（材料学专业论文）合金元素与热处理工艺对alznmgcuzr系铝合金组织性能的影响.pdf

摘要w 7 掣j g 酬； 本论文结合9 7 3 项目中“多元合金成分设计与微量元素的作用机理”子项目， 主要研究了合金元素与热处理对a 1 一z n m g c u z r 合金组织性能的影响，对合金 进行了金相组织、透射电镜及扫描电镜观察，并进行了一定的机理分析。经实验 研究，结果表明： ( 1 ) 、在a 1 9 o z n 2 5 m g 1 2 c u o 1 5 z r 合金中添加o 1 2 w t s c 的2 “合金铸态组 织的晶粒度比不含s c 的l ”合金明显细化，2 8 合金经挤压、固溶淬火时效后为纤 维状变形组织，添加微量s c 可提高合金的再结晶温度；添加o 1 2 、v t s c 明显提 高a 1 9 0 z n 2 5 m g 1 2 c u o 1 5 z r 合金的抗拉强度，经褂认处理后，2 4 合金的o 。 比1 ”合金平均提高3 9 4m p a ，经t 7 6 处理后，2 8 合金的o 。比1 8 合金平均提高2 8 6 m p a ，2 ”合金的延伸率比1 4 合金略有提高；加s c 可提高合金的电导率，提高合 金的抗应力腐蚀能力。 ( 2 ) 、含0 2 0 s c 的4 “合金抗拉强度和延伸率明显高于0 1 2 s c 含量的2 4 合金。 4 “合金组织细化，产生细晶强化，基体中a 1 3 ( s c ，z r ) 弥散质点的数量增加，使合 金强化效用增强。 ( 3 ) 、在a l 一9 o z n 一2 5 m 1 1 c m o 1 5 z r - 0 1 2 s c 合金中增加锌含量能提高合金的 抗拉强度，合金的延伸率有所下降。在固溶态下，含9 _ 3 8 z n 的3 “合金的o 。 比含8 6 9 z n 的2 ”合金的高4 5 5m p a ，延伸率降低4 2 3 ：经t 6 处理后3 8 合 金的o 。比2 4 合金平均提高了1 5 3 m p a ，延伸率低1 7 9 ；经t 7 6 处理后3 4 合金 比2 4 合金的o 。提高了2 3 5m p a ，延伸率低0 5 3 。强化固溶+ t 6 处理后，2 4 、 3 ”合金的o 。分别达到8 2 9 4m p a 和8 1 8 6m p a ，延伸率分别为5 6 8 和5 f 3 8 ， 说明强化固溶对提高2 4 、3 4 合金t 6 处理的综合性能是有效的。在 a 1 9 o z n 一2 5 m g 一1 1 c u 一0 1 5 z r - o 2 s c 合金中增加锌含量降低了合金的电导率，使 合金的抗应力腐蚀能力降低。 ( 4 ) 、单级时效过程中抗拉强度随时效时间的延长先上升，至2 2 h 达到峰值， 然后缓慢下降。延伸率随着时效时间的延长先降低，峰值后延伸率慢慢回升。1 “ 合金峰值时。为7 3 3 2m p a ，6 为5 2 8 ：2 ”合金峰值时。为7 6 3 7m p a ，6 为5 6 8 ；3 “合金峰值时o 。为7 7 8 4m p a ，6 为3 7 9 ；5 “合金峰值时o 。为 8 1 2 4 m p a ，6 为5 6 0 。 ( 5 ) 、双级时效第二级时效工艺为1 6 0 1 6 h 时，2 8 合金的为o 。为5 3 5 9 m p a ， 6 为1 0 2 0 ，电导率为2 3 9m s m ，具有较好的综合性能。 ( 6 ) 、回归温度为1 8 0 ，回归时间为3 0 m i n 时，2 4 合金的o 。为7 3 3 4m p a ， 6 为5 4 4 ，电导率为2 1 8 m s m ，综合性能较好。 关键词：s c ， a l 一9 0 z n 一2 5 m g 1 1 c u o 1 5 z r 合金，力学性能，组织，时效 a b s t r a c t a i m e da tt h en a t i o n a l9 7 3p r o j e c t ， t h ee f f e c t so fe l e m e n t sa n dh e a t t r e a t m e n to nm i c r o s t r u c t u r ea n dm e c h a n i c a lp r o p e r t i e s ， s u c ha s o b ， a n d 6 u n d e rr o o mt e m p e r a t u r ew e r es t u d i e ds y s t e m a t i c a l l yb ym e a n so f0 m ，t e m a n ds e m t h em e c h a n i s mo fa b o v ee f f e c t sw a sa n a l y z e d r e s u l t so ft h es t u d y a r ea sf o l l o w s ： ( 1 ) t h em i c r o s t r u c t u r eo fa s c a s ta 1 9 0 z n 一2 5 m g 一1 1 c u o 1 5 z ra 1 1 0 y c o n t a i n i n g0 1 2 s c i se q u i a x i a lg r a i n t h eg r a i ns i z eo ft h ea 1 1 0 y2 4 i sf i n e rt h a nt h a to ft h ea l l o y14 a f t e re x t r u d e d ，s o l u t i o n i z e da n da g i n g ， i t s 雹r a i ns t r u c t u r ei sf i b e rs t r u c t u r e o b v i o u s l y ，c o n t a i n i n g0 1 2 s cc a n e n h a n c et h et e m p e r a t u r eo fr e c r y s t a l l i z a t i o n t h e1 i l e c h a n i c a lp r o p e r t i e s o ft h ea 1 1 0 y2 。”eh i g h e rt h a nt h a t o ft h ea 1 1 0 yl 。a tv a r i o u sh e a t t r e a t m e n t i n c r e a s eo f obi s3 9 4 m p a ，2 8 6m p aa tr r a ，t 7 6r e s p e c t i v e l y i n c r e a s e o f 6i s u n c o n s p i c u o u s t h ee l e c t r i cc o n d u c t i v i t ya n d s t r e s s c o r r o s i o ns u s c e p t i b i l i t yc a nb ei n c r e a s e db e c a u s eo ft h ea d d i t i o no fo 1 2 s c ( 2 ) t h et e n s i l es t r e n g t ha n de l o n g a t i o no ft h ea l l o y4 # w i t ho 2 0 s ci s m u c hh i g h e rt h a nt h a to ft h ea l l o y2 。w i t h0 1 2 s c s t r e n g t h e n i n gc a u s e d b vi n c r e a s e o f t h ec o n t e n to fs cm a i n l yc o m e sf r o i i 】 f i n e g r a i n s t r e n g t h e n i n ga n da l3 ( s c ，z r ) p a r t i c l ep r e c i p i t a t i o ns t r e n g t h e n i n g ( 3 )e n h a n c i n gt h ec o n t e n to fz nc a n i n c r e a s et h es t r e n g t ha n dr e d u c e e l o n g a t i o no fa 1 9 o z n 一2 5 u g 1 2 c u o 1 5 z ra l l o y i n c r e a s eo f obo ft h e a 1 1 0 v3 4w j t h9 3 8 z ni s4 5 5 m p a ，1 5 3m p a ，2 3 5 m p aa ts o l u t i o n i z e d ，t 6 ， t 7 6r e s p e c t i v e l y r e d u c t i o no f 6 o ft h ea l l o y3 4i s4 2 3 ， 1 7 9 ，o 5 3 a ts 0 1 u t i o n i z e d ， t 6 ， t 7 6r e s p e c t i v e l y a f t e rs t r e n g t h e n i n gs o l u t i o na n d t 6 ， obo ft h ea 1 1 0 y2 4 ，3 4i s8 2 9 4 m p a ，8 1 8 6 m p ar e s p e c t i v e l y ， 6 o ft h e a l l o v2 4 3 4i s5 6 8 ，5 3 8 0 b v i o u s l y ，s t r e n g t h e n i n gs o l u t i o nc a nm a k e t h ea l l o yo b t a i ng o o dc o m b i n a t i o np r o p e r t i e s e n h a n c i n gt h ec o n t e n to f z nc a nr e d u c et h ee l e c t r i cc o n d u c t i v i t y a n ds t r e s sc o r r o s i o n s u s c e p t i b i l i t yo fa l 一9 0 z n 一2 5 m g 一1 1 c u 一0 1 5 z r a l l o y ( 4 ) t h ei n c r e a s e 。fs t r e n g t ho fa l l o y si sa c c o m p a n i e dw i t ht h ed e c r e a s e 。f e l o n g a t i o np e r c e n t a g ew i t he x t e n d i o n o fs i n 9 1 ea g i n gt i m e b u t ，t h e c h a n g eo fs t r e n g t ha n de l o n g a t i o ni sr e v e r s ea f t e r2 2 h t h es t r e n g t ho f a 1 1 0 y sr e a c hp e a kw h i l ee l o n g a t i o ni sm i n i n u ma t2 2 h a tt h ec o n d i t i o n o ft 6 ( 1 2 0 2 2 h ) ，ono ft h ea l l o y1 。，2 。，3 4 ，5 4 i s7 3 3 2 m p a 。7 6 3 7 m p a 7 7 8 4 m p a ， 8 1 2 4 m p ar e s p e c t i v e l y ，6o ft h ea 1 1 0 y 1 4 ，2 ，3 4 ，5 。i s5 2 8 5 6 8 ，3 7 9 ，5 6 0 r e s p e c t i v e l v ( 5 )a f t e ra g i n ga t1 6 0 f o r1 6 hw h i c hjst h es e c o n da g i n go ft w o s t e 口 a g i n g ，t h ea 1 1 0 y2 4o b t a i n sg o o dc o m b i n a t i o np r o p e r t i e s ，ob i s5 3 5 9 m p a 6 i s1 0 2 0 a n dt h ee l e c t r i cc o n d u c t i v i t y i s2 3 9m s m ( 6 )w h e nr e t r o g r e s s i o no fr r ai s 1 8 0 3 0 m i n ，t h ea l l o y2 4o b t a i n sg o o d c o m b l n a t l o np r o p e r t i e s ， ob i s 7 3 3 4 m p a ， 6 i s5 4 a n dt h e e l e c t r i c c o n d u c t i v i t vi s2 1 8m s 皿 k e yw o r d s ：s c ，a 1 9 o z n 一2 5 m g 一1 1 c u 一0 1 5 z ra l l o y s ，m e c h a n i c a lp r o p e r t i e s m i c r o s t r u c t u r e ， r a g i n g 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 第一章文献综述 超高强铝合金一般指屈服强度高于5 0 0 m p a 的铝合金，这种铝合金具有密度 低、强度高、加工性能好等优点，是航空航天领域主要的结构材料之一。随着 航空航天工业的发展，对高强铝合金提出了更高的要求：高比强度、高比刚度、 高断裂韧性、低裂纹扩散率、抗疲劳、耐腐蚀和低成本。近些年来，优化合金成 分设计、采用新的合金制备方法、成形加工及热处理工艺，成为发展高性能铝合 金的重要方向。j 。 1 1 发展概况 高强高韧铝合金主要包括2 x x x ( a l c u - m g ) 和7 x x x ( a l 。z n m g c u ) 系 列呱h 1 9 0 tm e t a l l u r g 力传统熔铸铝合金，以及在其基础上发展起来的p m ( p o w d e r m e t a l l u 唱y ) 粉末冶金铝合金、s f ( s p r a yf o n i l m g ) 喷射成型铝合金、铝基复合 材料、超塑性铝合金等【4 i 。2 x ) ( x 系的静强度略低于7 x x x 系，但使用温度却比 后者高。m c u m g 系合金是发展最早的一种热处理强化型合金。航空工业的发 展，促进了该系合金的改进。本世纪2 0 年代和3 0 年代相继发展了2 0 1 4 和2 0 2 4 合金，随后又发展了2 6 1 8 合金。这个系的合金发展较为成熟，已先后定型了十 几个牌号。这些合金作为航空材料，已得到了广泛的应用。 早在2 0 世纪2 0 年代就开始研究和开发a 1 z n m g 系合金，1 9 3 2 年，k j w e b 提出了一种含1 0 z n 、2 m g 、1 m n 的合金，这是第一种以a 1 z n m g c u 为基 的高强铝合金【5 】。韦伯在合金中添加了c u 和少量的m n ，有效地改善了该合金的 抗应力腐蚀性能( s c r ) ，但是由于该系合金仍具有较严重的应力腐蚀开裂( s c c ) 而未得到实际应用。直到2 0 世纪4 0 年代初才发展了加入c u 、m n 和c r 等元素 的a 1 z n m 2 c u 系合金。c u 、m n 和c r 等元素的加入显著改善了该系合金的抗 应力腐蚀和抗剥落腐蚀性能，最早应用的该系合金是美国开发的7 0 7 5 合金。其 后于7 0 年代末8 0 年代初先后在7 0 7 5 合金的基础上，为满足某些特殊性能的要 求，通过调整合金元素的含量，又发展了几种新型合金。如为了提高强度，增加 了合金中z n 、m 卧c u 元素的含量，出现了7 1 7 8 合金；为了提高塑性，改善了 铸件的横向性能，降低了z n 的含量，产生了7 0 7 9 合金；在7 0 0 1 合金的基础上， 通过降低c u 、c r 含量，增大z 彻g 比值，来提高韧性和抗s c r 的性能，开发 了7 0 4 9 合金；后来，又开发了7 1 4 9 和7 2 4 9 合金；为了获得良好的综合性能， 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 采用了以z r 代替c r 方法，并同时提高了合金元素c u 的含量及z n 巾虹g 比，而研 制了7 0 5 0 合金。对于7 0 5 0 合金本身，为了寻求a 1 z n m g c u 合金薄板的最佳 强度和韧性，通过降低f e 、s i 杂质的含量，又发展了7 1 7 5 铝合金，进而开发了 纯度更高的7 4 7 5 铝合金。2 0 世纪8 0 年代，美国a 1 c o a 公司在7 1 5 0 合金的基础 上，进一步降低s i 、m n 杂质元素含量，提高z n m g 比值研制成功强度更高、韧 性及耐蚀性更好的新一代7 0 5 5 高强铝合金。7 0 5 5 一t 7 7 等热处理状态的制品强度 比7 1 5 0 t 6 高约1 0 ，比7 0 7 5 t 6 高约2 5 ，比7 0 7 5 t 7 6 高约3 0 ，使其在保 证材料具有高强度的同时又具有优良的综合性能m 7 1 。 a l z n m g c u 系合金的发展在前苏联也受到极大重视，合金的开发和西方发 达国家是同步的，甚至在某些合金牌号上超越了美国。1 9 4 8 年开发的b 9 5 合金 ( a 1 6 o z n 一2 3 m 屠一1 7 c u o 1 2 c r - 0 4 m n ) ，与7 0 7 5 相似。1 9 7 1 年的合金b 9 5 兀。、b 9 5 。 ( a 1 。5 8 z n 一2 3 m g 1 7 c u 0 1 2 c 卜o 4 m n ，f e o 1 5 ，s i 5 0 1 ) 十分类似于美国的 7 4 7 5 合金。1 9 5 6 年，前苏联学者在深入研究a l 。z n m 争c u 系的基础上，在实践 中首次向该系合金中添加z r ，研制出了世界上第一种超高强铝合金b 9 6 u ，随后 又通过降低f e 、s i 杂质含量，添加h 伍元素，降低主合金元素含量，开发出b 9 6 的改型合金b 9 6 u j 和b 9 6 u - 3 。b 9 6 u 类似于7 0 5 5 台金，但有自己的特色。 北美在7 0 年代大量研究p ，m 7 0 0 0 系合金【8 】o7 0 9 0 是第一个a a 注册的 p 府讧7 0 0 0 系合金，其名义成分为a 1 8 z n 一2 5 m g - l c u - 1 5 c o 。p i c k e n s 【9 j 报道最高强 度为8 5 5 m p a 的合金，成分为a 1 9 8 7 z n 4 0 6 m g - o 8 5 c u 1 2 5 m n 一1 0 6 f e 一1 3 9 n i 。 欧洲也报道有强度为8 4 0 m p a 的合金，其成分为a 1 9 z n 一3 m g - 1 5 c u - 乱缸。日本 的t o v o a l l n i n u m k k 和k y o t o u n i v e r s i t y 共同研制了商品名称为m e s o a l i t e 的合 金，基本成分为a 1 9 5 z n 一3 m g 1 5 c u 0 0 4 a g 和再加4 m n 的两种合金m ”j ，前 者的抗拉强度为9 0 0 m p a ，延伸率为l ，调整z n 和m g 的浓度，可以调整强度 延性的关系，得到4 种不同成分和性能的合金，抗拉强度为8 0 0 6 0 0 m p a ，延 伸率为5 9 ，适应不同的要求。 9 0 年代，美国、英国、日本等工业发达国家利用先进的喷射成形技术开发 出了含锌量8 以上( 最高达1 4 w t ) 、钒为7 6 肌8 1 0 m p a 、6 为8 1 3 的新代 超高强铝合金，用于制造交通运输领域的结构件及其他强度要求高、抗腐蚀性能 好的高应力结构件1 1 2 。”j 。 近几十年来，我国铝加工行业无论从装备能力和加工能力，都已达到世界8 0 年代后期、9 0 年代初期水平。但是，新型铝合金的开发，特别是航空结构铝合金 的开发、研究，尚处于仿制和试验阶段。飞机抗压结构铝合金主要为l c 9 和l c 4 ， 其水平与俄罗斯b 9 5 和b 9 6 相仿，某些性能与其性能差距较大，需进一步研究开 发。另外，我们的热处理工艺与国外相比也有较大的差距，以致在仿美合金试验 中南大学硕士学位论文第一章文献综述 中，因热处理工艺差距达不到相同的典型性能，这方面也需在新型航空结构铝 合金研究中予以重点突破。从6 0 年代开始，我国也相继对超高强铝合金进行了深 入研究，并开发和生产了适合我国国情的a 1 z n m g - c u 系铝合金，如7 a 0 4 和7 a 0 9 ( 原l c 4 和l c 9 ) ，在新的国家标准中包括了1 8 种7 x x x 系合金，定义为7 x x ) ( ( 原l c x ) 。8 0 年代初，东北轻合金加工厂和北京航空材料研究所开始研制 a 1 一z n m g c u 系高强高韧铝合金。目前，在普通7 x x x 系铝合金的生产和应用方 面已进入到实用化阶段，产品主要包括7 0 7 5 、7 1 7 5 、和7 0 5 0 等，用于各种航空 器结构件的制造。9 0 年代中期，北京航空材料研究所采用常规半连续铸造法试制 成功了7 a 5 5 超高强铝合金4 j ，近来又开发出强度更高的7 a 6 0 合金。“九五”期间， 在国家攻关和8 6 3 高技术项目的支持下，北京有色金属研究总院和东北轻合金加 工厂开展了仿制俄罗斯b 9 6 u 合金成分的超高强7 x x x 系铝合金以及具有更高锌 含量的喷射成形超高强铝合金的开发工作，他们分别采用喷射沉积和半连续铸造 工艺，制成了各种尺寸的( 模) 锻件、挤压棒材及无缝挤压管材等，合金的屈服 强度已分别达7 5 0 7 8 帆仰a 和6 3 0 “5 0 m p a 、延伸率则分别达到8 l o 和扯7 ， 其中北京有色研究总院用喷射成型技术研制的7 x x x 系合金 ( a l 一8 6 z n 一2 6 m g 2 2 c u ) ，其屈服强度为7 1 0 m p a ，抗拉强度为7 4 0 m p a ，6 = 1 0 。 基本上达到了国外九十年代中期到水平。九五期间，东北大学等单位进行了低频 电磁半连续铸造高合金化超高强铝合金的研究工作，目前已开发出具有自己独立 知识产权的低频电磁半连续铸造技术。该技术不仅可以得到国外高频、中频或工 频电磁铸造所获得的晶粒细化、表面质量改进和抑制开裂的效果，更重要的是可 以使溶质元素的固溶度大大的提高，为高合金化超高强铝合金的制备创造了基本 条件。例如，用低频电磁半连续铸造技术制备的7 0 7 5 合金，可以使合金中z n 的 固溶度提高3 0 ，且材料加工和成形后的力学性能均有明显的提高【i “。 高强高韧铝合金中最重要的分支之一是超高强铝合金。超高强铝合金的标 准，没有明确的规定，般是指抗拉强度在5 0 0 m p a 以上的铝合金，其主体是 a l z n m g c u 系合金，但也包括利用添加特殊元素微合化、p m 技术、s f 技术、 复合增强技术等制造的高强度铝合金1 4j 。国内外a 1 z n m g c u 系典型合金的化学 成分如表i 一1 ，表1 2 列出一些超高强铝合金典型力学性能。 中南大学硕士学位论文第一章文献综述 表1 1国内外a 卜z n m g c u 系典型合金的化学成分( w t ) 国研制 元素含量( ) 家舍金年份 z n m g c um nc r 其他 f es j 由 7 a 0 45o 7o18 28i4 也oo2 0 06 00 1 5 0 2 505 005 0 7 8 0 4 5o “5 i8 28i 4 20o2 0 加6 00 1 5 0 2 502 501 0 国 7 a 0 95o 6 l2o 3o1 2 2o0 1 50 1 6 03 6o 5 0o5 0 7 0 7 51 9 4 35 1 6 l2 1 2 91 2 t 003 0o 1 8 0 2 80 2 0 t i05 00 4 0 7 1 7 81 9 5 063 732 4 3 li ，6 也4o3 0o 1 8 加2 8o 2 0 ho5 00 4 0 美 7 0 0 l1 9 5 46 8 802 6 34l6 2 602 00 1 8 0 3 5o 2 0 t 0 4 003 5 7 0 7 91 9 5 438 4829 37o 4 0 80 1 0 03 00 l o 加2 50 j 0t io 4 0o3 5 7 1 7 51 9 5 75l 6l2 1 291 2 t001 00 1 8 加2 8o 1 0 t j02 00j 5 7 1 7 91 9 5 73 州82 9 3 704 珈8o 1 0 加3 00 1 0 2 50 1 0 wo 2 00 1 5 7 0 4 91 9 6 872 8220 2 9 12 19o 2 00 1 0 2 2ol o t i03 5o2 5 7 4 7 51 9 6 952 “21 9 2 612 l90 0 60 1 8 o 2 500 6 t i01 20l o 7 0 5 01 9 7 157 6 719 262o 260 1 000 4o0 8 o15 z r + 00 6 t i0 1 50 1 2 7 0 4 9 a1 9 7 272 8 42 1 3 1l ，2 一l9o5 00 0 5 棚2 5o2 5 z r + t j0 5 00 4 0 7 1 4 91 9 7 572 8 22 o 2 9l2 i9o2 0o 1 0 0 2 20 ，1 0 1 10 ，2 00 1 5 国 7 1 5 01 9 7 85 9 “92 0 271 9 250 l o0 0 400 8 如1 5 z m0 6 0 1 50 1 2 7 2 7 81 9 8 l6 6 7 425 321 6 22o0 20 1 7 02 50 0 3 t io 2 001 5 7 0 5 51 9 9 17 6 841 8 232 0 260 0 5o 0 4o0 8 o 2 5 z r + o0 6 t i0 1 501 0 7 2 4 91 9 9 27 5 822o 2 41 3 190 1 00 1 2 o i8o0 6 t j0 1 20 1 0 b9 3 1 9 5 765 7316 2208 120 2 0 402 b 9 3 盹 1 9 7 165 0316 2208 120 2 040 1 前 b 9 51 9 4 85o 7 0i8 2814 2 o0 4 o60 1 0 o2 505o5 b 9 s 矾 1 9 7 95 o 撕s18 28t 4 200 2 0 60 i o 02 502 5o l 苏 b 9 5 0 q 1 9 8 750 6 5】s 8 j4 2 ，oo2 棚60j0 加2 50j 50j b 9 6 u1 9 5 68o 一9o23 3 02o 2 60 1 珈2 z ro4o3 联 b9 6 u l1 9 6 88o 9 023 q 02 0 2 60 3 080 l 0 1 6 z ro 3 03 b 9 6 u 3 1 9 7 07 6 86l7 2 31 4 2 o0 l 02 z r0 20l l9 7 31 9 8 66 o23 1801 z f01 50 1 4 中南大学硕士学位论文第一章文献综述 表1 2 一些超高强铝合金的典型力学性能( 方向：l ) 合金产品状态 a b m p ao s m p a6 7 0 7 5厚板t 7 3 5 l5 1 54 3 41 0 7 7 1 7 5自由锻件t 7 45 0 34 3 49 7 4 7 5厚板t 6 5 15 2 44 6 26 厚板t 7 6 5 1 厂r 7 7 5 l 6 0 65 6 51 2 7 1 5 0t 7 6 5 1 16 7 56 3 41 2 挤压件 t 7 7 5 1 l6 4 86 3 41 2 厚板 t 7 7 5 l6 4 86 3 4u 7 0 5 5 挤压件 t 7 7 5 1 16 6 16 4 11 0 b 9 6 u 挤压件 t 16 5 06 2 07 t 17 2 06 8 06 b9 6 u 1 挤压件 t 26 4 0 5 9 08 t 16 4 06 1 08 b 9 6 啦模锻件 t 35 1 04 5 0 9 1 2a 1 z n m g c u 高强铝合金的微观组织与性能 1 2 1 高强铝合金的合金化及微合金化 a 1 一z n m g c u 系合金为热处理可强化变形铝合金，起主要强化作用的元素为 z n 和m g ，c u 也有一定的强化效果，但其主要作用是为了提高材料的抗腐蚀性 能。此外，合金中还有少量的m n 、z r 、c r 、n i 、t i 、b 、s c 、a g 、l i 等微量元 素，f e 和s i 在合金中是有害杂质。一些主要元素在a 1 中的固溶极限【16 】见表1 - 3 所示。 z n 和m 譬是高强铝合金主要的强化元素，它们共同存在时会形成t 1 相 ( m g z n 2 ) 和t 相( a 1 2 m 9 2 z n 3 ) 。1 1 相和t 相在铝中溶解度很大，且随温度升降 剧烈变化，m g z n 2 在共晶温度下的溶解度达2 8 ，在室温下降低到4 5 【l “， 有很强的时效强化效果，是高强铝合金中的主要强化相。超高强铝合金中的z n 含量为7 1 2 w ，m g 含量为2 3 州，z n 与m g 质量比大于3 o 。在固溶极限 中南大学硕士学位论文第一章文献综述 范围内，提高z n 、m g 含量可以大大提高合金强度，但会导致合金的韧性和抗 s c c 性能降低陋9 1 。 表卜3 各种合金元素在铝中的固溶度 虽大固溶度室温下的 元素温度( ) w t a t 溶解度 c u5 4 85 6 s2 4 0 o 1 c r6 6 1o 7 7o4 0 o 0 1 5 l i6 0 04 21 6 - 3 0 8 5 m g 4 5 01 7 41 8 5 1 9 m 【1 16 5 81 8 2o 9 0 o 3 n i6 4 0o 0 4o 0 2 a g 5 6 65 5 61 3 8 o 7 t i6 6 51 3o 7 4 z n4 4 37 02 8 8 4 z r6 6 0 5o 2 80 0 8 s c6 5 5o 2 7o 1 6 c u 与其它元素能形成强化相s 而提高合金的强度，同时，c u 能降低晶界与 晶内电位差，还可以细化晶界沉淀相，但对晶界无析出带宽度( p f z ) 的影响较 小，它可抑制沿晶界开裂的趋势，因而改善了合金的抗应力腐蚀性能 2 0 _ 2 2 】。c u 还可以提高周期应变疲劳抗力和断裂韧性，并在c u 含量不太高的情况下随c u 含量的增加而提高，c u 的加入有产生晶间腐蚀和点腐蚀的倾向f 埔】。此外，美国 f s l i n 等人研究了c u 的含量对7 0 0 0 系铝合金疲劳强度的影响，发现c u 含量在 不太高的范围内随c u 含量的增加提高了周期应变疲劳抗力和断裂韧性，并在腐 蚀介质中降低裂纹扩展速率f 2 3 1 。 在z n 含量较高的合金中加入2 3 的c u ，能同时提高强度、塑性、耐蚀性 和重复加载抗力。王祝堂认为，高z n 合金中，c u 原子溶入g p 区，可以提高 g p 区的稳定温度范围，延缓时效析出【2 4j ，c u 原予还可以溶入”和n 相中，降低 晶界和晶内的电位差，提高合金的抗应力腐蚀能力。对于m ( z n ) m ( m 卫) 较 大的合金，即使其c u 含量较高，仍能保持较强的韧性。在超高强铝合金中保持 较高的m ( z n ) m ( m g ) 和m ( c u ) m ( m g ) 是得到良好性能的基础阑。 钪( s c ) 是到目前为止所发现的对优化铝合金性能最为有效的合金元素。 钪( s c ) 的原子序数为2 1 ，它与t i 、v 、c r 、m n 等同周期，与l a 、c e 、p r 、 n d 等同族，它是3 d 型( 第四周期第1 i i 副组3 d 1 4 s 2 ) 过渡族金属，又是稀土金属， 中南大学硕士学位论文第一章文献综述 它在铝合金中兼有稀土金属的净化合金、改善铸锭组织的作用和过渡金属的再结 晶抑制剂作用，但其效果却比后两者强烈口6 l 。钪在铝合金中形成的a 1 3 s c 共格沉 淀有极强烈的时效硬化作用，这是稀土金属和过渡金属所没有的。因此，超高强 铝合金中加入微量的钪，能改善其组织，能全面提高其强度、韧性、耐热性、 耐蚀性、可焊性和抗中子辐射能力。 在a l s c 相图的铝端o 。5 o ，6 叭s c ，6 5 5 有一共晶反应：l a 1 + a 1 s c 。 钪在铝中的固溶度：6 5 5 时o 2 7w t ，6 2 7 时0 2 0 、v t ，5 2 7 时o ，0 7 叭， 室温时为零。在冷却过程中，随着温度的降低，溶解度急剧降低，能析出密度极 高的a 1 3 s c 相。a 1 3 s c 的晶格为面心立方，单位晶胞中有4 个原子，晶格常数 a = 4 1 0 6 1 0 0 0 m ，它的显微硬度高达2 5 5 0 m p a 口”。a 1 3 s c 是一种u 2 型相，与母相 铝共格，有着极大的共格错配( c o h e r e n c y 商g m a t e h ) ，因而引起晶格强烈的应变， 从而能锁住位错运动，阻碍晶粒的长大，细化晶粒【2 7 1 。同时，由于a 1 3 s c 与母相 的错配率约为1 2 ，是一种极为有效的强化弥散体与再结晶抑制剂。 超高强铝合金中主要合金元素z n 、m g 、c u 中。m g 、z n 与s c 不形成化合 物。因此，在以这些元素为主要合金组分的铝合金中加入s c 是合理的。 而对于铜，它与s c 形成w 相( m 、c u 、s c ) 。该相是在铝熔体结晶时形成 的，在随后的工艺和热处理加热时不溶解。因此，进入w 相成分中的s c 和c u 不参与合金强化，并且它本身降低合金的强度性能。此外，w 相质点增加组织 内过剩相的体积百分率。因此，合金的塑性、冲击韧性和断裂韧性下降。但是， 分析a 1 c u s c 状态图表明，在c u 含量小于1 5 和s c 含量小于o 3 条件下， 不形成w 相。因此，在含钪超高强铝合金中，铜含量一般不超过1 5 。 z r 也是铝合金中常用添加元素，它能显著提高a 1 z n m g 系合金的可 焊性，合金再结晶终了温度和合金耐应力腐蚀性能。研究表明：s “z r 同 时添加到铝合金中形成的a 1 3 ( s c ，z r ) 相是以a 1 3 s c 为基的置换固溶体，s c 、 z r 相互置换，晶格类型、晶格常数变化小，均匀化热处理过程中大量析出 的这种a 1 3 ( s c ，z r ) 粒子细小弥散的分布在d ( a 1 ) 基中，与基体共格，它 强烈钉扎位错及晶界，阻碍位错运动及晶界迁移，抑制合金再结晶，使合 金获得结构强化和析出强化，大大提高合金强度，而合金韧性仍保持较高 水平，从而使合金具有优良的综合力学性能，依靠增加原始固溶体的过饱 和度和相应地增加析出产物的弥散度，强化效应可提高1 倍多1 2 “” 。 锰与钪不起作用，不形成金属间化合物，在含钪铝合金中加锰，像在其它 工业铝合金中一样，能提高强度性能和改善合金的抗腐蚀稳定性。不过锰的加入 会降低s c 的溶解度和减少金属间化合物的形成，故不宣大量添加，一般用量在 o 2 0 。5 之间。另外，在需要获得超塑性、导热性时，锰的含量要加以控制。 中南大学顾士学位论文 第一章文献综述 铬：在铝合金内加入c r 会减少加s c 的强化效应和抗再结晶效应。这一点 已在a 1 s c 二元合金和工业a 1 z n m g s c 系合金试验得到肯定。此外，在 a l z n m g s c 系合金中加入c r 会减少其塑性、断裂韧性，加强金属腐蚀和恶化 可焊性。 超高强铝合金中杂质元素f e 与s c 不形成化合物，不改变钪在超高强铝合 金中固溶体的分解特性。而s i 改变钪在超高强铝合金中固溶体的分解特性，减 小铝熔体结晶时形成的s c 在铝中过饱和固溶体分解时的强化效应，并急剧降低 含s c 铝合金半成品的再结晶温度；另外，s i 还与s c 形成化合物。因此，在含 s c 铝合金中，s i 含量不应超过o 1 5 【川。 研制开发含钪铝合金的一个重要问题，就是如何选择钪的含量范围。据资料 介绍i j “，钪最佳浓度的选择，应遵循以下原则：在相当于铝合金铸锭连续铸造 的结晶条件下要使大部分s c 处于过饱和的固溶体内，在随后的工艺加热条件 下，含s c 的固溶体分解并形成最大弥散度的a 1 3 s c 二次化合物相质点，从而保 证明显地提高再结晶温度和强化合金：另外少部分的s c 应该在结晶时以一次化 合物a l ，s c 质点析出，对铸锭或焊缝内的铸造晶粒组织起细化作用。为了解决这 个问题，对a l s c 平衡相图进行了研究，铳与铝形成有限固溶度的共晶类型平衡 图。钪在铝内的最大溶解度为0 3 5 o 4 。但是，在相当于连续铸造铸锭结晶的 冷却条件下，钪在a l 会形成反常的过饱和固溶体( 达0 6 ) ，因此，在含o 6 s c 左右的条件下，可以达到二元铝合金连续铸造铸锭获得的变形半成品的最大的或 接近最大的强度效果( 见表1 4 ) 。 表1 4 不同s c 含量铝合金的性能比较 s c ( w t ) 钒( m p a )2 ( m p a )6 ( ) o9 07 04 1 3 o 11 0 08 03 9 3 o 21 8 01 6 0 1 7 8 o ，32 4 02 2 01 5 3 o 42 7 02 5 51 6 0 一 o 63 0 02 8 51 4 8 由上表可知，随着s c 含量从0 增加到o ，6 ，强化性能明显提高，但幅度逐 渐减少。因此，在s c 含量大于o 6 的情况下，强度性能的进一步提高是不大可 能的。而在s c 含量增加到0 6 时强度性能的提高，只有在严格规定均匀化、压 力加工工艺和热处理的温度一时间参数的条件下，确保s c 在a 1 中的过饱和固溶 体的最佳分解度时，才有可能。这是因为铝台金中s c 的原始浓度越高，形成的 过饱和固溶体越不稳定，分解速度越快，并且分解产物二次a 1 3 s c 质点聚集倾向 中南大学硬士学位论文第一章文献综述 越大，聚集速度越高，从而会降低合金的优良性能。因此在s c 的最佳浓度时， 必须考虑以下因素：( 1 ) 在复杂的合金中，s c 在a l 中的极限溶解度会减少；( 2 ) 钪在铝中的固溶体不稳定；( 3 ) a 1 3 s c 质点有聚集倾向。另外，还要注意到铸锭 和半成品在生产条件下进行长时间的高温加热，可能会发生s c 在a l 过饱和固溶 体的完全分解和分解产物的聚集长大。鉴于上述原因，在工业用铝合金中采用 o 6 s c 浓度不是最理想的，而认为在各种铝合金中的s c 的最理想的极限含量时 o 1 o 5 32 1 。 锆( z r ) 元素在元素周期表中位于第a 族第二过渡系。锆元素作为超高强铝 合金中不可缺少的微量元素，对合金的淬火敏感性、断裂韧性、抗应力腐蚀性能、 抗再结晶性能等均有显著的影响。 超高强铝合金中的锆元素，将以如下几种形式存在：i 固溶在合金中。根 据合金相图，平衡凝固时合金的最大可固溶量为o 2 8 叭。未热处理合金中锆以 这种形式存在最为有利，对合金产生积极的影响。i i 以初生a 1 3 z r 相的形式存在。 合金中锆含量较高，或者合金熔铸过程中控制不当而导致锆元素的偏聚，均会形 成粗大相a l ，z r 。此种形式的锆对合金有百害而无一利。i 以亚稳a 1 3 z r 相( l 1 2 型) 形式存在。采用适当的热处理工艺，使固溶在合金中的锆弥散析出。此类颗 粒细小弥散，与基体有良好的共格关系，且颗粒稳定性较好，对合金的性能极为 有利。以稳定平衡相a 1 3 z r ( d 0 2 3 型) 存在。它较为粗大，与基体不共格。 合金中添加锆元素后，经适当处理将得到纤维状组织，其小角度晶界提