（材料学专业论文）高温预析出对7055铝合金组织与性能的影响.pdf

中 南大学硕士学位论文摘要 摘要 a l z n m g - c u 系高强铝合金的发展要求在保持高强度的同时，提高抗应力腐蚀 开裂性能。迄今，该系高强铝合金的强度已大幅提高，但抗应力腐蚀开裂性能有待 改进。 本文提出一种组织和性能调控的新方法，即通过高温近固溶度( 小驱动力) 条件 下晶界处产生预析出来改变随后时效过程中晶界和晶内的析出状态，改善合金综合 性能，尤其是抗应力腐蚀性能。本文通过金相显微和t e m 显微组织分析、力学性能 测试、电导率测量以及应力腐蚀试验等手段研究了固溶后高温预析出处理对7 0 5 5 超 高强度铝合金显微组织和性能的影响。 高温预析出对7 0 5 5 铝合金显微组织影响的研究表明：近固溶度条件下预析出可 使析出相主要集中在晶界，晶内只有极少量的析出，进而改善时效过程中晶内和晶 界析出相的分布状态，使晶界析出相分布不连续，且尺寸粗大。 高温预析出对7 0 5 5 铝合金性能影响的研究表明：高温预析出可以在保持合金硬 度的同时提高电导率；在合金的强度没有降低的情况下，高温预析出处理提高了合 金的抗应力腐蚀开裂( s c c ) 性能，具有重要的实际应用价值。 关键词：铝合金，7 0 5 5 合金，预析出，热处理，应力腐蚀，强度，电导率 ， 疋i ， 中南大学硕士学位论文 摘要 a b s t r a c t t h ed e v e l o p m e n to fa l - z n m g c us e r i e sh i 曲一s t r e n g t ha l u m i n u ma l l o y st e n d s t o i m p r o v es t r e s sc o r m s i o ne n d u r a n c ew i t hh i g hs t r e n g t l l s of a r ，h i g h s t i n 西ha l 啪i n 啪 a l l o yh a sf a i r l yh i g hs t r e n g t h ，b u ti t ss t r c s sc o r r o s i o nc r a c k i n gr e s i s t a n c en e e d st ob e f h n l l e re n h a n c e d n e a r s o l u t i o n - t e m p e r a t u r ep r e - p r e c i p i t a t i o n w a se x p l o r e dt o i m p r o v es y n t l l e t i c p r o p e n i e so f7 0 5 5a l u m i n u i t la l l o y ，e s p e c i a l l ys 仃e s sc o r r o s i o nc r a c k i n gr e s i s t a l l c e ，s i n c e t h eh i 曲t e m p e r a t u r ep r e - p r e c i p i 协t i o nc a i lb es u p p o s e dt oi n c u rl o c a lg 豫i nb o u i l d a r y p r e - p r e c i p i t a t i o n u n d e rs m a l l d r i v i n g f o r c e t h ee 行e c t so f h i 曲t e m p e r a t u r e p r e p r e c i p i t a t i o nn e a rs o l u t i o n 仃e a t m e n tt e m p e r a t u r eo nm em i c m s t m c t u r ea i l dp m p e r t i e s o f7 0 5 5h i g hs t r e n g t ha l u m i n 啪a l l o yh a v eb e e ni n v e s t i g a t e db ym e a n so fo p t i c a l m i c m s c o py ，t e ma n a l y s i sa i l dm em e a s u r e m e n to fm e c h a n i c a lp r o p e r t i e s ，e l e c 砸c a l c o n d u c t i v i t ya n dc o r m s i o np r o p e n i e s 1 1 1 ep r e c i p i 诅t i o nm i c r o s t m c t u r eo f7 0 5 5a l u i n i n 啪a l l o yc o u l d b ec h a l l g e d b yl l i 曲 t e m p e r a t u r ep r e - p r e c i p i t a t i o n t h en e a r _ s o l u t i o n t e m p e r a t i l r ep r e p r e c i p i 协t i o nm a i n l y l i m i t e dt o 掣a i nb o u n d a r y w i t h o u tp r e - p r e c i p i 诅t i n gi n g r a i n ， a i l di n c r e a s e dt l l e d i s c o l l l l e c t i o na 1 1 dp a n i c l es i z eo f 铲a i nb o l l i l d a r yp r e c i p i t a t e si ns u b s e q u e n ta g e i n g p r o c e s s t h ed e p e n d e n c e so ft h ep r o p e r t i e so f7 0 5 5a l u m i n u ma l l o yo nh i g ht e m p e r a t u r e p r e p r e c i p i t a t i o nh a v eb e e ni n v e s t i g a t e d c o n t r a s t e dt on o 咖a lp r o c e s s i n g ，t l l ea d d i t i o no f h i 曲t e m p e r a t u r ep r e p r e c i p i t a t i o nc o u l de n h a n c et h ee l e c t r i c a lc o n d u c t i v i t yo f7 0 5 5a l l o y w i t ht h es a r n eh i g hh a r d n e s s ，a 1 1 de i l l l a n c et h es t r e s sc o r r o s i o nc r a c k i n gr e s i s t a n c eo f7 0 5 5 a l l o y 埘t l lt h es 锄eh i 曲s t r e n 昏h k e yw o r d s ：a l u m i n 啪， 7 0 5 5a l l oy ， p r e - p r e c i p i t a t i o n ， h e a t t r e a t i i l e n t ， s t r e s s c o n d s i o n ，s t r e n g t l l ，e l e c 仃i c a lc o n d u c t i v i t ) ， n l r ， l l 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 1 1 前言 第一章文献综述 减轻航空航天器及其地面运载工具结构重量可显著提高运载能力和机动性，减 少燃料消耗，提高航( 行) 程。其中轻质高强结构材料对结构减重具有关键作用。目前， 面j 临树脂基复合材料的竞争，作为航空航天及地面车辆结构材料的铝合金正向着超 高强度、耐腐蚀、低密度、耐热的方向发展【l | 2 】。 近年来在已有7 x x x 系铝合金基础上通过提高纯度和合金元素含量及利用新的时 效工艺发展起来的新型的a l z n m g c u 系超高强铝合金( 如7 0 5 5 t 7 7 ) ，因采用普通 熔铸工艺制备，成本与普通铝合金相当，具有广阔的发展前景【3 “。7 x ) ( ) ( 系超强铝合 金较传统铝合金断裂强度和屈服强度提高3 0 以上。但是，7 x x x 超高强铝合金作为 结构材料面临的问题是应力腐蚀开裂敏感性较高，阻碍了该系列合金潜力的进一步 发挥。 几十年来，人们对a l z n m g c u 系高强铝合金应力腐蚀机理和时效热处理工艺 做了大量研究，以期在保证强度的同时，提高合金的抗应力腐蚀开裂性能【_ 7 ，8 】。 1 2a l - z n - m g c h 系高强铝合金及其热处理发展概论 1 2 1 a 1 z n m g c u 系高强铝合金发展历程 a i z n m g 和a 1 z n m g c u 合金属7 x ) 【) 【系铝合金【9 】，其中a l z n m g c u 系高强 合金，是以1 9 2 3 1 9 2 6 年德国科学家w s a n d e r 和k l m e i s s n e r 对a l z n m g 三元系 合金研究的基础上发展起来的【l o 】。1 9 3 2 年，k j 韦伯提出了一种含1 0 z n ，2 m g ， 1 c u 合金，这是第一种以a 1 z n m g c u 为基的高强铝合金。后来尽管添加了m n 等一系列元素作为改善应力腐蚀的元素，但由于该合金具有很高的应力腐蚀敏感性 而未得到广泛应用。 1 9 3 5 1 9 3 9 年，日本研制出强度为6 0 0 m p a 的新型高强铝合金，然而应力腐蚀 问题仍然存在，后来将c r 、m n 、m o 加入到a l z n m g c u 合金中开发了一种超硬铝 合金。这种合金因具有很高的强度和大大改善了的抗应力腐蚀开裂性能，而成为该 系合金中最先在飞机制造业上获得实际应用的合金。随后，美、英、德、前苏联等 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 国开发了一批加c r 、z r 的a 1 一z n m g c u 合金，其中最著名的就是美国1 9 4 3 年开发 的7 0 7 5 合金和前苏联同年研制的b 9 5 合金。1 9 5 4 年，在7 0 7 5 合金基础上提高z n 、 m g 、c u 的含量，开发出了强度高于7 0 7 5 一t 6 5 1 合金的7 1 7 8 一t 6 5 l 合金，并被选 用在波音7 0 7 、7 3 7 和d c 8 客机上。同年，开发了7 0 7 9 合金，但在应用中发现其抗 大气腐蚀能力太差，因而也被淘汰】，同年开发出的7 0 0 1 高强铝合金具有相同的问 题。 6 0 年代，美国以7 0 7 5 为基础，开发出了强度、断裂韧性和抗应力腐蚀性能较高 的7 0 5 0 合金，并于1 9 7 1 年在美国铝业协会登记注册，主要用于生产t 7 6 5 1 和t 7 4 5 l 状态的厚板，t 7 6 5 l 和t 7 3 5 l 状态的挤压件，t 7 4 5 1 状态的自由锻件，t 7 4 状态的模 锻件和t 7 3 状态的线材。该合金首先被选择用于a 6 入侵者和f 1 8 飞机的挤压结构 件i l 。此后，为改善合金的韧性和抗剥落腐蚀性能，通过调整主要成分和减少f e 、 s i 等杂质的含量，1 9 7 8 年开发出改良型的7 1 5 0 新合金，用来生产t 6 状态的厚板和 挤压件，己用于制造波音7 5 7 、7 6 7 、空中客车a 3 1 0 和麦道m d 一1 l 等飞机上翼结 构。 加拿大铝业公司( a l c o a ) 以添加z r 代替普通7 x x x 系合金中的c r ，开发了7 叭o 和 7 0 1 2 合金，具有高强度和较好的抗s c c 性能。8 0 年代，美国的a l 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 等杂质元素的含量，提高z r 州g 比值，研制成 功了7 0 5 5 合金1 4 1 ，并于1 9 9 3 年申请到美国专利。合金在具有高强度的同时又具 有优良的综合性能【l5 1 6 】。目前已用于波音7 7 7 客机的机翼上翼蒙皮。 图1 一l7 0 0 0 系航空铝合金在欧美等国的发展简史 、p 二 、 l 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 表1 17 0 0 0 系高强铝合金在飞机各部位的典型应用 应用部位应用的铝合金 机身蒙皮 机身桁条 机身框架隔框 机翼上蒙皮 机翼上桁条 机翼下蒙皮 机翼下桁条 机翼下壁板 翼肋和翼梁 尾翼 7 0 7 5 一t 6 7 4 7 5 一t 6 7 0 7 5 t 6 ，7 0 7 5 t 7 3 ，7 4 7 5 一t 7 6 ，7 1 5 0 一t 7 7 7 0 7 5 - t 6 7 0 5 0 t 6 7 0 7 5 t 6 ，7 1 5 0 t 6 ，7 0 5 5 一t 7 7 7 0 7 5 - t 6 ，7 1 5 0 - t 6 ，7 0 5 5 一t 7 7 ，7 1 5 0 - t 7 7 7 4 7 5 一t 7 3 7 0 7 5 一t 6 7 0 7 5 一t 6 ，7 1 7 5 一t 7 3 7 0 1 0 一t 7 6 7 1 5 0 t 7 7 7 0 7 5 t 6 ，7 0 5 0 一t 7 6 回顾飞机结构用铝合金的发展史，不难发现是一部飞机工业向结构铝合金挑战 的历史。图1 一l7 0 0 0 系航空铝合金在欧美等国的发展简史铝示意。高强铝合金一直 在航空工业上占据重要地位，表l l 为7 0 0 0 系高强铝合金在飞机上的典型应用。 从图l l 中的数据分析看，铝合金的发展总的趋势是强度上升，但有时为了保 证综合性能( 如抗应力腐蚀开裂性能) 不得不以牺牲强度为代价。 表l 一2 一些工业超高强铝合金的典型性能 合金及状态 oo2 ，m p a o b m p a 6 化学成分 7 0 7 5 t 65 0 05 7 0 l l 5 6 2 1 1 2 5 m 9 1 6 c u 7 4 7 5 t 6 5l 7 0 5 0 一t 7 3 6 7 0 5 5 t 7 7 7 0 0 1 t 6 b 9 6 u 1 t 2 b 9 6 u 一3 t 2 5 6 0 5 1 0 6 4 0 6 2 5 6 2 0 5 2 0 5 9 0 5 5 0 6 6 0 6 7 5 6 5 0 5 9 0 1 2 1 1 1 0 9 7 8 5 7 z n 2 2 5 m 2 1 5 5 c u 6 2 z i l 2 2 5 m 2 2 3 c u 8 o z l l 2 ，0 5 m 2 2 3 c u 7 4 z n 3 o m 卫2 1 c u 8 4 z n 2 7 m 2 2 3 c u 8 1 z n 2 1 m 9 1 7 c u b 9 6 u 3 t 1 2 6 2 06 4 0 7 8 1 z i l 2 1 m 9 1 7 c u ? h 巴、 中南大学硕士学位论文第一章文献综述 在a l z n m g c u 系高强铝合金的发展中，寻求提高材料的强度和改善其抗应力 腐蚀性能f s c c ) 、断裂韧性和疲劳强度的良好匹配，始终是研究的主题。为提高材料 的强度、韧性、耐腐蚀性及耐疲劳性等综合性能，a l z n m g c u 系合金设计方面的 发展总趋势是合金化程度越来越商，f e 、s i 杂质的含量越来越低，z n 、c u 的含量 增加，同时z n m g 和c u 】g 的比值不断提高。表1 2 为一些工业超高强铝合金的 典型性能7j 。表l 一3 为常见a l - z n m g c u 系铝合金的化学成分。 表1 3 常见a l z n m g c u 系铝合金的化学成分( 州，) 长期以来，为了尽可能得到最佳的综合性能，各国对a j z n m g c u 系合金的腐 蚀机理、强化和塑性变形机制以及合金化和热处理方面做了大量的研究，推动了铝 合金从中等强度向高强和超高强合金的发展1 8 鼍2 1 。 1 2 2 a i - z n m g - c u 系超高强铝合金热处理工艺的发展现状 人们主要通过热处理来改善a l z n m g c u 系铝合金综合性能【2 。”j 。热处理后， 铝合金的微观结构特征一g p 区，基体沉淀和晶界沉淀相的种类、大小和分布，无沉 淀带的宽度以及位错的数量和分布等，都发生了变化，而这些变化对强度和应力腐 蚀性能有重要影响【2 6 之9 1 。晶内析出物的数量和弥散性与晶界析出物分布的大小和连 续性分别决定了a i z n m 2 c u 系高强铝合金的强度和抗应力腐蚀开裂性能p ”。一 般认为，晶内析出相越细小、弥散，则合金的强度越高，而晶界析出相越离散、粗 大，则合金的抗应力腐蚀开裂性能越好。铝合金的强化热处理由淬火和随后的时效 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 组成，由淬火形成的过饱和固溶体在时效过程中分解，是使合金获得高强度的必备 条件。时效析出强化是a l z n m g c u 系高强铝合金的主要强化机制，但该系合金在 析出强化的同时，应力腐蚀抗力一般随之降低。 目前，人们对热处理工艺的研究主要集中在时效方面，6 0 年代以前，常采用的 时效制度为峰时效( 美国t 6 ，前苏联t 1 ) ，目的是提高强度，此状态主要强化相是晶 内g p 区和少量的t 1 相，而晶界为链状连续的析出物，使得此种状态的合金具有较 高的应力腐蚀敏感性和较低的断裂韧性。 强 度 t 6 t 7 6 t 7 4 t 7 3 时效时间 图l 一2 各种时效制度之间的强度对比 为解决应力腐蚀敏感性问题，1 9 6 1 年美国铝业公司开发了双级时效制度t 7 3 ( 前 苏联为t 3 ) ，第二级为高温时效，使晶界上的1 1 相和t 1 相质点聚集、球化，从而破 坏了晶界析出相的连续性，提高了合金的抗应力腐蚀开裂性能。但是，由于晶内析 出相的质点同时发生了粗化，强度有所降低。因此，应力腐蚀抗力的提高却是以牺 牲1 0 1 5 的强度为代价：同年又开发了t 7 6 时效制度，目的是为了提高材料的 抗剥落腐蚀能力，它的时效程度比t 7 3 轻，强度损失约9 1 2 ；随后又开发了t 7 3 6 时效制度，其时效程度介于t 7 3 和t 7 6 之间，以减少强度损失并得到较好的抗应力 腐蚀性能。图1 2 为各种时效制度之间强度的对比。 为解决强度与抗应力腐蚀之间的矛盾，1 9 7 4 年，以色列飞机公司的c i n a 提出了 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 一种三级时效对认( r e t r o g r e s s i o na n dr e a g e i n g ) 处理工艺。该工艺是在峰值时效后加 短时间的高温回归处理，然后再加峰值时效。第一级时效后( 时效到最大强度) ，在晶 内形成弥散的细小析出物，在晶界形成较粗大链状的析出物，正是晶界上的这种组 织使该状态的合金对应力腐蚀开裂和剥落腐蚀有高度的敏感性。在随后的回归加热 时f 第二级高温时效) ，晶内析出物不稳定溶解，晶界析出物聚集球化，使晶界析出物 呈不连续状态，质点间距增大。最终峰值时效到最大强度使晶内再次析出弥散细小 的析出物质点，而晶界上析出物的状态不变。因此，经过完整的r r a 处理后，晶粒 内部形成了如同峰时效状态而获得最大强度，而晶界形成了类似于过时效状态的组 织，这样就使合金在保持t 6 强度的同时，抗应力腐蚀开裂能力接近了t 7 3 水平。但 由于r r a 处理需要在较高温度回归，时间太短，无法应用到大尺寸产品中，工业生 产受到一定限制i j 4 3 ”。 另一种解决强度与应力腐蚀之间矛盾的方法是t m t ( t h e r m o m e c h a n i c a i t r e a t m e n t l ，即形变热处理或热机械处理。此种方法通过析出和位错相结合的方法强 化，用位错强化来弥补为得到较高耐腐蚀性的过时效组织而损失的强度。这种处理 方法可以使n 相优先在位错上行核并长大，最终形成细小的g p 区和过渡相中分布着 粗大的t 1 相的组织。在变形过程中，这些粗大的t 1 相不易被剪切，从而促成交滑移， 消除共面滑移的现象，改善合金的塑性，得到强度与抗应力腐蚀之间的最佳结合。 但这种工艺要求严格控制热处理温度、变形程度，在实际生产应用中受到局限。 由此可见，以上各种热处理工艺各有优缺点，单级时效强度高但有高的应力腐 蚀敏感性；双级时效往往以牺牲强度为代价来提高抗应力腐蚀开裂性能；三级时效 和形变热处理由于工艺条件的复杂性，很难在工业生产中得到应用。因此，探索新 的热处理工艺，来调控合金晶界和晶内的析出相状态，以达到强度和抗应力腐蚀开 裂性能的良好结合，对于发展和研制a l z n m g c u 系超高强铝合金具有重要的实际 意义。 1 2 - 37 0 5 5 超高强铝合金的特点及其应用 随着军用和民用飞机制造技术的发展，减重和降低成本成为飞机制造和铝加工 工业必须考虑的重大问题。因此，发展高比强度、高比模量、良好的断裂韧性、较 高的抗疲劳性能和抗应力腐蚀开裂性能的超高强铝合金成为铝合金的一个重要发展 方向。7 0 5 5 正是适应航空抗压结构用材要求发展起来的超高强铝合金。1 9 9 1 年2 月 1 3 日美国新登记注册了7 0 5 5 t 7 7 5 1 l 合金【3 7 】。它不仅有极高的强度，而且还有良好 的韧性和抗应力腐蚀性【3 8 4 叭，是目前综合性能最高的超高强铝合金，已用于民用运 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 输机的上翼机构、水平尾翼和龙骨架等构架上，7 0 5 5 一t 7 7 的厚板和挤压件现已被定 为波音7 7 7 的上翼的选用材料。7 0 5 5 是在7 0 5 0 和7 1 5 0 的基础上通过进一步提高 z 1 1 i g 比值和c u 含量，降低f e 、s i 杂质含量而发展起来的，属于口+ ”( m g z “2 ) + t ( a 1 2 m 毋z n 3 ) + s ( a 1 2 c u m g ) 型合金【4 l 】。由于z n 、m g 含量的增加，时效强化相的体 积分数增加，晶界沉淀相覆盖晶界的比例也增大，为了保证强度和耐蚀性的良好结 合，提高材料的抗应力腐蚀、抗剥落腐蚀性能，采用了t 7 7 热处理工艺。 国内外研究【4 2 州】表明：7 0 5 5 具有比7 0 5 0 更高的强度和优良的断裂韧性。 7 0 5 5 一t 7 7 5 l l 挤压件，在保证有合格的断裂韧性( k l c ) 和抗腐蚀的前提下，显著提高了 比强度和抗拉屈服强度，并获得了美国专利。与7 0 7 5 相比，7 0 5 5 - t 7 7 制品的强度比 7 0 7 5 一t 6 高约2 5 ，比7 0 7 5 t 7 6 高约4 0 。与7 1 5 0 相比， 7 0 5 5 t 7 7 5 l 铝合金制品 的抗拉强度和拉伸屈服强度比7 1 5 0 - t 7 6 5 l 和7 1 5 0 t 7 7 5 l 高，7 0 5 5 一t 7 7 5 1 和t 7 7 5 l l 制品的抗腐蚀性介于7 1 5 0 t 6 和t 7 7 之间。7 0 5 5 合金目前存在的问题是由于合金元 素含量高，其抗应力腐蚀开裂性能有待进步改善。7 0 5 5 一t 7 7 5 l1 、7 1 5 0 - t 7 6 5 1 】和 7 1 5 0 t 7 7 5 1 l 典型性能见表l 4 ，l 一5 。 表1 47 0 5 5 一t 7 7 5 1 1 、7 1 5 0 t 7 6 5 1 1 和7 1 5 0 t 7 7 5 1 1 合金 2 5 4 毫米挤压件的典型性能 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 表l 一57 0 5 5 一t 7 7 5 1 、7 1 5 0 t 7 6 5 l 和7 1 5 0 一t 7 7 5 1 合金 2 5 4 毫米厚板的典型性能 垄堂丝堂 ! ! ! ! ：! ! ! ! ! ! ! ! ：! ! ! ! ! ! ! ! ：! ! ! ! ! 抗拉强度( 矾m p a ) 纵向 6 4 8 6 0 66 0 6 抗拉强度( 吼m p a ) 长横向 6 4 8 6 0 6 6 0 6 拉伸屈服强度( 盯o2 m p a ) 纵向 6 3 4 5 7 2 5 6 5 拉伸屈服强度( 盯o2 m p a ) 长横向 6 2 05 7 2 5 6 5 屈服弹性模量( g p a ) 纵向 6 2 0 5 6 5 5 6 5 屈服弹性模量( g p a ) 长横向 6 5 5 5 9 9 5 9 9 伸长率( 6 ) 纵向 1 1 1 2 1 2 伸长率( 6 ) 长横向 1 01 2 1 1 拉伸弹性模量( g p a ) 7 0 3 7 1 o7 1 7 压缩弹性模量( g p a ) 7 3 7 7 1 7 7 3 7 童鏖! 型! 佥 ! ：! ! ! ：! ! 坐j 一 目前，我国航空航天工业大量应用的高强度铝合金主要仍为类似于俄b 9 5 u 和 美7 0 5 5 合金的l c 4 及l c 9 。如d f 一3l 和导弹用的主要结构材料仍为l d l 0 、l c 4 和l c 9 普通高强度铝合金。对7 0 5 5 等超高强度铝合金的研究开发则处于起步阶段。 超高强度铝合金的发展对我国航空航天工业的发展有重大的影响。 1 3 a 1 z n m g c u 系铝合金的显微组织的形成与演变 1 3 1 a 1 z n m g c u 系铝合金相关系 根据a 1 z n m g c u 四元系富铝部分合金相图，铝和锌、镁、铜间形成o ( c u a l 2 ) 、 8 ( m 9 5 a 1 6 ) 、日二元相和s ( a 1 2 c u m g ) 、t ( a 1 6 c u m 朗) 和t ( a 1 2 m 9 3 z n 3 ) 等三元相， t ( a 1 6 c u m 9 4 ) 和t ( a 1 2 m 勘z n 3 ) 为同晶型，可连续互溶形成t ( a 1 z n m g c u ) 相m 1 。o ( c u a l 2 ) 相可溶解1 2 锌和少量的镁：镁在s ( a 1 2 c u m g ) 相中的溶解度极小。由于 t ( a 1 6 c u m 朗) 相和t ( a 1 2 m 勖z n 3 ) 、 ”( a 1 c u m g ) 和”( m g z n 2 ) 以及z ( a 1 5 m 啦c l l 6 ) 和 z ( m 9 2 z n l l ) 相的晶体结构相同，因此它们之间形成一系列连续固溶体，如图l 一3 弯 曲管状区域所示【4 7 】。 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 图1 3a l z n - m g c u 四元系铝角部分单相区分布范围示意图 a 1 z n m g c u 系合金除主要合金组元锌、镁和铜外，还有锰、铬、锆等微量元 素以及铁、硅等杂质。杂质硅与镁形成m 9 2 s i 相，与铁和锰生成a 1 f e m n s i 相，钛和 铬除溶入口i ) 和化合物a l f e m n s i 外，含量不多时，般不单独形成铝化物。 t ( a 1 2 m 勘z n 3 ) 相化合物中的锌、镁含量比约为2 7 1 ，它的成分范围很宽，呈立方 晶格，其晶格常数随锌含量的增加从1 4 2 9 a 变化到1 4 7 1 a 。图1 4 和1 5 分别为 d ( a 1 ) 一日( z n m ) 和a ( a 1 ) 一t ( a 1 2 m 9 3 z n 3 ) 伪二元相图。 由图1 4 和图l 一5 可看出，t ( a 1 2 m 勖z n 3 ) 和n ( z n m 9 2 ) 在铝中有较高的溶解度 和明显的温度关系，t 相在铝中的溶解度随温度而变化，在4 8 9 下，t 相在铝中的溶 解度为1 7 。温度降低，溶解度迅速减少，室温仅为1 0 ，故合金可热处理强化。 刁( m g z n 2 ) 相在共晶温度4 7 0 下在铝中的溶解度为2 8 ，而室温下只有4 ，故刁 相有很高的淬火时效效果。 中南大学硕士学位论文 第章文献综述 7 5 p 越3 喟 i 弋上 严、 桶弋l + “ a 7 0 9 1 l 口+ 口 i l 02 04 0 6 08 01 0 0 口( m gz 1 1 ：) ， 7 0 0 6 0 0 暑0 0 u 1 0 0 世 嘣 3 0 0 2 0 0 1 4 a l n ( z n m 9 2 ) 伪二元相 令 c 刮 a 、吒孑 a ， 4 8 9 。 、 了 l n + r 2 0 o t 【a 1 2 m g ，z “，) ， 1 5 ( a 1 ) 一t ( a 1 2 m 勘z n 3 ) 伪二元相图 1 0 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 1 3 2 a i - z n m g - c u 系合金制备中组织形成与演变 高强铝合金的组织特征为固溶体基体上分布着不同尺度的第二相颗粒，其中有 结晶形成的尺度在微米级以上的粗大化合物颗粒，凝固后高温析出的尺度在微米以 下的化合物弥散相颗粒和时效析出的尺度在0 1 m 以下的化合物颗粒。高强铝合 金组织还与制备过程密切相关。 a l z n - m g c u 系超高强铝合金的合金元素含量高，易偏析，铸锭未熔共晶相多， 导致铸坯和热轧开坯易开裂；合金元素和杂质元素含量超过在铝中的极限固溶度即 导致粗大的化合物结晶相。粗大的结晶相颗粒易成为应力集中和裂纹萌生之处，对 铝合金的断裂韧性、疲劳强度和应力腐蚀开裂均有显著影响【4 8 】。粗大的化合物结晶 相的形成与凝固过程有关。通常合金凝固呈现非平衡特征，即使在平衡凝固状态下 处于单相区的固溶体合金，也因非平衡凝固而在最终凝固区域( 即晶界处) 出现粗大化 合物1 4 。另外，铸态组织的基体( d ) 固溶体呈树枝网状，在枝晶网胞间和晶界上存 在不溶的少量的金属间化合物。 由于合金凝固后存在枝晶偏析，网胞间和晶界上非平衡共晶网络较脆，难于塑性 加工。均匀化退火的主要组织变化是枝晶偏析的消除、非平衡相的溶解和过饱和的 过渡元素相沉淀，溶质的浓度逐渐均匀化。在均匀化退火过程中，不溶的过剩相可 能会发生聚集、球化口们。均匀化退火保温后缓冷时，高温下溶入固溶体的溶质，将 按溶解度随温度而减小的规律，在晶粒内部较均匀的析出，从而显著提高合金的塑 性以及组织和化学稳定性。 均匀化处理后的铸锭进行塑性变形，通过塑性变形( 轧制、挤压、锻造、拉伸等) 使合金获得高强度。其本质是塑性变形后位错密度会增加口”。变形过程中，不均匀 分布的位错会形成位错缠结，随着变形量增大和变形温度升高，散乱分布的位错缠 结转变为胞状亚结构组织，高密度位错缠结集中在胞周围形成包壁，胞内则位错密 度低。变形越大亚结构组织越细小，抵抗继续变形能力越大，加工硬化效果越明显。 由于产生于亚结构，故又称为亚结构强化。合金在塑性变形时，各晶粒沿变形方向 被拉长，当变形量较大时，晶粒被拉成纤维状，合金中存在的杂质或第二相，在塑 性变形时，被打碎或拉长，并顺着变形方向呈带状。伴随羞塑性变形，在合金中产 生各种缺陷，如位错、点缺陷、堆垛层错和孪晶等。通过塑性变形是使合金获得高 强度的方法垆“。 a 1 一z n m g c u 系高强铝合金主要靠时效析出强化来提高机械性能，固溶是将合金 加热至第二相能全部或最大限度的溶入固溶体的温度保温。固溶后以快于第二相自 固溶体中析出的速度冷却( 淬火) ，即可获得过饱和固溶体。这种过饱和固溶体不仅溶 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 质原子是过饱和的，而且空位也是过饱和的，即处于溶质原子和空位的双重过饱和 状态。时效析出是一种溶质原子扩散过程，而空位的存在使原子扩散所必须具备的 条件。 固溶处理后，随即进行时效，合金可显著强化。从过饱和固溶体中析出稳定的 第二相，形成溶质原子富集亚稳区的过渡相的过程称之为沉淀。过饱和固溶体在一 定温度下加热，发生沉淀生成共格的亚稳相质点的过程称为时效。由时效或沉淀引 起的强化称为沉淀强化或时效强化。 时效过程是第二相从过饱和固溶体中析出的过程。固溶后淬火形成空位和溶质 原子的双重过饱和固溶体，在时效过程中分解产生析出相，阻碍位错运动。显然， 过饱和程度的提高，将增加时效析出相数量，增加强化效果。随着时效温度和保温 时间增长，含合金元素的过饱和固溶体分解，a 1 z n m g c u 系铝合金时效过程中沉 淀析出的顺序为1 52 j ： o ( 过饱和固溶体) g p 区n 相( m g z n 2 ) + t 1 相( m g z n 2 ) 。 由于晶内与晶界在析出相形核与长大热力学与动力学上的差异，a l - z n m g c u 系铝合金晶内与晶界的析出组织差别显著。晶内析出相通常为g p 区、n 和少量n 相，晶界析出相为q 相并存在晶界无沉淀区。而且这些析出组织特征易随热处理工 艺参数的变化而变化【5 3 5 4 】。晶内平衡析出相( n 相) 析出越少，亚稳相( g p 区、n ) 析出多且尺寸小而弥散，析出强化效应越显著，合金的强度越高；而晶界析出相( n 相) 尺寸和间距越大，应力腐蚀抗力越高5 7 1 。g p 区是z n 、m g 原子在a l 基体的某 一晶面偏聚而形成的球状原子偏聚区，与基体保持完全共格1 3 9 j ：n 相是m g z n ：的过 渡相，在铝基体中形成圆盘形状，具有六方结构，与基体保持半共格：n 相是m g z n 。 的平衡相，六方结构，与铝基体保持非共格关系侧。a 1 z n m g 。c u 系合金，由于合 金晶内析出相一般为g p 区、n 、n 相，而g p 区没有独立的晶格结构，完全保持 与母相共格，与母相之间没有原子不规则排列的界面，为保持这种共格关系，需要 很大的共格应变能，因此在界面及其附近发生弹性畸变。q 相与基体半共格，二 者均能使基体晶格产生很大的晶格畸变，增加晶格的点阵畸变歪扭程度，因此g p 区、 n 析出多且尺寸小而弥散，析出强化效应越显著，合金的强度越高。 在固溶处理后，高强铝合金的强度随着时效各阶段的基体组织的变化而变化。合 金的强度到底由g p 区、n 相中的一种或两种决定，至今尚无定论。有些学者认为， 主要强化相是g p 区，即基体中刚刚出现n 相时，合金的强度最高。有的学者认为， 该系合金的主要强化相是n 相。还有学者认为是g p 区和n 相共同决定了合金的 强度。 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 1 4 a i z n m g - c u 系合金的时效硬化 时效沉淀强化是a l z n - m g c u 系合金最主要的强化机制，即通过过饱和固溶体 在时效过程中析出沉淀相粒子阻碍位错运动以获得强化。通常用位错理论解释时效 硬化理论，合金中的沉淀析出产物本身的性能和结构与基体不同，质点周围产生应 力场，运动着的位错与析出相质点相遇时，需要克服应力场能做功，位错运动困难。 当位错通过物理性质与基体不同的析出相区时，它本身的应力场也发生改变，位错 运动同样受到影响。 刚刚淬火( 固溶处理) 或经过轻微时效的a l z n m g c u 系合金，其溶质原子高度弥 散，溶质原子与母体之间的错配度引起的应力场也是高度弥散的。当合金进一步时 效，溶质原子开始聚集，从而使应力场的距离开始拉开，当拉开的距离达到可以使 位错绕应力场呈弯曲状态时，合金开始硬化。弯曲半径和应力之间有如下的关系式： r = g b 2r 其中，r 为弯曲半径，g 为切变模量，b 为柏氏矢量，r 为切应力。 此时，第二相质点或溶质原子集团不必处在位错必须通过的滑移面上，只要应 力场能达到位错通过的滑移面即可。铝合金的时效析出的质点一般为g p 区，共格或 半共格过渡相。时效强化的质点在基体中均匀分布，使变形趋于均匀。当粒子处在 位错通过的滑移面上时，主要是发生位错切过沉淀物和位错绕过障碍物两种情况。 ( 1 ) 位错切过沉淀物： 如果沉淀物不是太硬，位错可以切过沉淀物而强行通过。位错切割沉淀相强化 公式可写成： 吼h = k 唧( 。p ，b ) “( 厂p ) “ 式中k 一无量纲常数，t 。一质点综合强度参量，综合反映各种强化机制的作用，r p 一 质点尺度，平均半径，。一质点体积分数，b 一位错柏氏矢量。这个表达式明确地表 明了沉淀物的各种参量对强度的影响。对确定的合金系和强化质点，质点体积分数 ，。的大小直接决定了强度。 位错切过粒子时，运动阻力来自三方面。 ( a ) 粒子与基体中的错配引起的应力场； 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 ( b ) 位错切过粒子后，粒子被分成两部分，增加了表面能： ( c ) 位错切过粒子时，改变了溶质原子和溶剂原子的邻近关系，引起化学强化。 ( 2 ) 位错绕过沉淀物 如果沉淀相粒子很硬或者是由于提高时效温度，延长时效时间，沉淀相粒子聚 集，粒子间距加大。从沉淀相本身强度的角度出发，可以认为，当沉淀相本身的强度 达到位错不能切割时，将启动位错绕过机制。位错绕过粒子。位错绕过粒子所需应力 为： o = 2 g b l 其中，1 为粒子间距。位错绕过粒子后，在粒子周围留下一圈位错环，位错密度 不断提高，粒子的有效间距不断减小，造成硬化。 在时效硬化理论中，位错切割沉淀相机制( s h e a r i n g ) 和位错绕过沉淀相机制 ( b y - p a s s i n g ) 相互竞争，消耗能量较少的机制起主要作用。 1 5 a l z n m g c u 系超高强铝合金的应力腐蚀 应力腐蚀开裂是指合金在应力( 拉应力或内应力) 和腐蚀介质的同时作用下，伴随 着裂纹的发生和传播引起的延时破坏，又称为s c c 。 籁 格 豁 碟 散 督 墼 r 翅 年度 图1 51 9 6 0 一1 9 7 0 年北美和西欧发生的飞机材料应力腐蚀开裂事故汇总 铝合金的应力腐蚀开裂( s c c ) 是在2 0 世纪3 0 年代初发现的，其中高强和中强可 中南大学硕士学位论文第一章文献综述 焊铝合金易发生应力腐蚀开裂。 1 5 1 应力腐蚀的形成条件和基本特征 应力腐蚀开裂的特征是形成腐蚀一机械裂缝，既可以沿着晶粒发展，也可以穿 过晶粒扩展。应力腐蚀破裂是在一定的条件下才会发生的，其形成条件和基本特征 为： ( 1 ) 金属必须存在拉应力或金属内部有残余应力。拉应力愈大，则断裂时间愈短， 反之，压应力有抑制应力腐蚀的作甩。 ， f 2 ) 金属本身对应力腐蚀敏感； ( 3 ) 存在能引起该金属或合金应力腐蚀的介质。对铝合金，这样的介质是氯化物、 潮湿的工业大气和海洋大气等； ( 4 ) 应力腐蚀裂纹的扩展速度在o o o l 0 3 厘米j 、时范围内，即远大于无应力时 的腐蚀速度，又远小于单纯的机械断裂速度。 ( 5 ) 应力腐蚀断裂一般属低应力脆断，铝合金的应力腐蚀开裂绝大多数为沿晶断 裂。 ( 6 ) 铝合金的应力腐蚀一般分三阶段： 第一阶段：铝合金表面形成保护性氧化膜。 第二阶段：保护膜局部破裂，形成蚀孔或微裂缝源。 第三阶段：裂缝由裂源向纵深发展。 1 5 2 应力腐蚀机理 随着航空航天工业对超高强铝合金的要求的持续增长，发展合金化学和合金热 处理以优化7 0 0 0 系高强铝合金的强度和耐应力腐蚀性( s t r e s sc o r r o s i o nc r a c k i n g ， s c c ) 倍受关注【3 ”由于存在大量的影响因素，在研究改善合金的抗应力腐蚀性能时往 往以牺牲强度为代价。 几十年来，人们对铝合金的应力腐蚀机理和时效热处理工艺做了大量研究，以期 在保证强度的同时，提高合金的抗应力腐蚀性能。由于存在大量的影响因素，铝合 金的应力腐蚀开裂机理相当复杂。有人概括了以下三种观点：( 1 ) 裂纹沿晶界局部溶 解，即晶界析出相在腐蚀介质作用下优先阳极溶解：( 2 ) 氢致破裂说，即氢进入晶界 导致氢脆；( 3 ) 钝化膜沿晶界破裂。 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 ( 1 ) 阳极溶解 在溶液环境中，高强铝合金具有应力腐蚀开裂( s c c ) 敏感性。晶界沉淀相往往作 为阳极，使s c c 伴有晶界沉淀相优先溶解的倾向，因此，有人认为阳极溶解是s c c 机理。 按照阳极溶解理论，在造成应力腐蚀以前，金属内部首先形成能引起电化学腐 蚀的活化途径，这种活化途径可能是原来就存在的。例如，铝合金在晶界沉淀出电 位不同于基体的第二相或形成溶质贫化带，而晶界本身，特别是大角度晶界还处于 高能量状态，因而化学活性较大，相对于基体可能成为阳极而受到腐蚀，并形成显 微裂纹：另一种活化途径是由于塑性变形在金属表面形成滑移台阶，破坏了原有金 属表面的钝化膜而形成的。此时，在滑移台阶处暴露了新鲜金属，并且滑移带中堆 积了大量位错，甚至伴随有微孔：滑移带内也容易吸附微量元素或杂质原子。这些 因素都促使滑移台阶附近的金属活性化，成为电化学腐蚀中的阳极，而金属表面钝 化膜未被破坏区则为阴极，腐蚀结果在滑移台阶附近形成沟槽或裂纹。 以上两种方式形成的裂纹，若无拉应力的作用，则可能由于裂纹表面重新形成 钝化膜或其它某种原因而停止发展。反之，垂直于裂纹表面的拉应力则使裂纹张开， 钝化膜再次破裂或能量失去平衡而促使裂纹不断发展，这就构成了应力腐蚀。 ( 2 ) 氢脆 有人认为7 x x x 系列铝合金的s c c 机理包含氢脆( h y