吴书舟1,易幼平1,黄始全1,,李俊1,李晨2

1 中南大学机电工程学院高性能复杂制造国家重点实验室, 长沙 410083
2 中航工业第一飞机设计研究院, 西安 710089

摘要

关键词：7050铝合金,;TTT曲线,;淬火敏感性,;相变动力学,;微观组织

7050铝合金是广泛用作航空航天领域的承力结构材料[1~3], 具有高强度、易加工、优异的抗腐蚀和疲劳性能, 适用于生产厚截面板材及模锻件[4]. 随着成型技术的发展, 大型整体模锻件已经广泛投入使用[5]. 但7XXX系铝合金合金化程度很高, 具有较高的淬火敏感性[6,7]. 淬火速率过慢则易脱溶析出, 降低综合性能[8,9]. 若淬火速率过快, 又容易导致残余应力过大[10], 对锻件最终服役性能有很大影响, 导致其使用安全系数骤减. 此外, 在淬火过程中, 由于尺寸规格大, 大型整体模锻件的各部位冷却速率差别大, 性能调控难度增大, 且易导致较大的温度梯度与淬火残余应力. 因此, 如何综合调控7XXX系铝合金大型航空整体模锻件的性能及残余应力, 是当前亟待解决的难题.

合金的时间-温度-转化率(TTT)曲线可以表征合金的淬火敏感性, 通过电导率变化反映固溶体第二相脱溶析出速度, 可对合金淬火及后续性能进行预测[11,12]. Archambault等[13]通过差热分析和分级淬火的方法研究了AA7010铝合金的TTT曲线, 发现合金M相(Mg(Zn2, AlCu))在350~375 ℃析出速率最大. 李慎兰等[14]和王岗等[15]通过分级淬火实验分别测定了Al-Mg-Si-Mn合金和6082合金的TTT曲线, 结果表明合金的鼻尖温度分别为360和350 ℃.

目前, 关于7050铝合金TTT曲线的研究鲜有报道, 且对7050铝合金淬火过程微观组织演变的研究尚少. 本工作通过分级淬火的方法测定了7050铝合金的TTT曲线和等温转变曲线(S曲线), 采用微观分析的方法研究了合金在不同温度条件下的析出规律, 为制定淬火工艺制度、实现力学性能与残余应力的协同控制提供依据.

1 实验方法

实验材料取自国内某铝业公司某锻件腹板部分, 锻件金相组织如图1所示. 可见, 再结晶晶粒不均匀, 有大量亚晶结构存在, 且具有一定程度的取向性.

图17050铝合金锻件金相组织

Fig.1Microstructure of 7050 aluminum alloy mold piece

腹板横截面经线切割加工成15 mm×15 mm×4 mm的电导率试块, 厚度方向为纤维流动方向, 在SX2-2.5-10型箱式电阻炉同炉固溶处理后迅速转移至Therm Concept 20/10盐浴炉进行不同制度的等温保温处理、水淬, 淬火水温25 ℃(固溶热处理制度为475 ℃, 1 h; 固溶后转移至盐浴炉以及盐浴炉转移至水中的转移时间均小于2 s). 淬火后打磨试样表面, 用D60K电导率测试仪按GBT 12966-2008标准进行电导率测试, 淬火至电导率测试时间间隔1 h.

等温保温处理制度为:

(1) 等温保温温度分别为210, 250, 270, 300, 315, 330, 360, 380, 400, 420和450 ℃, 偏差±2 ℃; 等温保温时间分别为5, 10, 30, 60, 300, 600和1200 s.

(2) 固溶后直接水淬, 不进行等温保温处理, 以获得过饱和固溶体的电导率.

(3) 固溶后在330 ℃等温保温48 h以获得完全脱溶析出的电导率[16].

电导率测试后将试样进行T74态双级时效处理, 时效制度为121 ℃, 6 h+177 ℃, 8 h, 通过透射电镜(TEM)观察析出相. TEM观察在Titan G260-300透射电镜上按JY/T011-1996标准进行, 加速电压为300 kV. TEM样品加工成薄片, 厚度为1 mm, 经水磨机打磨、抛光机抛光至100 μm左右, 冲成直径3 mm的圆片, 采用双喷电解减薄仪进行减薄, 电解液是体积分数分别为30%的HNO3和70%的CH3OH混合溶液, 温度控制在-20~-30 ℃, 电流为60~80 mA, 电压为12~16 V.

2 实验结果与分析

2.1 电导率变化曲线

图2为不同等温温度与时间条件下的电导率. 如图2a所示, 在210~330 ℃低温范围, 随着等温保温时间延长, 淬火态合金电导率上升的速率随温度升高快速增加, 330 ℃等温保温300 s时材料的电导率增加近80%, 而在210 ℃等温保温300 s, 其电导率只增加25%. 如图2b所示, 在360~450 ℃高温范围, 随着保温时间延长, 淬火态合金电导率上升的速率又随着温度的升高有减小趋势, 360 ℃等温保温时, 样品的电导率将随着保温时间的延长而升高, 等温30 s时电导率增加了20%, 而延长等温时间至1200 s, 电导率增加了约80%, 450 ℃等温保温时, 样品的电导率随着保温时间的延长基本不变. 在330~360 ℃时, 淬火态合金电导率变化对保温时间敏感度很高, 在其中的某个温度固溶体电导率的转变速率达到最快, 330 ℃时保温60 s时电导率增加了40%, 而360 ℃保温60 s时电导率增加了35%.

图2不同等温温度下等温时间对等温淬火态合金电导率的影响

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曲线

7050铝合金模锻件的TTT曲线通过不同等温温度和时间的淬火态试样电导率来测定. 合金在固溶处理时形成的过饱和固溶体在等温保温处理时逐渐分解, 等温淬火后的电导率变化可以反映等温过程第二相的析出情况, 从而得到不同温度下固溶体的析出速率. 固溶淬火后析出相体积分数$\begin{array}{c}\phi \end{array}$与合金电导率关系如下[11,12]:

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

式中,$\begin{array}{c}\gamma \end{array}$为固溶后经不同条件下等温的合金电导率;$\begin{array}{c}{\gamma }_{\min }\end{array}$为固溶淬火态合金的电导率, 即过饱和固溶体尚未开始分解, 对应相转变分数为0, 经实验测得固溶后直接淬火合金电导率为18.0 MS/m;$\begin{array}{c}{\gamma }_{\max }\end{array}$为固溶体完全分解时合金的电导率, 对应相转变分数为100%, 此处取330 ℃保温48 h试样的电导率作为计算依据, 即固溶体完全分解试样电导率为24.2 MS/m.

根据实验所得到的电导率数据(图2)按式(1)计算得出每一组等温温度下第二相脱溶析出的体积分数, 通过插值法可求出固溶体任意分解比率, 即得出图3所示的等温转变TTT曲线. 由图3可知, 合金的TTT曲线呈现“C”型, 在300~380 ℃中间温度段, 固溶体稳定性较低, 脱溶速度较快, 在210~270 ℃的低温段和400~450 ℃的高温段, 固溶体稳定性较高, 第二相析出速度较慢. 通过对TTT曲线的详细分析发现, 转变分数为10%~50%时, “C”型曲线鼻尖温度在330 ℃左右, 电导率转变最快, 在该温度淬火敏感性最高; 而关于鼻尖温度对称的两组高低温度, 高温转变速率比低温转变速率慢, 如合金在250 ℃保温72 s转变量为20%, 而保温温度为400 ℃时完成20%转变量需84 s, 即淬火敏感性:

中温>低温>高温.

图37050铝合金等温保温过程的时间-温度-转化率(TTT)曲线

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

2.3 相变动力学分析

铝合金淬火敏感性通常采用Johnson-Mehl-Avrami (JMA)相变动力学方程[17]进行描述:

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

式中,f为析出相分数;k为与形核和长大速率有关的常数, 对温度敏感;t为合金的转变时间; 常数n反映了析出相形态, 当0<n<0.50时, 表明析出相在位错上沉淀,n=0.50时以片层状新相析出,n=1.00时, 以柱状(针状)析出相析出, 当n介于0.50~1.00之间时以片层状和柱状(针状)析出相共存.

由电导率变化规律及TTT曲线数据可拟合上述JMA方程, 其值如表1所示, 拟合并汇总的S曲线如图4所示. 由表1可见, 拟合得出的n在0.50~0.65之间, 表明在250~420 ℃时, 7050铝合金固溶体脱溶析出及长大形式存在片状和针状增厚共存, 且n随着温度升高上下波动, 说明在等温过程中存在片层状和针状沉淀交替增厚的析出行为; 而k先增后减并在330 ℃达到最大值(0.056), 表明在此温度下相析出速率最大, 淬火敏感性最高, 这与TTT曲线所得结论一致. 比较不同等温温度下的S曲线 (图4), 330 ℃时转变最快, 而转变最慢的为高温和低温段, 转变速率为420 ℃<400 ℃<250 ℃<270 ℃, 佐证了TTT曲线中高温段脱溶析出比低温段慢的结论.

图47050铝合金的等温转变S曲线

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

由相变动力学知识, 固溶体脱溶析出需要一定的过饱和度、过冷度和较快的扩散速率[18,19]. 淬火过程温度较高时, 溶质原子和空位的迁移速率快, 但Al基体过饱和度和过冷度很低, 第二相难以脱溶析出; 在温度较低时, 基体过饱和度、过冷度达到最大, 易于形核, 但温度低导致扩散速率慢, 形核难以长大; 温度适中时, 扩散速率较快、过饱和度和过冷度较高, 因而固溶体极易分解, 第二相转变速率快, 宏观上表现为电导率上升最快[20].

取鼻尖温度下电导率下降0.5%的时间视为未脱溶析出, 计算得到淬火孕育期约为0.7 s, 对比李培跃等[21]和刘文军[22]所报道的轧制态合金的淬火敏感性, 孕育期提前了1 s. 据刘文军[22]分析, 铝合金在热加工过程中变形量越大、再结晶晶粒尺寸越小, 淬火敏感性越高. 陈慧[23]通过对Al-Zn-Mg-Cu合金的慢速率淬火实验研究, 得到Al-Zn-Mg-Cu系合金淬火敏感性随再结晶分数的升高而增加的结论. 本工作中的锻造态合金变形量大于李培跃等[21]实验采用的轧制态合金, 且锻件组织发生了不完全再结晶, 故淬火敏感性更高、孕育期提前.

2.4 TEM观察与分析

图5为固溶直接淬火、330 ℃等温10和300 s淬火态试样的TEM像. 由图可见, 固溶淬火态合金组织晶界清晰, 附近无析出相(图5a); 晶内存在直径约30 nm的深色马蹄状Al3Zr粒子[24], Al3Zr是高温稳定相, 可认为淬火过程中基本没有脱溶析出行为(图5d). 330 ℃等温10 s的淬火态试样中,$\begin{array}{c}\eta \end{array}$(MgZn2)相沿晶界不连续析出[25], 因析出相较少, 晶界附近仍有未成为形核核心的Al3Zr粒子(图5b); 晶内$\begin{array}{c}\eta \end{array}$相依托Al3Zr粒子析出, 另有少量直径较大的球状相析出, 据分析[25]为T (AlZnMgCu)相(图5e). 保温初期固溶体脱溶析出, 淬火态合金电导率开始下降. 延长保温时间至300 s (图5c和f), 晶界析出相继续增多, 沿晶界连续排布并粗化, 部分晶界相与晶内第二相聚集长大; 而晶内开始析出少量针状S(Al2CuMg)相[26],$\begin{array}{c}\eta \end{array}$相析出增多, 并聚集长大, 部分呈片层状化, 直径增大到100 nm, 第二相析出的迅速增加长大以致Al3Zr粒子完全被覆盖. S曲线拟合结果(0.50<n<0.65)表明, 第二相以针状和片层状相形态交替析出, 与TEM分析结论一致. 保温时间延长导致析出相的数量增多和粗化, 因而合金电导率迅速上升.

图5330 ℃保温不同时间后淬火态合金的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)

图6为330和380 ℃保温300 s的双级时效态试样的TEM像. 如图6a所示, 330 ℃保温300 s的时效态合金晶界析出物粗大且连续分布, 延续了等温保温淬火态样品(图5c)的晶界特征, 晶界附近的无沉淀析出带(PFZ)宽化严重, 这是因为等温保温过程中晶界析出粗大相, 消耗大量的溶质原子, 导致时效过程弥散点状相析出少;图6c所示的晶内析出相尺寸与等温保温淬火态试样(图5f)类似, 片层状相和棒状相尺寸约为100 nm, 且存在少量针状S相, 而时效过程几乎没有析出弥散强化相, 是因为晶内溶质原子在等温过程中消耗殆尽. 如图6b所示, 380 ℃保温300 s的时效态合金, 晶界析出物粗化不明显, 仍呈不连续状态, PFZ宽化程度明显小于330 ℃保温300 s的样品, 在离晶界较远处有粗大$\begin{array}{c}\eta \end{array}$相析出; 如图6d所示, 晶内析出的粗大第二相数量较少, 其尺寸略大于330 ℃保温时的析出相尺寸, 并且在晶内可明显观察到弥散分布的$\begin{array}{c}\stackrel{\text{′}}{\eta }\end{array}$相[27]. 比较合金在不同等温保温温度条件下的TEM像不难发现, 在330 ℃合金第二相脱溶析出速率快于380 ℃, 宏观上表现为电导率上升最快, 也证明了TTT曲线和S曲线中330 ℃析出速度最快的结论.

图6不同温度下保温300 s时效态合金的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)

综合分析不同热处理状态下合金的微观组织, 可得出固溶-等温保温-时效过程组织演变规律: 固溶热处理过程溶质原子充分溶入Al基体, 但高温难溶的Al3Zr粒子残留在晶内. 在等温保温处理早期, 晶界析出不连续的$\begin{array}{c}\eta \end{array}$相, 晶内$\begin{array}{c}\eta \end{array}$相以Al3Zr粒子为形核析出; 随着保温时间的延长, 晶界大量析出$\begin{array}{c}\eta \end{array}$相, 使在晶界连续排布, 同时晶内析出的$\begin{array}{c}\eta \end{array}$相数量和尺寸增加; 此外, 等温保温过程伴随极少数S相、T相脱溶析出. 时效过程析出弥散的$\begin{array}{c}\stackrel{\text{′}}{\eta }\end{array}$相, 保温过程析出的粗大相未成为其形核核心; 随着等温温度趋近鼻尖温度, 时效强化相的弥散程度和尺寸越小, PFZ宽化程度增大.

3 结论

(1) 7050铝合金的TTT曲线呈“C”型, 鼻尖温度(330 ℃)合金淬火敏感性高, 脱溶析出速度快, 电导率增加速率最高, 高温区(400~450 ℃)淬火敏感性低于低温区(210~270 ℃).

(2) 7050铝合金固溶体在等温保温过程中以Al3Zr粒子为形核核心的片层状$\begin{array}{c}\eta \end{array}$相为主, 针状S相析出为辅, 存在少量球状T相; 在鼻尖温度330 ℃, 随保温时间延长, 析出相体积分数快速增加, 析出相在晶界连续排布且粗化, PFZ发生宽化; 远离鼻尖温度的条件下, 析出相在晶界排布连续化和粗化程度不明显.

(3) 相变动力学方程(JMA)指数n在0.50~0.65之间, 揭示了不同温度下保温合金以片层状相析出为主、针状相析出为辅的析出特性.

来源--金属学报