AA7050強(qiáng)韌化熱處理工藝研究.pdf

1、本論文采用布氏硬度、維氏硬度、常溫拉伸、電導(dǎo)率測(cè)試以及高分辨電鏡明場(chǎng)像（HRTEM）、選區(qū)衍射斑(SAED)、X射線衍射分析(XRD)、示差掃描熱分析(DSC)、掃描電鏡(SEM)及電子探針能譜分析(EPMA)等分析手段系統(tǒng)研究了AA7050合金在不同熱處理狀態(tài)下的力學(xué)性能、顯微組織及演變規(guī)律，優(yōu)化了熱處理工藝，并從理論上進(jìn)行了分析和討論。獲得如下結(jié)論:
　　1.AA7050合金的鑄態(tài)組織主要由α（Al）固溶體和低熔點(diǎn)共晶相T相(

2、Al2Mg3Zn3或Al6CuMg4連續(xù)互溶為T(AlZnMgCu)）和S相(Al2CuMg)組成，晶粒比較粗大、約150μm左右，需進(jìn)行均勻化處理。
　　2.隨著430℃單級(jí)均勻化的進(jìn)行，合金內(nèi)部低熔點(diǎn)共晶相T相(Al2Mg3Zn3或Al6CuMg4連續(xù)互溶為T(AlZnMgCu)隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)不斷回溶，但部分高熔點(diǎn)共晶相S相(Al2CuMg)固溶不夠充分，AA7050較合理的單級(jí)均勻化方案為430℃×l8h，均勻化時(shí)間的進(jìn)一

3、步延長(zhǎng)對(duì)提高均勻化效果巴無明顯作用。
　　3.通過雙級(jí)強(qiáng)化均勻化處理與傳統(tǒng)單級(jí)均勻化處理工藝對(duì)比得出，均勻化溫度的提高能有效改善均勻化程度，但為保證低熔點(diǎn)共晶相過燒現(xiàn)象的發(fā)生，二級(jí)高溫均勻化處理必須基于充分的低溫均勻化處理的基礎(chǔ)上進(jìn)行，以保證低溫共晶相已大部分分解。通過雙級(jí)均勻化可以使在單級(jí)均勻化條件下未能溶解的高熔點(diǎn)共晶相S相(Al2CuMg)充分回溶，同時(shí)避免了低熔點(diǎn)共晶相的過燒，經(jīng)研究430℃/18h+467℃/12h為較適

4、宜的雙級(jí)均勻化制度。
　　4.單級(jí)固溶時(shí)間因子的研究表明，相同單級(jí)固溶溫度條件下隨著固溶時(shí)間的延長(zhǎng)，合金硬度先上升，此時(shí)合金內(nèi)部主要是第二相固溶度的上升所引起的置換固溶強(qiáng)化效應(yīng)和間隙固溶強(qiáng)化效應(yīng)的作用，隨后迅速下降，此時(shí)主要由于合金內(nèi)部晶粒尺寸長(zhǎng)大減少晶界和亞晶界數(shù)量，位錯(cuò)強(qiáng)化效應(yīng)退化效應(yīng)超過了第二相固溶度上升所產(chǎn)生的強(qiáng)化效應(yīng)，同時(shí)隨著固溶時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng)，固溶已達(dá)到飽和，表現(xiàn)為單純的晶粒長(zhǎng)大，因此隨著固溶時(shí)間的延長(zhǎng)，強(qiáng)度會(huì)進(jìn)一步

5、降低。
　　5.單級(jí)固溶的溫度和時(shí)間因子的關(guān)聯(lián)作用研究表明，單級(jí)固溶時(shí)隨著溫度的上升，合金的固溶度與溶質(zhì)原子的均勻化程度上升。但過高的固溶溫度會(huì)導(dǎo)致過燒，因此初級(jí)固溶的溫度必須低于共晶相熔點(diǎn)。合金的晶粒尺寸有一定程度的長(zhǎng)大，但是保溫40分鐘以內(nèi)固溶度的增加與溶質(zhì)原子的均勻化程度的提升產(chǎn)生的強(qiáng)化效應(yīng)要大于晶粒長(zhǎng)大產(chǎn)生的軟化效應(yīng)，性能持續(xù)上升。經(jīng)研究得出，在470℃/40min固溶能滿足盡可能的基體固溶度與溶質(zhì)原子的均勻化程度，且保證

6、基體不過燒，確定470℃/40min合理的一級(jí)固溶工藝。
　　6.雙級(jí)強(qiáng)化固溶與單級(jí)固溶對(duì)比研究表明，合金雙級(jí)固溶能有效地減少合金中粗大的過剩相，進(jìn)一步提高固溶體的過飽和度，使組織更均勻，起到很好的強(qiáng)化效果，更重要的是為后續(xù)時(shí)效處理提供具有更高過飽的度的固溶體，從而在不改變合金成分的情況下為獲得更高比例的強(qiáng)化析出相提供基礎(chǔ)。AA7050合金適宜的雙級(jí)固溶處理工藝為:470℃/40min+485℃/40min。
　　7.單級(jí)時(shí)

7、效的溫度和時(shí)間因子的關(guān)聯(lián)作用研究表明，時(shí)效溫度越高，硬化速率越快，達(dá)到峰值強(qiáng)度時(shí)間越短，但峰值強(qiáng)度較低。在145℃以上預(yù)時(shí)效時(shí)抗過時(shí)效能力欠佳，在不高于135℃下時(shí)效具有較好的抗過時(shí)效能力，適合選為預(yù)時(shí)效溫度。AA7050的時(shí)效硬化效應(yīng)明顯，在135℃下時(shí)效時(shí)合金的硬度上升速率由快變慢并在12小時(shí)達(dá)到該溫度下的亞峰值狀態(tài)，硬度為176HB2.5/62.5。
　　8.AA7050在亞峰值時(shí)效的基礎(chǔ)上進(jìn)行高溫回歸時(shí)效能有效改善強(qiáng)化相的

8、分布，從而提高合金的綜合性能。AA7050在135℃下預(yù)時(shí)效12小時(shí)后，晶內(nèi)組織以GP區(qū)為主而晶界平衡相細(xì)小連續(xù)分布，無晶界無析出帶，合金強(qiáng)度處于亞峰值狀態(tài)。亞峰值預(yù)時(shí)效基礎(chǔ)上進(jìn)行170℃高溫時(shí)效處理時(shí)，強(qiáng)度先上升后下降，高溫時(shí)效時(shí)間2小時(shí)后，綜合力學(xué)性能最佳，晶內(nèi)主要強(qiáng)化相為GP區(qū)和η’相，晶界為不連續(xù)的η相，伴隨10-20nm的晶界無析出帶。雙級(jí)時(shí)效的高溫時(shí)效時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng)，會(huì)導(dǎo)致晶內(nèi)η’相大量向η相轉(zhuǎn)化，表現(xiàn)為強(qiáng)度的迅速下降。A

9、A7050優(yōu)化后的雙級(jí)時(shí)效工藝為135℃/12h+170℃/2h。
　　9.AA7050在高溫回歸時(shí)效后的低溫再時(shí)效過程存在GP區(qū)的再析出，表現(xiàn)為衍射斑中GP區(qū)對(duì)應(yīng)斑點(diǎn)的出現(xiàn)和熱分析曲線降溫過程中顯現(xiàn)為與升溫過程放熱峰溫度范圍對(duì)應(yīng)的放熱波包。經(jīng)過RRA再時(shí)效處理過的AA7050較未經(jīng)過再時(shí)效處理的合金力學(xué)性能均有所提升。經(jīng)過135℃/12h+170℃/2h+135℃/12h時(shí)效制度處理的AA7050力學(xué)性能最佳，屈服強(qiáng)度為629M