粉末熱擠壓Al-Zn-Mg-Cu合金的制備工藝及組織性能研究.pdf

1、Al-Zn-Mg-Cu高強鋁合金以其高強、輕質(zhì)、高韌、耐腐蝕等優(yōu)良特性,被廣泛應(yīng)用于航空航天工業(yè)和現(xiàn)代高速列車制造工業(yè)。本文以充分挖掘現(xiàn)有鋁合金型材生產(chǎn)設(shè)備潛力為前提,采用快速凝固霧化制粉、粉末熱擠壓成形、后續(xù)熱處理的技術(shù)路線,制備了高強鋁合金棒材。本課題的研究目的是希望獲得晶粒和析出相尺寸細小且分布均勻的合金組織,從而顯著提高鋁合金的強度及塑性,同時改善其抗應(yīng)力腐蝕性能,最終開發(fā)一種新的適合于工業(yè)化生產(chǎn)的低成本高強鋁合金制備技術(shù)。

2、r>　　 本文研究了采用氮氣霧化技術(shù)制備的Al-6.0Zn-2.7Mg-1.3Cu(1＃粉末)和Al-10.0Zn-3.2Mg-2.3Cu-0.2Zr(2＃粉末)兩種高強鋁合金粉末的物相、組織及其熱穩(wěn)定性等特性；采用粉末熱擠壓法制備了合金棒材,并對擠壓工藝參數(shù)(擠壓溫度、擠壓比、粉末粒度)進行了優(yōu)化；優(yōu)化了擠壓棒材的熱處理工藝；對合金的斷裂機制、強化機制和回復(fù)再結(jié)晶等機制進行了研究。
　　 研究結(jié)果表明,氮氣霧化高強鋁合金粉末

3、的組織是細小的枝晶,其物相主要是α-Al和MgZn2相?？焖倌碳夹g(shù)大幅提高合金元素在基體中的過飽和度,1＃合金粉末和顆粒尺寸小于75μm的2＃-C組粉末基體元素過飽和度最高。在400℃保溫1h后粉末組織仍為細小的枝晶結(jié)構(gòu),在保持粉末快速凝固特征的同時,能夠滿足除氣和順利擠壓的要求。
　　 擠壓合金組織由剪切變形條帶組織和沿擠壓方向流線分布的析出相構(gòu)成,物相主要是α-Al、η(MgZn2)和少量的η’(MgZn2)和Al7Cu2

4、Fe相。擠壓過程中變形條帶組織主要發(fā)生多邊形化,即動態(tài)回復(fù)。提高擠壓溫度和擠壓比,組織中的析出相顆粒粗化。粉末粒度影響擠壓變形晶粒和析出相顆粒的尺寸,粒度最小的C組粉末擠壓合金的變形晶粒和析出相顆粒尺寸最為細小。
　　 粉末熱擠壓合金的力學性能研究結(jié)果表明,1＃合金的最優(yōu)擠壓工藝為采用C組粉末擠壓,擠壓溫度300℃,擠壓比為25,在此工藝條件下合金的σb、σ0.2和δ分別為575MPa、547MPa和7.4％。1＃-C組粉末在擠

5、壓溫度300℃、擠壓比λ=36的條件下擠壓,合金σb和σ0.2最高達到650MPa和630MPa,但是δ較低,僅為5.6％。2＃合金的最優(yōu)擠壓工藝為采用C組粉末,擠壓溫度400℃,擠壓比為25,在此工藝條件下合金的σb、σ0.2和δ分別為384MPa、275MPa和8.2％。
　　 粉末擠壓合金的斷裂機制是粉末粒度、擠壓比等工藝參數(shù)和析出相尺寸、數(shù)量及分布綜合作用的結(jié)果。擠壓比較小時合金斷裂機制為沿晶脆性斷裂；采用大粒度粉末或高

6、擠壓比時,其合金斷裂機制是內(nèi)頸縮擴展和剪切擴展兩種微孔聚集方式混合的韌窩型韌性斷裂；當斷裂機制為內(nèi)頸縮擴展微孔聚集型韌性斷裂時,合金具有良好的綜合力學性能。合金的力學性能是細晶強化、沉淀強化和位錯強化等多種強化機制共同作用的結(jié)果。粉末在較低溫度擠壓成形(1＃-C組粉末在280～320℃擠壓,擠壓比λ=36),合金的動態(tài)回復(fù)機制以穩(wěn)定多邊形化為主；粉末在較高溫度以較小的擠壓比擠壓成形(2＃-C組粉末在400℃擠壓,擠壓比λ=25),組織的

7、動態(tài)回復(fù)機制以再結(jié)晶前多邊形化為主；粉末在較高擠壓溫度和擠壓比條件下擠壓成形(2＃-C組粉末在400℃擠壓,擠壓比λ=36),組織發(fā)生完全動態(tài)再結(jié)晶,降低合金性能。擠壓合金組織的再結(jié)晶形核機制包括晶界弓出形核、亞晶形核和位錯塞積形核。出現(xiàn)完全動態(tài)再結(jié)晶的因為是大變形導(dǎo)致的合金畸變能增加、粗大析出相造成的位錯塞積形核和變形熱導(dǎo)致的擠壓溫度升高。
　　 擠壓合金的熱處理工藝研究表明,1＃合金適宜的固溶熱處理工藝為460℃/20min

8、,2＃合金適宜的固溶熱處理工藝為460℃/2.5h。固溶后進行單級時效處理,研究合金表現(xiàn)出顯著的時效硬化特性,其時效硬化曲線具有雙峰時效特征,分別對應(yīng)GP區(qū)和η’強化。1＃合金適宜的峰值時效工藝為120℃/20h,在此工藝條件下,合金的σb、σ0.2和δ分別為695MPa、675MPa和11.3％。2＃合金適宜的峰值時效工藝為120℃/24h,在此工藝條件下,合金的σb、σ0.2和δ分別為731MPa,670MPa和6.2％。合金在具有

9、超高強度的同時,保持了良好的韌性。1＃合金固溶后進行雙級時效處理,其適宜的雙級時效工藝為120℃/3h+160℃/18h,在此工藝條件下,合金的σb、σ0.2和δ分別為582MPa、542MPa和15.1％,電導(dǎo)率達到38.7％IACS。在損失部分強度性能的前提下,伸長率和電導(dǎo)率相對于T6合金分別提高33.6％和18.3％,合金具有優(yōu)良的綜合性能。
　　 合金經(jīng)過固溶及時效熱處理后獲得微晶組織,晶粒尺寸小于5μm。合金在熱處理過

10、程中的組織變化規(guī)律與傳統(tǒng)熱處理有所不同。1＃合金120℃/3h+160℃/18h時效處理、2＃合金120℃/24h時效處理后組織表現(xiàn)出回歸再時效(RRA)合金的特征。分析認為主要由于晶粒細化導(dǎo)致的合金元素結(jié)構(gòu)敏感性擴散,使研究合金可以在簡化的熱處理工藝條件下獲得RRA組織。Zr元素在合金時效初期抑制GP區(qū)的形核,削弱了合金的時效硬化特性。隨時效時間延長Zr以亞穩(wěn)態(tài)Al3Zr粒子形式析出,促進η’強化相析出,合金得到強化。對位錯的釘扎作用