時(shí)效處理對(duì)Al-9.3Zn-2.0Mg-2.1Cu合金型材組織性能的影響

吳沂哲，溫 凱，呂 丹

(1. 東北輕合金有限責(zé)任公司，黑龍江 哈爾濱 150060；2. 有研工程技術(shù)研究院有限公司，北京 101407)

7×××系鋁合金是可熱處理強(qiáng)化型鋁合金，具有高強(qiáng)度和較好的斷裂韌性、耐應(yīng)力腐蝕性能、疲勞性能，因而在飛機(jī)制造業(yè)和軍工方面有著廣泛的應(yīng)用，用于制造飛機(jī)框架、艙壁、機(jī)翼壁板等結(jié)構(gòu)件[1-2]。7×××系鋁合金時(shí)效處理是決定合金最終性能的關(guān)鍵工序[3-5]。固溶淬火后，合金獲得了過飽和固溶體，在時(shí)效處理過程中逐步析出強(qiáng)化相，且隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，析出相經(jīng)歷長(zhǎng)大、粗化及相轉(zhuǎn)變過程，對(duì)應(yīng)的強(qiáng)度、斷裂韌性、疲勞等性能發(fā)生相應(yīng)的演變。

7×××系鋁合金的時(shí)效處理包括單級(jí)、雙級(jí)和三級(jí)時(shí)效處理，分別對(duì)應(yīng)不同的組織及性能特征。合金在110 ℃～130 ℃保溫不同時(shí)間單級(jí)時(shí)效后，晶內(nèi)析出細(xì)小的與基體成共格及半共格強(qiáng)化相，使合金單級(jí)峰時(shí)效態(tài)強(qiáng)度水平最高，但其抗應(yīng)力腐蝕性能較差，不能滿足使用要求；雙級(jí)時(shí)效處理第一級(jí)時(shí)效溫度為100 ℃～120 ℃，第二級(jí)時(shí)效溫度為150 ℃～170 ℃，雙級(jí)時(shí)效處理后晶內(nèi)析出相粗化，晶界析出相呈明顯的不連續(xù)分布，合金強(qiáng)度相比于峰時(shí)效態(tài)而言有所降低，但抗應(yīng)力腐蝕性能有所提高；三級(jí)時(shí)效一般是先在較低溫度(100 ℃～120 ℃)下進(jìn)行預(yù)時(shí)效，然后迅速升到較高溫度(170 ℃～190 ℃)進(jìn)行短時(shí)保溫，淬火處理后在較低溫度下(100 ℃～120 ℃)再次時(shí)效，基體中析出尺寸細(xì)小的與基體成共格或半共格相，晶界析出相尺寸粗大。前期已有大量學(xué)者針對(duì)7×××系鋁合金的時(shí)效析出行為開展研究工作[6-9]，但主要以前四代鋁合金為主，針對(duì)高合金化(尤其是高鋅含量)的7×××系鋁合金系統(tǒng)性研究工作相對(duì)較少[10]。

本試驗(yàn)研究了Al-9.3Zn-2.0Mg-2.1Cu合金型材在單級(jí)、雙級(jí)、三級(jí)時(shí)效過程的性能變化，對(duì)比分析了合金典型的析出相特征及其對(duì)應(yīng)的綜合性能，旨在為高合金化7×××系鋁合金時(shí)效制度的制定提供試驗(yàn)數(shù)據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用材料為淬火預(yù)拉伸態(tài)Al-9.3Zn-2.0Mg-2.1Cu合金擠壓型材，截面形狀如圖1a所示。實(shí)測(cè)化學(xué)成分如表1所示。型材的固溶處理制度為450 ℃2 h+470 ℃4 h，水淬，經(jīng)1.5%～2.5%預(yù)拉伸變形量。時(shí)效處理在電熱恒溫鼓風(fēng)干燥箱中進(jìn)行，單級(jí)、雙級(jí)、三級(jí)時(shí)效處理制度分別為120 ℃xh、110 ℃8 h+160 ℃xh、110 ℃16 h+175 ℃xmin+120 ℃24 h。時(shí)效處理過程中保持±1 ℃的溫度波動(dòng)。熱處理完畢的型材在最大寬度位置的橫截面中心處沿?cái)D壓方向取Φ5 mm的拉伸樣品，在寬度中心位置兩側(cè)加工B=15 mm的L-T向斷裂韌性CT樣品，如圖1b所示。采用VH1150型維氏硬度計(jì)測(cè)試硬度，SIGMATEST 2.069電導(dǎo)儀測(cè)試電導(dǎo)率。拉伸試驗(yàn)在CMT4304微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為0.5 mm/min。斷裂韌性測(cè)試在MTS 370.10液壓伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，應(yīng)力比為0.1，頻率為20 Hz，正弦加載。典型制度的透射電鏡觀察樣品采用線切割薄片磨至厚度為60 μm～80 μm，然后切成直徑為3 mm的小圓片后再磨至50 μm厚，在-35 ℃下的硝酸甲醇溶液(硝酸與甲醇的體積比為1∶3)中進(jìn)行電解雙噴，在Tecnai G2 F20型透射電鏡上觀察析出相特征。

表1 試驗(yàn)合金的實(shí)測(cè)化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Measured chemical composition of test alloy(wt/%)

圖1 試驗(yàn)用材料及取樣位置示意圖Fig.1 Schematic diagram of test materials and sampling positions

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 試驗(yàn)合金單級(jí)時(shí)效行為及析出相特征

圖2為試驗(yàn)合金在120 ℃不同時(shí)間單級(jí)時(shí)效后的硬度和導(dǎo)電率曲線。由圖2可以看出，時(shí)效初期硬度值上升迅速，在16 h時(shí)達(dá)到212 HV，之后進(jìn)入硬度值平臺(tái)，直到80 h時(shí)硬度值在212 HV～216 HV的范圍內(nèi)波動(dòng)。這表明在試驗(yàn)的時(shí)間范圍內(nèi)，時(shí)效初期合金的硬化響應(yīng)較快，當(dāng)合金硬度達(dá)到峰值以后，硬化效應(yīng)無(wú)明顯變化；隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，導(dǎo)電率持續(xù)增大，沒有明顯的平臺(tái)特征。根據(jù)合金的硬度和導(dǎo)電率演變特征，參考7×××系鋁合金常規(guī)的單級(jí)峰時(shí)效處理制度，選擇120 ℃24 h作為試驗(yàn)合金的單級(jí)峰時(shí)效制度，表2為對(duì)應(yīng)的性能?？梢钥闯觯鍟r(shí)效態(tài)合金強(qiáng)度較高，斷裂韌性和導(dǎo)電率較低。圖3為試驗(yàn)合金典型峰時(shí)效態(tài)衍射斑點(diǎn)與析出相特征。從圖3a可以看出，在<100>Al方向的衍射花樣中的{1(2n+1)/40}位置處觀察到了GPI區(qū)的衍射斑點(diǎn)，在1/3{220}和2/3{220}的位置處發(fā)現(xiàn)了η′相的衍射斑點(diǎn)。圖3b為在<112>Al方向的衍射花樣，在1/2{311}位置處觀察到了GPII區(qū)的衍射斑點(diǎn)，在1/3{220}和2/3{220}的位置處存在沿<111>方向的芒線，對(duì)應(yīng)η′相。這表明峰時(shí)效態(tài)的合金中的析出相主要為GP區(qū)和η′相。從圖3c中可以看出，由于析出相取向的緣故，晶內(nèi)析出相有橢圓形和細(xì)長(zhǎng)形兩種，均呈現(xiàn)尺寸細(xì)小、分布密集的特點(diǎn)；從圖3d晶界析出相斷開呈明顯的不連續(xù)分布，沒有觀察到明顯的無(wú)沉淀析出帶。

圖2 試驗(yàn)合金在120 ℃單級(jí)時(shí)效不同時(shí)間的硬度和導(dǎo)電率Fig.2 Hardness and conductivity of the test alloy at 120 ℃ single stage aging for different time

圖3 試驗(yàn)合金120 ℃24 h單級(jí)峰時(shí)效態(tài)衍射斑點(diǎn)與析出特征Fig.3 Diffraction spots and precipitation characteristics of single-peak aged alloy at 120 ℃ for 24 h

表2 試驗(yàn)合金120 ℃24 h單級(jí)峰時(shí)效態(tài)性能Table 2 Single-peak-aging properties of the tested alloy at 120 ℃ for 24 h

2.2 試驗(yàn)合金的雙級(jí)時(shí)效行為及析出特征

圖4為試驗(yàn)合金經(jīng)110 ℃8 h+160 ℃xh雙級(jí)時(shí)效的力學(xué)性能曲線。由圖4可以看出，第二級(jí)時(shí)效時(shí)間為5 h時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度分別達(dá)到700 MPa、680 MPa，伸長(zhǎng)率在13%以上，導(dǎo)電率和斷裂韌性則為36.72%IACS和21.3 MPa·m1/2。隨著第二級(jí)時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的強(qiáng)度降低，伸長(zhǎng)率、導(dǎo)電率和斷裂韌性均增大?；诤辖鸬碾p級(jí)時(shí)效態(tài)性能演變，選擇第二級(jí)時(shí)效時(shí)間10 h作為典型雙級(jí)時(shí)效制度，其狀態(tài)接近T74態(tài)的，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率分別為641 MPa、603 MPa、13.2%，導(dǎo)電率為38.23%IACS，斷裂韌性為27.2 MPa·m1/2。與表2的單級(jí)峰時(shí)效態(tài)相比可以看出，典型雙級(jí)過時(shí)效態(tài)合金的強(qiáng)度水平有所降低，但導(dǎo)電率和斷裂韌性明顯提高。圖5為試驗(yàn)合金110 ℃8 h+160 ℃10 h典型雙級(jí)時(shí)效態(tài)的衍射斑點(diǎn)與析出特征。從圖5a可以看出，在<100>Al方向的1/3{220}和2/3{220}的位置處分別觀察到了明顯的衍射斑點(diǎn)；從圖5b可以看出，在<112>Al方向的同樣位置觀察到了明顯的芒線，表明合金中存在大量的η′相；此外，在2/3{220}位置處的η′相的斑點(diǎn)周圍發(fā)現(xiàn)了分離狀的斑點(diǎn)，表明已有較多的η相生成。綜上可知，雙級(jí)時(shí)效態(tài)的合金中的主體析出相為η′相和η相。相比于單級(jí)峰時(shí)效態(tài)，圖5c中的晶內(nèi)析出相明顯長(zhǎng)大且分布疏散。圖5d中的晶界析出相更粗大且更加斷續(xù)分布，存在明顯的無(wú)沉淀析出帶。

圖4 試驗(yàn)合金經(jīng)110 ℃8 h+160 ℃xh雙級(jí)時(shí)效不同二級(jí)時(shí)效時(shí)間的室溫拉伸性能、斷裂韌性、導(dǎo)電率曲線Fig.4 Tensile properties, fracture toughness and electrical conductivity curves of the test alloy aged with 110 ℃8 h+160 ℃xh at different secondary aging time at room temperature

圖5 試驗(yàn)合金110 ℃8 h+160 ℃10 h典型雙級(jí)時(shí)效態(tài)衍射斑點(diǎn)與析出特征 Fig.5 Typical double-stage aging diffraction spots and precipitation characteristics of test alloy with 110 ℃8 h+160 ℃10 h

2.3 試驗(yàn)合金三級(jí)時(shí)效行為及析出特征

參考前期的研究結(jié)果[11]，選擇120 ℃24 h作為試驗(yàn)合金第一級(jí)和第三級(jí)的時(shí)效制度，研究第二級(jí)時(shí)效時(shí)間對(duì)合金的影響。圖6為試驗(yàn)合金經(jīng)120 ℃24 h+175 ℃xh+120 ℃24 h三級(jí)時(shí)效處理的力學(xué)性能曲線。由圖6可以看出，隨著第二級(jí)時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的強(qiáng)度降低，伸長(zhǎng)率存在一定的波動(dòng)，無(wú)明顯變化趨勢(shì)。合金的導(dǎo)電率和斷裂韌性則均隨著第二級(jí)時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而增大。基于合金的三級(jí)時(shí)效態(tài)性能演變，選擇第二級(jí)時(shí)效時(shí)間3.25 h作為典型的三級(jí)時(shí)效T77態(tài)制度，表3為對(duì)應(yīng)的性能?？梢钥闯?，相比于典型雙級(jí)過時(shí)效態(tài)，在強(qiáng)度水平基本相當(dāng)?shù)那疤嵯拢?jí)時(shí)效態(tài)合金的導(dǎo)電率和斷裂韌性明顯更高。

圖6 試驗(yàn)合金經(jīng)120 ℃24 h+175 ℃xh+120 ℃24 h不同第二級(jí)時(shí)效時(shí)間的室溫拉伸性能、斷裂韌性、導(dǎo)電率曲線Fig.6 Tensile properties, fracture toughness, electrical conductivity curves of the test alloy aged with 120 ℃24 h+175 ℃xh+120 ℃24 h at different second-stage aging time at room temperature

表3 試驗(yàn)合金120 ℃24 h+175 ℃3.25 h+120 ℃24 h典型三級(jí)時(shí)效態(tài)性能Table 3 Typical three-stage aging properties of the test alloy with 120 ℃24 h+175 ℃3.25 h+120 ℃24 h

圖7為試驗(yàn)合金典型三級(jí)時(shí)效態(tài)的衍射斑點(diǎn)與析出特征。從圖7a中可以看出，在<100>Al方向的衍射花樣中的{1(2n+1)/40}位置處發(fā)現(xiàn)了GPI區(qū)的衍射斑點(diǎn)；從圖7b中可以看出，在<112>Al方向的衍射花樣中的1/2{311}位置處觀察到了GPII區(qū)的衍射斑點(diǎn)。此外在<100>Al方向和<112>Al方向的1/3{220}和2/3{220}的位置處分別觀察到了η′相明顯的衍射斑點(diǎn)和芒線。這表明三級(jí)時(shí)效態(tài)合金中的主體析出相為GP區(qū)和η′相。從圖7c中可以看出，晶內(nèi)析出相相對(duì)細(xì)小且分布較為密集，接近單級(jí)時(shí)效態(tài)的基體析出特征；從圖7d可以看出，晶界析出相粗大且不連續(xù)分布，存在明顯的無(wú)沉淀析出帶，接近雙級(jí)時(shí)效態(tài)的晶界析出特征。

圖7 試驗(yàn)合金120 ℃24 h+175 ℃3.25 h+120 ℃24 h典型三級(jí)時(shí)效態(tài)衍射斑點(diǎn)與析出特征Fig.7 Typical three-stage aging diffraction spots and precipitation characteristics of test alloy with 120 ℃24 h+175 ℃3.25 h+120 ℃24 h

圖8為試驗(yàn)合金雙級(jí)時(shí)效和三級(jí)時(shí)效處理后抗拉強(qiáng)度隨導(dǎo)電率變化的曲線?？梢钥闯?，隨著導(dǎo)電率的增大，雙級(jí)時(shí)效的抗拉強(qiáng)度下降幅度明顯大于三級(jí)時(shí)效，這表明等同的導(dǎo)電率水平下，三級(jí)時(shí)效處理后的合金具有更高的抗拉強(qiáng)度，綜合性能更優(yōu)。

圖8 試驗(yàn)合金雙級(jí)和三級(jí)時(shí)效態(tài)抗拉強(qiáng)度-導(dǎo)電率變化曲線Fig.8 Ultimate tensile strength versus electrical conductivity of test alloys with double and triple stage aging treatments

3 結(jié) 論

1)試驗(yàn)合金經(jīng)過120 ℃24 h的單級(jí)峰時(shí)效處理后主要析出相是GP區(qū)和η′相，基體析出相細(xì)小彌散、晶界析出相細(xì)小且不連續(xù)分布，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率、導(dǎo)電率、斷裂韌性分別為744 MPa、707 MPa、14.5%、29.96%IACS、17.8 MPa·m1/2。

2)雙級(jí)時(shí)效態(tài)的試驗(yàn)合金中主要析出相是η′相和η相，基體析出相尺寸粗大、分布疏散，晶界析出相粗大且呈不連續(xù)分布，有明顯的無(wú)沉淀析出帶。合金經(jīng)110 ℃8 h+160 ℃10 h典型雙級(jí)時(shí)效后，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率、導(dǎo)電率、斷裂韌性分別為641 MPa、603 MPa、13.2%、38.23%IACS、27.2 MPa·m1/2。

3)試驗(yàn)合金三級(jí)時(shí)效態(tài)中的主要析出相是GP區(qū)和η′相，基體析出相尺寸細(xì)小、分布密集，晶界析出相尺寸粗大且呈不連續(xù)分布，有明顯的無(wú)沉淀析出帶，兼具了峰時(shí)效態(tài)合金的基體析出特征和雙級(jí)過時(shí)效態(tài)合金的晶界析出特征。合金經(jīng)120 ℃24 h+175 ℃3.25 h+120 ℃24 h典型三級(jí)時(shí)效后，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率、導(dǎo)電率、斷裂韌性分別為639 MPa、596 MPa、14.8%、39.14%IACS、28.9 MPa·m1/2。與雙級(jí)時(shí)效態(tài)保持同等強(qiáng)度水平時(shí)，三級(jí)時(shí)效態(tài)合金具有更高的斷裂韌性和導(dǎo)電率，綜合性能匹配更優(yōu)。