷實(shí)驗(yàn)表征，實(shí)驗(yàn)負(fù)載為0.4σb(σb為常溫拉伸抗拉強(qiáng)度)，腐蝕介質(zhì)為3.5%NaCl溶液，將試樣標(biāo)距部分浸入溶液，掛載一個(gè)實(shí)驗(yàn)周期(14天)，觀察表面是否開裂，腐蝕是否進(jìn)入內(nèi)部，若無開裂，則對(duì)試樣進(jìn)行拉伸；時(shí)效處理的7150鋁合金的微觀組織采用F20透射電鏡(TEM)觀察，雙噴減薄制備，電解液硝酸甲醇溶液體積比HNO3∶CH3OH=3∶7，雙噴溫度-25℃。

2 結(jié)果與分析

2.1 各階段時(shí)效時(shí)間的確定

圖1為預(yù)時(shí)效階段7150鋁合金的硬度變化曲線。隨預(yù)時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，硬度快速升高至峰值后緩慢降低，且當(dāng)時(shí)效時(shí)間為17h時(shí)，硬度峰值為178HV。文獻(xiàn)指出[10-12]，在預(yù)時(shí)效階段初期，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，基體內(nèi)不斷析出GP區(qū)和細(xì)小彌散的η′相，合金的硬度升高；過峰值硬度后，η′尺寸長(zhǎng)大，導(dǎo)致合金硬度出現(xiàn)下降。

圖1 預(yù)時(shí)效階段時(shí)效硬化曲線Fig.1 Aging hardening curve of pre-aging

圖2(a)為回歸時(shí)效階段中試樣的硬度變化規(guī)律，隨回歸時(shí)間的延長(zhǎng)，硬度降低，其降低趨勢(shì)為先快速下降后趨于平緩。圖2(b)為采用不同的時(shí)間進(jìn)行回歸后，再時(shí)效階段的硬度變化。可見，再時(shí)效階段存在硬度峰值，且回歸時(shí)效時(shí)間越長(zhǎng)，達(dá)到該峰值時(shí)間越短。回歸30min，7150合金再時(shí)效硬度最高，其硬度峰值為208HV，回歸20min和40min的硬度值接近，其峰值分別為195HV和196HV，回歸120min后硬度大幅降低，其峰值為177HV。隨著回歸時(shí)間的延長(zhǎng)，試樣達(dá)到最終峰值硬度需要的再時(shí)效時(shí)間也延長(zhǎng)，回歸30min的試樣需要23h達(dá)到峰值硬度；之后延長(zhǎng)回歸時(shí)間，達(dá)到峰值硬度的時(shí)間縮短，回歸120min時(shí)，需要20h。圖2(c)為不同回歸時(shí)間試樣的電導(dǎo)率變化曲線，可見，延長(zhǎng)回歸時(shí)效和再時(shí)效時(shí)間均可提高試樣的電導(dǎo)率。

根據(jù)AMS4252B中7150-T77合金對(duì)強(qiáng)度和抗應(yīng)力腐蝕性能的綜合要求，選取硬度和電導(dǎo)率均較高的制度(表1)，研究不同回歸時(shí)間的影響。

2.2 回歸時(shí)效時(shí)間對(duì)拉伸性能的影響

表2為不同回歸時(shí)效時(shí)間7150-T77合金的拉伸性能，可見，2#試樣(回歸30min)的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度最高，分別為608MPa和544MPa，伸長(zhǎng)率最低，為10.4%；4#試樣(回歸120min)的抗拉和屈服強(qiáng)度最低，僅為524MPa和488MPa，伸長(zhǎng)率最高達(dá)14.6%；1#(回歸20min)和3#(回歸40min)試樣在強(qiáng)度上較為接近，抗拉強(qiáng)度分別為585MPa和582MPa，伸長(zhǎng)率分別為11.1%和12.9%。拉伸性能隨回歸時(shí)間變化的規(guī)律與圖2(b)所示的硬度變化規(guī)律一致。

圖2 回歸階段硬度曲線(a)與再時(shí)效階段的硬度(b)以及電導(dǎo)率曲線(c)Fig.2 Hardness of retrogression (a) and the hardness (b),conductivity (c) of re-aging

SampleThree-step aging process1#105℃/17h+190℃/20min+120℃/23h2#105℃/17h+190℃/30min+120℃/23h3#105℃/17h+190℃/40min+120℃/22h4#105℃/17h+190℃/120min+120℃/20h

表2 不同回歸時(shí)間的7150-T77合金拉伸性能Table 2 Tensile properties of 7150-T77 alloy with differentretrogression time

2.3 回歸時(shí)效時(shí)間對(duì)剝落腐蝕和抗應(yīng)力腐蝕性能的影響

圖3所示為不同三級(jí)時(shí)效制度下7150鋁合金剝落腐蝕的形貌。圖3(a)為回歸20min的樣品，其表面分層嚴(yán)重，經(jīng)硝酸處理后，表面有大量腐蝕產(chǎn)物；圖3(b)為回歸30min后再時(shí)效處理的7150鋁合金，其表面輕微分層，經(jīng)硝酸處理后，表面有部分腐蝕產(chǎn)物；圖3(c)為回歸40min后再時(shí)效處理的7150鋁合金,僅發(fā)生點(diǎn)蝕，經(jīng)硝酸處理后，其表面腐蝕產(chǎn)物較少。按照GB/T 22639-2008標(biāo)準(zhǔn)剝落腐蝕評(píng)級(jí)如表3所示，可見,隨著回歸時(shí)間的延長(zhǎng)，試樣的抗剝落腐蝕性能增強(qiáng)。

圖3 不同回歸時(shí)間后再時(shí)效處理剝落腐蝕的形貌 (a)20min;(b)30min;(c)40minFig.3 Morphologies of exfoliation corrosion after re-aging with different retrogression time (a)20min;(b)30min;(c)40min

Aging processMorphologyLevel105℃/17h+190℃/20min+120℃/23h Delamination EC105℃/17h+190℃/30min+120℃/23hSlight delaminationEA105℃/17h+190℃/40min+120℃/22hPitting corrosionPC

分別對(duì)回歸時(shí)間為20,30,40min的試樣進(jìn)行恒載荷實(shí)驗(yàn)，試樣在3.5%NaCl溶液中負(fù)載(0.4σb)14天表面未開裂，負(fù)載后的常溫拉伸性能及損失如表4所示。延長(zhǎng)回歸時(shí)間，合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的損失率均降低，由此表明，回歸時(shí)間延長(zhǎng)，合金抗應(yīng)力腐蝕性能提高。

表4 不同回歸時(shí)間的恒載荷拉伸實(shí)驗(yàn)性能Table 4 Properties of constant loading tensile testing with different retrogression time

上述實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，回歸30min的7150-T77合金具有較好的綜合性能，因此105℃/17h+190℃/30min+120℃/23h為較優(yōu)三級(jí)時(shí)效制度。

2.4 微觀組織的變化

在回歸階段中，7150合金晶內(nèi)與晶界相發(fā)生顯著變化。為了觀察合金在回歸階段的組織變化，當(dāng)試樣在回歸階段時(shí)效20,30,40min時(shí)，快速將其水淬至室溫。不同回歸時(shí)間的TEM與衍射斑點(diǎn)分別如圖4和圖5所示，由圖4可知，合金的晶界相逐漸粗化、不連續(xù)；合金的PFZ寬度略微增加，由32nm逐漸增至50nm，這與表3、表4所示的抗剝落腐蝕性能和抗應(yīng)力腐蝕性能的規(guī)律一致。由此表明，隨回歸時(shí)間的延長(zhǎng)，晶界相的粗化與不連續(xù)是合金抗腐蝕性能提高的原因[13-14]。

圖4 回歸階段TEM照片 (a)20min;(b)30min;(c)40minFig.4 TEM photos in retrogression process (a)20min;(b)30min;(c)40min

圖5 回歸階段衍射斑點(diǎn) (a)20min;(b)30min;(c)40minFig.5 Diffraction spots in retrogression process (a)20min;(b)30min;(c)40min

圖5為晶內(nèi)衍射斑點(diǎn)，合金在回歸階段存在明顯的回溶、再析出行為。當(dāng)回歸20min時(shí)，合金的晶內(nèi)尚有部分未溶相，由圖5(a)可知，此時(shí)為η′相和η相共存；當(dāng)回歸30min時(shí)，圖5(b)中晶內(nèi)相基本回溶，η′和η相的斑點(diǎn)亮度很弱，表明，回歸時(shí)間為30min時(shí)回溶與再析出的臨界時(shí)間相近；當(dāng)回歸40min時(shí)，由圖5(c)可知，晶內(nèi)再次析出η相?？梢?，圖2(a)所示回歸階段硬度的降低是由于η′相的回溶和η相的再析出與長(zhǎng)大。

回歸階段η′相的回溶和η相的再析出與長(zhǎng)大對(duì)合金再時(shí)效后的最終性能也有不容忽視的影響。當(dāng)回歸時(shí)間為20min時(shí)，晶內(nèi)相未充分回溶，再時(shí)效階段未溶相繼續(xù)長(zhǎng)大，合金最終力學(xué)性能較低; 回歸時(shí)間為30min時(shí)，晶內(nèi)相回溶充分且細(xì)小彌散，合金最終力學(xué)性能較高；回歸時(shí)間為40min時(shí)，η相析出，合金力學(xué)性能降低。

圖6為回歸時(shí)間30min時(shí)，不同再時(shí)效時(shí)間試樣的TEM照片。再時(shí)效階段中，7150合金晶內(nèi)析出相主要為η′相[15-16]。由圖6可知，隨再時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，η′相逐漸析出，20h時(shí)η′相尚未完全析出，27h時(shí)η′相則已粗化長(zhǎng)大，23h時(shí)的η′相最為細(xì)小彌散，這與圖2(b)所示的回歸30min的7150合金再時(shí)效階段的硬度峰值在23h的規(guī)律相符。隨再時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，晶界η相持續(xù)長(zhǎng)大且不連續(xù)，這也與圖2(c)所示的電導(dǎo)率變化規(guī)律相符。

圖6 回歸30min后不同再時(shí)效時(shí)間的TEM照片 (a)20h;(b)23h;(c)27hFig.6 TEM photos of different re-aging time after retrogressing 30min (a)20h;(b)23h;(c)27h

3 結(jié)論

(1)隨回歸時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，材料力學(xué)性能先升后降，在30min時(shí)達(dá)到峰值。其原因是此時(shí)形成了細(xì)小致密的η′相,為再時(shí)效階段的主要強(qiáng)化相，而回歸初始階段，η′相僅為部分回溶，無法充分促進(jìn)再時(shí)效階段中η′的形核；30min時(shí)η′回溶程度高，有利于再時(shí)效階段中η′的形核；超過30min后，回歸過程中η′和η相大量析出，且η′向η轉(zhuǎn)化，η′粗化長(zhǎng)大，導(dǎo)致再時(shí)效階段合金硬度較低。

(2)隨回歸時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，材料抗腐蝕能力不斷增強(qiáng)。隨著回歸時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的η′不斷回溶，在晶界周圍產(chǎn)生PFZ，且PFZ不斷變寬；而晶界相不斷粗化，晶界連續(xù)性減弱，也促進(jìn)了抗腐蝕能力的增強(qiáng)。

(3)再時(shí)效階段存在硬度峰值，延長(zhǎng)回歸時(shí)間，再時(shí)效階段合金達(dá)到峰值強(qiáng)度需要的時(shí)間縮短。

(4)本實(shí)驗(yàn)條件下合理的7150-T77制度為105℃/17h+190℃/30min+120℃/23h。該制度下，合金抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為608,544MPa和10.4%，剝落腐蝕評(píng)級(jí)EA，恒載荷實(shí)驗(yàn)抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率損失分別為4.9%和5.0%。