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Al-Zn-Mg-Cu合金在热处理过程中共晶结构的演变,al,zn,mg,cu,合金,热处理,过程,进程,中共,结构,演变,演化,蜕变

内容简介：

金在热处理过程中共晶结构的演变 摘要： 通过使用扫描电子显微镜（ 能量色散 X 射线谱（ 差示扫描量热（ 对热处理过程中含铜量不同的合金共晶结构的演化进行了研究。铸态微观结构包括 （ 共晶（ （ +2，），和 A 究了 验表明粗相的体积在热处理过程中的初始 12 小时中快速减少，粗相的体积在 400和 420时候改变很少。铜含量对共晶的演变会产生了很大的影响铜的含量越高，合金 中德粗相溶解速度越慢。 关键字： 金， ，共晶结构，热处理 引文 在凝固过程中溶质的再分配会导致显微偏析和粗糙金属内部微粒的形成，会显著影响 7000 系列铝合金的特性和生产率。为了减少显微偏析和溶解共晶，铸造合金在后处理前必须要进行均化处理。在均化处理后会有些粗糙的成分存在于合金中，包括大型的共晶结构以及均匀化过程中形成的粗颗粒，这些都会影响合金的成型性，再结晶和特性。尺寸大于 1 微米的粗颗粒将对合金的特性造成恶劣影响，比如韧性和抗疲劳性。在 7000 系列铝合金中，这些有害颗 粒是铁和铜的金属化合物富相。 铜加入到 7000 系列的合金中，可以提高应力腐蚀开裂（ 性。随着铜含量的增加，会有更多的粗铜富相残余存在，这些会有损于合金的韧性和降低合金年淬透性。 统很复杂。研究发现好几种金属间相会在低于焊锡合金融化的温度下发生，比如 ( T( S( (， 和 T 相常作为由包含所有四种元素扩展组成的固体溶液形式存在。在铸造 金中，基于 ( T(S(在的第二相也已经发现。对 70055 系列合金的可溶性残留成分溶解的阶梯性热处理也有研究。虽然对于均质化处理和存在于铸态均匀化的金中粗相的性质已经有了相关研究，但是研究 主要局限在对该合金的共晶结构到均化过程中的粗粒子的变换。而对商业合金粗相演变过程的研究又是十分必要的。 本文主要研究铜的含量，温度和时间对 金中的粗颗粒在固化和热处理中演变的影响，同时对共晶结构到的粗粒子 的变换也进行了研究。 1. 实验 表 1 为两个商业合金 7050 系列和 7010 系列的化学成分比较 铸块（直径为 200 米）由东北轻合金有限责任公司利用半连续铸造法对样品进行热处理沿以铸锭的中心从半径的 1/2 处切割所得。为了研究在热处理过程中铸造合金的微观结构的演变，将样品分别加热至 400， 420， 440和 460，并保持不同时间（ 6 小时， 12 小时和 24 小时），然后放入水中骤冷。温度的变化控制在正负 5内。 使用光学显微镜对粗相的尺寸，形状和体积分数进行观察。使用图像分析仪对粗相进行测量。扫描电子显微镜（ 用来分析粗相，同时使用能量色散光谱来确定其化学成分。使用的扫描电子显微镜型号为 验使用49C 量热仪。 2. 结果 结构的铸造合金 图 1 为铸造显微结构。该共晶是由粗大的相分离。在参考文献中提到的，白区域是一个（ 黑色区域是作为共晶。两种合金表现出相似的铸造结构，共晶形成一个几乎连续的网络。该共晶的面积率几乎是 处理过程中微观结构的发展 该共晶的面积率和粗糙度在合金 2的分数共晶在热处理过程中逐渐减小，和两种合金之 间的面积比率的差异进行了观察。共晶结构的表征与热处理，并连续逐渐消失相混合演化为分离颗粒。 24h 后同质化在 460，合金 粒比合金 的粗糙度要低。对样品进行淬入冷水后热治疗，所以没有小颗粒沉淀在晶粒。 图 1：光学显微镜铸态合金：（ 1）合金铝 ;（ 2）合金 定量分析结果的分数比一个树突其他的相位如图 2 所示。从图（ a）所示，可以看出，在粒子分数合金与 增加保温时间减少不同的温度。粗颗粒的比例 大幅降低了初始 6 小时的在 440 和 460，变化中进一步保持小。有小分数的变化在 400 和 420 的 “ C 合金作为 b 所示。所示。残留粗的部分在 2 下相同的热处理条件。 在热处理过程中微观结构的演变是通过使用扫描电子显微镜研究。图 3（ a）和图 3（ b）显示了片状铸态共晶结构。该共晶被认为是作为一个 将在稍后进行分析。我们可以观察到一些粗颗粒（箭头所示的图 3（ b）嵌入到共晶组织。 析结果（ 明，该粗颗粒含有较多的 组成接近化学计量的 段。因此，粗颗粒可以被确定为 当温度达到 460时， 24 小 时后，同质化的共晶消失。 金颗粒在占主导地位，如图 3（ c）所示。在合金 ，有更多的富铜粒子（图 3（ d）在 粒附近。从图 3（ d）中，可以看出， 粒比富铜颗粒更亮。富铜颗粒的 果如表 2 所示，其中在成分上接近 。在合金 ，更多的富铜颗粒会导致粗颗粒更高的体积率分数。当富铜颗粒形状为椭圆形时（图 3（ e）将会导致 粒形态分布是不规律的，使 粒的边界为锯齿状（ 3（ f）。 差示扫描量 热法（ 结果如图 4 所示。两个尖锐的吸热过程出现围绕480 C 和 498 C。吸热峰 1 可以是归因于共晶的熔点（ 峰 2可以归因于 熔点。在铸态合金 有一个吸热峰，表明 时我们还可以发现铸造合金中的 没有吸热峰。 应当指出的是，弱吸热峰表示共晶的分数的降低。温度 460时， 12 小时后，与吸热峰 2 对应的 现同质化，说明该编队的在 质化。经过24 小时的同质化在 460，吸热（峰 1）消失，如 图 4（ a）所示（ a）中这表明所有的 是在用扫描电镜分析结果（图 3（ c），图 3（ d）。此外，在合金 吸热峰 2 是强于在合金 4（ b），这表明在合金 存在更多地 粒。 3. 讨论 两种合金的组织形成的混合物在树突状相和共晶层片形成在树突之间。两种合金表现出类似铸态结构，这表明，在不同铜含量对只有一点点影响凝固的过程。果表明，该共晶中含有 结果显示，该共晶中含有较多的铜（表 3），这表明，一些锌晶格是由铜原子取代中的 以前研究中提到的一样， l, 是固体溶液扩展，包含四个元素组成范围。 在热处理过程中，相位的分数比一个树突减少，并且减少的其它率在合金合金 。 析表明，该粗 粒形成。在合金 在更多 粒在相同的条件下。这表明铜含量对共晶的演变有很大的影响在热处理过程中的结构。 在铸态合金，会有一些隔离区具有更多的 固过程中溶质隔离区的出现会导致更多的铜溶解在共晶中。在热处理后，晶粒内的隔离区难以消除。合金 晶 中 含量在要高于 3）。与锌和镁相比，铜具有较低的扩散系数。共晶中 量较高的合金 热处理中扩散过程较慢。此外，在合金 高的过饱和度 将提供更多 质形成 而导致过多的 粒。因此，在相同的热处理过程中，合金中 量越多，其所包含的 粒也会越多。 在 460时， 24 小时后，同质化的共晶消失。有一些粗糙的金属间相留在晶粒边界。这些颗粒定义为不溶相（ 或 ，与 得的结果是一致的。 此时在合金 ， 占主导地位的颗粒为 在合金 为 于 7000 系列合金 实际同质化的温度约 460，时间约为 24 36 小时，就可以很大程度上溶解合金 的粗颗粒。但是，对于合金 一步有关研究同质化提出，要减少粗大的金属间相的比例，优化的处理手法。 4. 结论 1）介绍了两种包含 （ 共晶（ （ +2，），和 A ，结构相似的 铸态合金 2）在热处理过程中，层状共晶溶入基体或演变成孤立的颗粒。对合金在 460环境中，进行 24 小时热处理后，合金中出 现的颗粒为 3）与 树突不同，随着热处理时间的增加，相分数会逐渐减少。在合金中铜的含量越多，在热处理过程中相分数越高。在铜含量很高的合金中会含有很多的 。 4）铜含量对共晶结构的溶解有很大的影响，在热处理过程中会形成 。 致谢 哈尔滨市科技发展基金给予了研究很大的经济帮助，同时也感谢东北轻合金有限公司提供的材料。 at 6(2006) 577 of $, %), :& g), %Z), $3) 1 . 5000 1, 2. o 50060, 0 005; 4 005 of in by as a( a(+ 1, ) 1,of in 2 h of a 00 20 C . a on of in he to of of 000 l. In to is as in of pm as 000 000 to , 81. of be to of It ( T(S( O( as on q( T(in as of 151. on of in 055 161. of in as as of to in It is to of in of is to of on of to 004by +8678 et 6(2006) 2 wo in of 050 010 in , of %) n u e 1 200 m in by in o 12 of To of in as 00, 420,440 60 C , 6, 12 4 h) i 5 C . to of to to to on a 49C 3 of as he as 1. by a(as as an of is of he of in 1 is to 2. of of of of 4 h 60 C , of in 1 is in 2. so no in of as (1) l; (2) 2 of a (a), it be in 1 at of in h 40 60 C, is of 00 20 C in 2 as (b). of in 1 is in 2 of is by (a) (b) as is as 2, be (b) ) u e. is to l,So be 174 h 60 C. in 1 17as (c). In 2, (d) 17(d), it be 17is et 6(2006) 1 1 1 L 579 EM of (a) As (b) (a); (c) l(460 %, 24 h); (d) 2 (460 C, 24 h); (e) of (4 (e) 580 et 6(2006) of is , is 12in of in 2 is of 1,is as (e). 17is (f). DS of of i.3(e) (l g e A c 80 98C. be to of be to is in as 2, of in as 100 200 300 400 500 600 C 201 40r 36 4 20 100 200 300 400 500 600 C SC (a) (b) No 12in as It be of of to 122h 60 C, 124 h 60 C, ) as (a), It is in EM ) (d). in 2 is in 1 (b), 12in 2. 4 he of a of a as a on SC DS ), n u It is g( DS of in as %) 1 g e of a in 1 is in 2. EM 1212in 2 a on of In as be u, Zn g. of to u in It is to u in in 2 is in 1 as as 171. u in in 2 et 6(2006) 58 1 u in 2 u to 12to 12u 124 h 60 C. in as 17 is in . in 1 1712in 2. is 60 C, 24h 000 to a in l. 2, be to of 5 ) a( a( 1, ) 172) or in 4 h 60 C 173) of a of of in is in ) a on of he of is to o of , . of on A 2014 J. 2003,49(3): 26 1 D. in 050 J. , 2004, 382:112, P. of on J. 1994,30(11): 1373of 075 024 J. 2000, ): 819 Y, , , H, A. J. 1999,47(2): 489 M, . of of an J. 1971, 2(2): 427- 432. , , A of on , 1981, 12(11): 1939, B&, . of on J. 1999, 15: 993 S. J. , 1975,6(4): 671 K, D. in J. 1987, 3