吳書舟1,易幼平1,黃始全1,,李俊1,李晨2

1 中南大學機電工程學院高性能復雜制造國家重點實驗室, 長沙 410083
2 中航工業第一飛機設計研究院, 西安 710089

摘要

關鍵詞：7050鋁合金,;TTT曲線,;淬火敏感性,;相變動力學,;微觀組織

7050鋁合金是廣泛用作航空航天領域的承力結構材料[1~3], 具有高強度、易加工、優異的抗腐蝕和疲勞性能, 適用于生產厚截面板材及模鍛件[4]. 隨著成型技術的發展, 大型整體模鍛件已經廣泛投入使用[5]. 但7XXX系鋁合金合金化程度很高, 具有較高的淬火敏感性[6,7]. 淬火速率過慢則易脫溶析出, 降低綜合性能[8,9]. 若淬火速率過快, 又容易導致殘余應力過大[10], 對鍛件最終服役性能有很大影響, 導致其使用安全系數驟減. 此外, 在淬火過程中, 由于尺寸規格大, 大型整體模鍛件的各部位冷卻速率差別大, 性能調控難度增大, 且易導致較大的溫度梯度與淬火殘余應力. 因此, 如何綜合調控7XXX系鋁合金大型航空整體模鍛件的性能及殘余應力, 是當前亟待解決的難題.

合金的時間-溫度-轉化率(TTT)曲線可以表征合金的淬火敏感性, 通過電導率變化反映固溶體第二相脫溶析出速度, 可對合金淬火及后續性能進行預測[11,12]. Archambault等[13]通過差熱分析和分級淬火的方法研究了AA7010鋁合金的TTT曲線, 發現合金M相(Mg(Zn2, AlCu))在350~375 ℃析出速率最大. 李慎蘭等[14]和王崗等[15]通過分級淬火實驗分別測定了Al-Mg-Si-Mn合金和6082合金的TTT曲線, 結果表明合金的鼻尖溫度分別為360和350 ℃.

目前, 關于7050鋁合金TTT曲線的研究鮮有報道, 且對7050鋁合金淬火過程微觀組織演變的研究尚少. 本工作通過分級淬火的方法測定了7050鋁合金的TTT曲線和等溫轉變曲線(S曲線), 采用微觀分析的方法研究了合金在不同溫度條件下的析出規律, 為制定淬火工藝制度、實現力學性能與殘余應力的協同控制提供依據.

1 實驗方法

實驗材料取自國內某鋁業公司某鍛件腹板部分, 鍛件金相組織如圖1所示. 可見, 再結晶晶粒不均勻, 有大量亞晶結構存在, 且具有一定程度的取向性.

圖17050鋁合金鍛件金相組織

Fig.1Microstructure of 7050 aluminum alloy mold piece

腹板橫截面經線切割加工成15 mm×15 mm×4 mm的電導率試塊, 厚度方向為纖維流動方向, 在SX2-2.5-10型箱式電阻爐同爐固溶處理后迅速轉移至Therm Concept 20/10鹽浴爐進行不同制度的等溫保溫處理、水淬, 淬火水溫25 ℃(固溶熱處理制度為475 ℃, 1 h; 固溶后轉移至鹽浴爐以及鹽浴爐轉移至水中的轉移時間均小于2 s). 淬火后打磨試樣表面, 用D60K電導率測試儀按GBT 12966-2008標準進行電導率測試, 淬火至電導率測試時間間隔1 h.

等溫保溫處理制度為:

(1) 等溫保溫溫度分別為210, 250, 270, 300, 315, 330, 360, 380, 400, 420和450 ℃, 偏差±2 ℃; 等溫保溫時間分別為5, 10, 30, 60, 300, 600和1200 s.

(2) 固溶后直接水淬, 不進行等溫保溫處理, 以獲得過飽和固溶體的電導率.

(3) 固溶后在330 ℃等溫保溫48 h以獲得完全脫溶析出的電導率[16].

電導率測試后將試樣進行T74態雙級時效處理, 時效制度為121 ℃, 6 h+177 ℃, 8 h, 通過透射電鏡(TEM)觀察析出相. TEM觀察在Titan G260-300透射電鏡上按JY/T011-1996標準進行, 加速電壓為300 kV. TEM樣品加工成薄片, 厚度為1 mm, 經水磨機打磨、拋光機拋光至100 μm左右, 沖成直徑3 mm的圓片, 采用雙噴電解減薄儀進行減薄, 電解液是體積分數分別為30%的HNO3和70%的CH3OH混合溶液, 溫度控制在-20~-30 ℃, 電流為60~80 mA, 電壓為12~16 V.

2 實驗結果與分析

2.1 電導率變化曲線

圖2為不同等溫溫度與時間條件下的電導率. 如圖2a所示, 在210~330 ℃低溫范圍, 隨著等溫保溫時間延長, 淬火態合金電導率上升的速率隨溫度升高快速增加, 330 ℃等溫保溫300 s時材料的電導率增加近80%, 而在210 ℃等溫保溫300 s, 其電導率只增加25%. 如圖2b所示, 在360~450 ℃高溫范圍, 隨著保溫時間延長, 淬火態合金電導率上升的速率又隨著溫度的升高有減小趨勢, 360 ℃等溫保溫時, 樣品的電導率將隨著保溫時間的延長而升高, 等溫30 s時電導率增加了20%, 而延長等溫時間至1200 s, 電導率增加了約80%, 450 ℃等溫保溫時, 樣品的電導率隨著保溫時間的延長基本不變. 在330~360 ℃時, 淬火態合金電導率變化對保溫時間敏感度很高, 在其中的某個溫度固溶體電導率的轉變速率達到最快, 330 ℃時保溫60 s時電導率增加了40%, 而360 ℃保溫60 s時電導率增加了35%.

圖2不同等溫溫度下等溫時間對等溫淬火態合金電導率的影響

Fig.2Influence of holding time (t) on electric conductivity of water-quenched alloy at temperatures of 210~330 ℃ (a) and 360~450 ℃ (b)

2.2 TTT曲線

7050鋁合金模鍛件的TTT曲線通過不同等溫溫度和時間的淬火態試樣電導率來測定. 合金在固溶處理時形成的過飽和固溶體在等溫保溫處理時逐漸分解, 等溫淬火后的電導率變化可以反映等溫過程第二相的析出情況, 從而得到不同溫度下固溶體的析出速率. 固溶淬火后析出相體積分數$\begin{array}{c}\phi \end{array}$與合金電導率關系如下[11,12]:

$\begin{array}{c}\phi =\frac{\gamma -{\gamma }_{\min }}{{\gamma }_{\max }-{\gamma }_{\min }}\end{array}$(1)

式中,$\begin{array}{c}\gamma \end{array}$為固溶后經不同條件下等溫的合金電導率;$\begin{array}{c}{\gamma }_{\min }\end{array}$為固溶淬火態合金的電導率, 即過飽和固溶體尚未開始分解, 對應相轉變分數為0, 經實驗測得固溶后直接淬火合金電導率為18.0 MS/m;$\begin{array}{c}{\gamma }_{\max }\end{array}$為固溶體完全分解時合金的電導率, 對應相轉變分數為100%, 此處取330 ℃保溫48 h試樣的電導率作為計算依據, 即固溶體完全分解試樣電導率為24.2 MS/m.

根據實驗所得到的電導率數據(圖2)按式(1)計算得出每一組等溫溫度下第二相脫溶析出的體積分數, 通過插值法可求出固溶體任意分解比率, 即得出圖3所示的等溫轉變TTT曲線. 由圖3可知, 合金的TTT曲線呈現“C”型, 在300~380 ℃中間溫度段, 固溶體穩定性較低, 脫溶速度較快, 在210~270 ℃的低溫段和400~450 ℃的高溫段, 固溶體穩定性較高, 第二相析出速度較慢. 通過對TTT曲線的詳細分析發現, 轉變分數為10%~50%時, “C”型曲線鼻尖溫度在330 ℃左右, 電導率轉變最快, 在該溫度淬火敏感性最高; 而關于鼻尖溫度對稱的兩組高低溫度, 高溫轉變速率比低溫轉變速率慢, 如合金在250 ℃保溫72 s轉變量為20%, 而保溫溫度為400 ℃時完成20%轉變量需84 s, 即淬火敏感性:

中溫>低溫>高溫.

圖37050鋁合金等溫保溫過程的時間-溫度-轉化率(TTT)曲線

Fig.3Time-temperature-transformation (TTT) curves of 7050 aluminum alloy during isothermal holding process

2.3 相變動力學分析

鋁合金淬火敏感性通常采用Johnson-Mehl-Avrami (JMA)相變動力學方程[17]進行描述:

$\begin{array}{c}f=1-\exp (-k{t}^n)\end{array}$(2)

式中,f為析出相分數;k為與形核和長大速率有關的常數, 對溫度敏感;t為合金的轉變時間; 常數n反映了析出相形態, 當0<n<0.50時, 表明析出相在位錯上沉淀,n=0.50時以片層狀新相析出,n=1.00時, 以柱狀(針狀)析出相析出, 當n介于0.50~1.00之間時以片層狀和柱狀(針狀)析出相共存.

由電導率變化規律及TTT曲線數據可擬合上述JMA方程, 其值如表1所示, 擬合并匯總的S曲線如圖4所示. 由表1可見, 擬合得出的n在0.50~0.65之間, 表明在250~420 ℃時, 7050鋁合金固溶體脫溶析出及長大形式存在片狀和針狀增厚共存, 且n隨著溫度升高上下波動, 說明在等溫過程中存在片層狀和針狀沉淀交替增厚的析出行為; 而k先增后減并在330 ℃達到最大值(0.056), 表明在此溫度下相析出速率最大, 淬火敏感性最高, 這與TTT曲線所得結論一致. 比較不同等溫溫度下的S曲線 (圖4), 330 ℃時轉變最快, 而轉變最慢的為高溫和低溫段, 轉變速率為420 ℃<400 ℃<250 ℃<270 ℃, 佐證了TTT曲線中高溫段脫溶析出比低溫段慢的結論.

圖47050鋁合金的等溫轉變S曲線

Fig.4S curves of 7050 aluminum alloy at isothermal holding process

由相變動力學知識, 固溶體脫溶析出需要一定的過飽和度、過冷度和較快的擴散速率[18,19]. 淬火過程溫度較高時, 溶質原子和空位的遷移速率快, 但Al基體過飽和度和過冷度很低, 第二相難以脫溶析出; 在溫度較低時, 基體過飽和度、過冷度達到最大, 易于形核, 但溫度低導致擴散速率慢, 形核難以長大; 溫度適中時, 擴散速率較快、過飽和度和過冷度較高, 因而固溶體極易分解, 第二相轉變速率快, 宏觀上表現為電導率上升最快[20].

取鼻尖溫度下電導率下降0.5%的時間視為未脫溶析出, 計算得到淬火孕育期約為0.7 s, 對比李培躍等[21]和劉文軍[22]所報道的軋制態合金的淬火敏感性, 孕育期提前了1 s. 據劉文軍[22]分析, 鋁合金在熱加工過程中變形量越大、再結晶晶粒尺寸越小, 淬火敏感性越高. 陳慧[23]通過對Al-Zn-Mg-Cu合金的慢速率淬火實驗研究, 得到Al-Zn-Mg-Cu系合金淬火敏感性隨再結晶分數的升高而增加的結論. 本工作中的鍛造態合金變形量大于李培躍等[21]實驗采用的軋制態合金, 且鍛件組織發生了不完全再結晶, 故淬火敏感性更高、孕育期提前.

2.4 TEM觀察與分析

圖5為固溶直接淬火、330 ℃等溫10和300 s淬火態試樣的TEM像. 由圖可見, 固溶淬火態合金組織晶界清晰, 附近無析出相(圖5a); 晶內存在直徑約30 nm的深色馬蹄狀Al3Zr粒子[24], Al3Zr是高溫穩定相, 可認為淬火過程中基本沒有脫溶析出行為(圖5d). 330 ℃等溫10 s的淬火態試樣中,$\begin{array}{c}\eta \end{array}$(MgZn2)相沿晶界不連續析出[25], 因析出相較少, 晶界附近仍有未成為形核核心的Al3Zr粒子(圖5b); 晶內$\begin{array}{c}\eta \end{array}$相依托Al3Zr粒子析出, 另有少量直徑較大的球狀相析出, 據分析[25]為T (AlZnMgCu)相(圖5e). 保溫初期固溶體脫溶析出, 淬火態合金電導率開始下降. 延長保溫時間至300 s (圖5c和f), 晶界析出相繼續增多, 沿晶界連續排布并粗化, 部分晶界相與晶內第二相聚集長大; 而晶內開始析出少量針狀S(Al2CuMg)相[26],$\begin{array}{c}\eta \end{array}$相析出增多, 并聚集長大, 部分呈片層狀化, 直徑增大到100 nm, 第二相析出的迅速增加長大以致Al3Zr粒子完全被覆蓋. S曲線擬合結果(0.50<n<0.65)表明, 第二相以針狀和片層狀相形態交替析出, 與TEM分析結論一致. 保溫時間延長導致析出相的數量增多和粗化, 因而合金電導率迅速上升.

圖5330 ℃保溫不同時間后淬火態合金的TEM像

Fig.5TEM images of quenched alloy after holding at 330 ℃ for 0 s (a, d), 10 s (b, e) and 300 s (c, f) (η—MgZn2, S—Al2CuMg, T—AlZnMgCu)

圖6為330和380 ℃保溫300 s的雙級時效態試樣的TEM像. 如圖6a所示, 330 ℃保溫300 s的時效態合金晶界析出物粗大且連續分布, 延續了等溫保溫淬火態樣品(圖5c)的晶界特征, 晶界附近的無沉淀析出帶(PFZ)寬化嚴重, 這是因為等溫保溫過程中晶界析出粗大相, 消耗大量的溶質原子, 導致時效過程彌散點狀相析出少;圖6c所示的晶內析出相尺寸與等溫保溫淬火態試樣(圖5f)類似, 片層狀相和棒狀相尺寸約為100 nm, 且存在少量針狀S相, 而時效過程幾乎沒有析出彌散強化相, 是因為晶內溶質原子在等溫過程中消耗殆盡. 如圖6b所示, 380 ℃保溫300 s的時效態合金, 晶界析出物粗化不明顯, 仍呈不連續狀態, PFZ寬化程度明顯小于330 ℃保溫300 s的樣品, 在離晶界較遠處有粗大$\begin{array}{c}\eta \end{array}$相析出; 如圖6d所示, 晶內析出的粗大第二相數量較少, 其尺寸略大于330 ℃保溫時的析出相尺寸, 并且在晶內可明顯觀察到彌散分布的$\begin{array}{c}\stackrel{\text{′}}{\eta }\end{array}$相[27]. 比較合金在不同等溫保溫溫度條件下的TEM像不難發現, 在330 ℃合金第二相脫溶析出速率快于380 ℃, 宏觀上表現為電導率上升最快, 也證明了TTT曲線和S曲線中330 ℃析出速度最快的結論.

圖6不同溫度下保溫300 s時效態合金的TEM像

Fig.6TEM images of two-stage aged alloy after holding 300 s at temperatures of 330 ℃ (a, c) and 380 ℃ (b, d) (PFZ—precipitation free zone)

綜合分析不同熱處理狀態下合金的微觀組織, 可得出固溶-等溫保溫-時效過程組織演變規律: 固溶熱處理過程溶質原子充分溶入Al基體, 但高溫難溶的Al3Zr粒子殘留在晶內. 在等溫保溫處理早期, 晶界析出不連續的$\begin{array}{c}\eta \end{array}$相, 晶內$\begin{array}{c}\eta \end{array}$相以Al3Zr粒子為形核析出; 隨著保溫時間的延長, 晶界大量析出$\begin{array}{c}\eta \end{array}$相, 使在晶界連續排布, 同時晶內析出的$\begin{array}{c}\eta \end{array}$相數量和尺寸增加; 此外, 等溫保溫過程伴隨極少數S相、T相脫溶析出. 時效過程析出彌散的$\begin{array}{c}\stackrel{\text{′}}{\eta }\end{array}$相, 保溫過程析出的粗大相未成為其形核核心; 隨著等溫溫度趨近鼻尖溫度, 時效強化相的彌散程度和尺寸越小, PFZ寬化程度增大.

3 結論

(1) 7050鋁合金的TTT曲線呈“C”型, 鼻尖溫度(330 ℃)合金淬火敏感性高, 脫溶析出速度快, 電導率增加速率最高, 高溫區(400~450 ℃)淬火敏感性低于低溫區(210~270 ℃).

(2) 7050鋁合金固溶體在等溫保溫過程中以Al3Zr粒子為形核核心的片層狀$\begin{array}{c}\eta \end{array}$相為主, 針狀S相析出為輔, 存在少量球狀T相; 在鼻尖溫度330 ℃, 隨保溫時間延長, 析出相體積分數快速增加, 析出相在晶界連續排布且粗化, PFZ發生寬化; 遠離鼻尖溫度的條件下, 析出相在晶界排布連續化和粗化程度不明顯.

(3) 相變動力學方程(JMA)指數n在0.50~0.65之間, 揭示了不同溫度下保溫合金以片層狀相析出為主、針狀相析出為輔的析出特性.

來源--金屬學報