【word】 时效状态对7000系超高强铝合金微观组织和慢应变速率拉伸性能的影响

【word】 时效状态对7000系超高强铝合金微观组织和慢应变速率拉伸性能的影响 时效状态对7000系超高强铝合金微观组织 和慢应变速率拉伸性能的影响 第36卷 2007住 第9期 9月 稀有金属 材料 关于××同志的政审材料调查表环保先进个人材料国家普通话测试材料农民专业合作社注销四查四问剖析材料 与工程 RAREMETALNLRIAI,SANDENG1NEERING Vo1.36,No.9 September2007 时效状态对7000系超高强铝合金微观组织 和慢应变速率拉伸性能的影响 李海,王芝秀,郑子樵 (1.江苏工业学院,江苏常州213016) (2.中南大学,湖南长沙410083) 摘要:采用常规拉伸和慢应变速率拉伸 方法 快递客服问题件处理详细方法山木方法pdf计算方法pdf华与华方法下载八字理论方法下载 测试了 A1.9.88Zn.2.40Mg.2.32Cu.0.12Zr铝合金在T6,RRA及T73时效 状态下的力学性能和抗应力腐蚀性能,并通过SEM和TEM观察了慢应变速率拉伸断口形貌及析出相特征.TEM结果 表明,T6,RRA和T73时效状态的晶内析出相分别以GP区+矿相,矿 相+相,相为主,并且晶内和晶界析出相尺 寸以及晶界PFZ宽度依次增大:同时晶界析出相逐渐由长条状连续分布逐渐转变成球状不连续分布.这些微观组织特 点使得3种时效状态下实验合金具有不同应力腐蚀开裂倾向,常规拉伸性能和断口形貌特征. 关键词:超高强铝合金;微观组织:慢应变速率拉伸:断口形貌 中图法分类号:TG146.4文献标识码:A文章编号:1002.185X(2007)09.1634.05 1引言 7000系A1.Zn.Mg.Cu超高强铝合金具有优良的 比强度,比刚度及加工性能,在航空工业获得广泛应 用….近年来,为了进一步提高该系合金强度性能, 人们采用降低Fe,si杂质含量,增加Zn,Mg主合金 元素含量及调整其比例的方法,开发出Zn含量在8% 左右的7055合金,该合金经专利T77时效工艺处理, 拥有良好的强度,韧性及耐蚀等性能,在Boeing777 客机上获得应用『2】.目前,人们进一步研究Zn含量高 达9%,12%的新型7000系合金,这些高Zn含量的合 金具有700MPa以上的抗拉强度性能,具有良好的应 用前景[3~63.虽然提高Zn,Mg等含量,使得时效后强 化相数量显着增加,导致T6峰值时效强度相应增大, 但同时会造成抗应力腐蚀性能下降,因此有必要采取 措施 《全国民用建筑工程设计技术措施》规划•建筑•景观全国民用建筑工程设计技术措施》规划•建筑•景观软件质量保证措施下载工地伤害及预防措施下载关于贯彻落实的具体措施 提高其抗应力腐蚀能.以前工业上常采用的T73 过时效处理工艺可以提高应力腐蚀抗力,但伴随着强 度降低较多.而采用回归再时效处理(RRA)可以在 基本不降低强度的基础上,改善抗应力腐蚀性能,因 而受到广泛的研究[7-121. 本研究以一种Zn含量接近10%的7000系铝合金 为实验材料,采用常规拉伸试验测试其在T6,T73及 RRA3种时效状态下的力学性能,并通过慢应变速率 拉伸试验来评价应力腐蚀倾向.利用SEM和TEM分 别观察其断口形貌特征和微观组织,在此基础上 分析 定性数据统计分析pdf销售业绩分析模板建筑结构震害分析销售进度分析表京东商城竞争战略分析 不同时效状态下力学性能和应力腐蚀开裂倾向变化 机制. 2材料及方法 合金为东北大学提供的10mm挤压棒材,其化学 成分为A1.9.88Zn.2.40Mg.2.32Cu.0.12Zr(质量百分 数,下同).固溶处理 制度 关于办公室下班关闭电源制度矿山事故隐患举报和奖励制度制度下载人事管理制度doc盘点制度下载 为450?,2h+470?,l h,室温水淬后分别进行3种时效处理,T6:1o0?, 24h,RRA:100?,24h+l80?,45min+100?, 24h和T73:110?,8h+177?,8h.为了评定这 种新型实验合金的抗应力腐蚀性能,选取低Zn含量 的7075牌号合金作为参考,其固溶处理工艺为480 ?,1h,淬火后分别进行,T6:120?,24h和T73: 110?,8h+177?,8h. 常规拉伸试样标距尺寸6mmx30ITlm,拉伸应变 速率10.S,,实验在CSS电子试验机上进行.根据 GB/T15970.7.2000,采用慢应变速率拉伸试验来评定 抗应力腐蚀性能,试样标距为3mmx20mm,拉伸应 变速率10击S,,实验在Instron电子试验机上进行.慢 应变速率拉伸试样分为两组,一组试样在3%NaC1+ 0.5%H2O2腐蚀溶液中进行,另一组参考试样在空气中 收到初稿日期:2006.09.16:收到修改稿日期:2006.12.08 基金项目:国家”863”项目(2001AA332030) 作者简介:李海,男,1973年生,博土,江苏工业学院材料科学与工程系,江苏常州213016,E-mail:Lehigh_73@163.tom 第9期李海等:时效状态对7000系超高强铝合金微观组织和慢应变速率拉伸性能的影响?1635? 进行.所有实验均为室温下进行. 慢应变速率拉伸断口形貌在JEM.6360LA扫描电 镜上进行观察.对于在腐蚀溶液中进行慢应变速率拉 伸的试样,先用铬酐.磷酸水溶液去除断口表面腐蚀产 物,然后用30%硝酸溶液进行出光,蒸馏水清洗.TEM 观察在JEM.2010型透射电镜上进行. 3实验结果 3.1常规拉伸性能 表1给出实验合金T6,RRA和T73在3种时效 状态下的常规拉伸性能.从表1可以看出,该合金在 T6峰值时效条件下具有良好的拉伸性能,抗拉强度达 741MPa,延伸率为11%.而经T73过时效处理,抗 拉强度降低至564MPa,但延伸率保持在10%.RRA 处理后,虽然抗拉强度没有降低,屈服强度甚至有所 提高,但延伸率降低至6%,表明RRA处理工艺对合 金塑性不利,这与作者前期对7055铝合金的研究结果 是一致的【1l. 表1实验合金常规拉伸性能 Table1Tensilepropertiesofthenewalloy 表2给出在空气和腐蚀介质中实验合金和7075 参考合金在T6,RRA和T733种状态下的慢应变速率 拉伸性能的比较.根据GB/T15970.7.2000,采用强度 损失(StrengthLoss)来表示合金的抗应力腐蚀性能的 高低.其式为: StrengthLoss=—O’air--O— ‘ medium×100% c广a 式中ir为空气中抗拉强度,.dju为腐蚀溶液中抗拉 强度. 从表2可以看出,实验合金在空气中的慢应变速 率拉伸强度和常规拉伸强度差不多,而在腐蚀溶液中 的强度显着降低.尤其是T6峰值时效时,抗拉强度 损失达15.4%,而7075合金在同样条件下,抗拉强度 损失只有4.7%.由此可见,提高实验合金的主合金元 素的含量,虽然大大提高了强度,但同时也增强了其 应力腐蚀开裂倾向.T73过时效处理后,实验合金抗 应力腐蚀性能大大提高,强度损失降至1%,与7075 合金T73相同,但不利的是抗拉强度下降较多.而经 RRA处理后,抗拉强度甚至略有提高,与T6状态相 比,抗应力腐蚀性能大幅提高,其实验合金强度损失 下降至2.4%,接近T73过时效状态的1%,这表明 RRA处理可以显着改善实验合金的抗应力腐蚀性能, 却不降低试样的强度. 表2实验合金和7075合金的慢应变速率拉伸强度 Table2Slowstraintensilestrengthofthenewalloy and7075alloy Condi一.Tensilestrength/MPaStrength1oss/% Atmosphere一一 tion—Newalloy7075Newalloy7075 3.2慢应变速率拉伸断口SEM分析 图1为实验合金分别在空气和腐蚀溶液中的慢应 变速率拉伸断口SEM照片.由图1可见,3种时效状 态下合金在不同介质中的慢应变速率拉伸断口形貌存 在着显着差别.在T6峰值时效状态下,空气中的慢 应变速率拉伸断口呈主要为韧窝型穿晶断裂,并且韧 窝是围绕着晶内粗大残留相粒子形成的(图1a).而 图1实验合金慢应变速率拉伸断口SEM照片 Fig.1SEMimagesofslowstraintensilefracturesofthenew alloy:(a)T6,inair,(b)T6,inmedium,(c)RRA,inair (d)RRA,inmedium,(e)T73,inair,and(t3T73,in medium ?1636?稀有金属材料与工程第36卷 腐蚀溶液中的试样断口则为岩石状沿晶断裂,存在较 多的粗大沿晶二次裂纹(图1b);经RRA处理后,空 气中慢应变速率拉伸断口上虽然存在韧窝,但同时出 现了沿晶界塑性断裂特征,图1c中方框所示的晶粒表 面微塑性变形区即证明了这点.在腐蚀溶液中,慢应 变速率拉伸断口由韧窝型穿晶断裂和沿晶断裂两种形 式组成,并且相对于T6状态试样,RRA状态断口中 的沿晶二次裂纹较少;在T73状态下,无论是在空气 中还是在腐蚀溶液中,慢应变速率拉伸断口皆为韧窝 型穿晶断裂.由于应力腐蚀开裂时裂纹主要是沿晶界 萌生和扩展,因此可以从慢应变速率拉伸断口形貌中 二次裂纹分布情况来判断应力腐蚀程度,实验合金在 T6峰值时效条件下,应力腐蚀开裂倾向很严重,RRA 处理可在一定程度上改善合金的应力腐蚀抗力,而 T73过时效处理后合金抗应力腐蚀性能优良. 3.3透射电镜组织分析 图2分别给出了T6,RRA及T733种状态下实验 合金TEM照片.从图2a可以看出,在T6时效条件 下,晶内分布着高密度的细小球形析出相,晶界上则 图2T6,RRA及T73状态下的TEM照片及电子衍射花样 Fig.2TEMmicrographsandSAEDoftheflewalloybyvarious tempers:Ca)and(b)T6,(c)and(d)RRA,(e)and(f)T73 连续分布着粗大的长条状析出相,并且晶界PFZ很窄. 对应的[110]Al衍射斑点分析表明,图2b上较为明锐 的1/3{220}Al和2/3{220}Al斑点对应着’相,1/2 {220}Al和1/2{200}Al斑点对应着Al3Zr粒子.另外还 可以看到,较弱的对应着1/2{311}A1的GP区斑点,这 说明此时析出相主要为,7’相和GP区.与T6状态相 比,RRA处理后晶内析出相的尺寸增大,同时还有部 分针状,7平衡相出现,如图2c中箭头所示.从对应的 [1l0】Al衍射斑点来看,主要存在1/3{220}Al和 2/3{220}A1斑点对应的矿相,而对应GP区的斑点已经 淡化,这说明经RRA处理后晶内析出相应主要为,7’ 相和少量相.晶界析出相呈不连续分布,并发生球 化,同时晶界PFZ宽度有所增加(图2c和图2d).经 T73过时效处理后,晶内析出相尺寸进一步长大,同 时针状相数量增多,但析出相密度降低.晶界,7平衡 相严重粗化,晶界无析出带(PFZ)宽度也相应增加 (图2e).从对应的衍射斑点可以看出,斑点非常明 锐,分别对应着{0004}Al,{2110)Al和{2020)Al平 衡相不同变体的斑点位置.由此表明经T73处理后, 晶内析出相以,7平衡相为主(图2f). 4分析和讨论 4.1时效状态对微观组织与常规拉伸性能的影响 通常7000系铝合金在较低温度下时效时,例如 120?,析出顺序是按过饱和固溶体一GP区一,7’相一 ,7相进行【1钔,而在GP区溶解温度以上进行时效时,则 首先析出矿相.100?,24h峰值时效时,晶内主要 析出共格GP区和半共格,7’相等强化相,该状态下晶 界优先析出,7平衡相,晶界PFZ宽度较窄,如图2a和 图2b所示.RRA处理时,T6状态下GP区及尺寸较 小的,7’相在180?高温回归处理时,将发生回溶形成 过饱和溶质原子.如果高温回归保持时问较长,则回 溶溶质原子还进一步按高温时效序列继续析出矿相. 那些尺寸较大的,7’相回归时不仅不会溶解,相反还会 继续长大.同样晶界,7平衡相由于热稳定性高也不会 发生回溶,为了降低其表面能而发生长大和球化.再 次T6时效时,晶内回溶形成的过饱和溶质原子将再 次析出,但由于此时晶内仍存在较多的未溶解的矿相, 过饱和溶质原子将优先依附于未溶’相而析出使得 相尺寸长大,并在继续时效时甚至部分转变成平衡 相,这由图2c中的条状相数量的增加可知.晶界77平 衡相进一步球化,并且PFZ也相应变宽.最终RRA 状态下晶内析出相主要由矿相和少量7组成(图2c 和图2d).比较图2a和2c可以看出,经RRA处理 后晶内析出相尺寸比T6状态析出相要大,并且晶界77 第9期李海等:时效状态对7000系超高强铝合金微观组织和慢应变速率拉伸性能的影响?1637? 平衡相发生球化呈不连续分布.对于T73状态来说, 由于时效温度高时间长,导致晶内和晶界析出相都严 重粗化,密度降低,晶界PFZ也严重宽化.由图2e 和2f可以看出,经T73处理后,晶内析出相主要由77 平衡相所组成. T6状态下,晶内析出相主要由GP区和77’相所组 成,析出相密度高,尺寸小,使合金获得很高的强度. 经RRA处理后,晶内析出相主要由77’相和少量77相组 成.由于少量77平衡相的析出,合金强度本应降低, 但是由于77,相数量的增多,同时77,相比GP区的强化 效果更高,抵消了由于77平衡相析出所造成的强度降 低,使得RRA处理后的合金强度能够保持T6状态的 强度,甚至更高.而在T73状态下,由于晶内77平衡 相的大量析出,合金强度大大降低. 对于表1中常规拉伸时出现的RRA状态塑性较低 这一现象,也可以根据微观组织特点来分析.由于 RRA处理后,主要由77’相和少量77相组成的晶内析出 相使得晶内强度仍然很高,但此时晶界PFZ发生宽化, 晶界强度降低,晶内与晶界之间强度差增大,使得变 形容易集中在晶界处,因而造成了合金塑性降低,但 同时由于PFZ较软,此处发生的仍是塑性变形,所以 出现图1c所示的晶粒表面微塑性变形区.而对于T6 和T73来说,前者虽然晶内强度很高但晶界PFZ很窄, 后者晶界强度虽然下降,但晶内强度也同时下降,这 都造成了T6和T73状态合金晶内与晶界之间的强度 差较小,因而变形相对均匀,合金塑性较高.如果晶 内存在不可剪切的粗大第二相粒子时,位错将在界面 处产生应力集中,形成围绕第二相粒子的韧窝型开裂, 如图1a和1e所示. 4.2时效状态对慢应变速率拉伸性能的影响 关于7000系铝合金的应力腐蚀开裂机制,目前 还没有达成统一认识,主要有阳极溶解理论和氢脆理 论【】引.氢脆理论认为,腐蚀过程中产生的自由原子氢 在拉应力作用下,沿晶界扩散进入裂纹尖端区引起氢 脆,从而加速裂纹扩展.如果晶内或晶界析出相尺寸 大于一定临界值时,能够捕捉自由氢原子使之重新聚 合成氢分子,形成气泡而逸出f8’9],能减少晶界自由原 子氢浓度和降低裂纹扩展速率,从而提高了抗应力腐 蚀性能.阳极溶解理论认为,作为阳极的晶界析出相 在拉伸应力作用下发生优先溶解,导致沿晶界发生应 力腐蚀开裂,并且晶界析出相呈连续分布时,将加速 这一溶解过程.由这2种应力腐蚀开裂机制综合可知, 要提高7000系铝合金的抗应力腐蚀性能,从微观组织 角度来考虑,需要晶界析出相不连续分布,从而阻断 晶界析出相的连续溶解,另外晶界或晶内析出相尺寸 要达到一定值,以便吸收自由原子氢,阻碍其扩散至 裂纹尖端处. 以这2种应力腐蚀开裂机制为基础,可以根据3 种时效处理后的微观组织特点来分析其相应的应力腐 蚀倾向.由图2可知,在T6状态下,由于晶内和晶 界析出相尺寸小,其捕获自由原子氢的能力较低,使 得自由原子氢容易扩散至晶界处聚集成氢分子,造成 氢脆;另外晶界析出相呈连续分布,这也促进了作为 阳极的晶界析出相连续溶解,因而在T6状态下实验 合金抗应力腐蚀性能较差.在RRA状态下,晶内析出 相尺寸增大,因而其对自由原子氢的捕获能力相对提 高,同时晶界析出相也由T6状态的连续分布转变成 不连续分布,这也降低了晶界析出相连续溶解倾向, 因而RRA处理后合金的抗应力腐蚀性能得到显着提 高.而在T73状态下,无论是晶内析出相还是晶界析 出相,其尺寸都有进一步增大,因而相比之下,该状 态下合金抗应力腐蚀性能优良.微观组织分析结果与 表2中合金应力腐蚀抗力是一致的. 由于T6状态晶界连续分布的析出相在腐蚀溶液 中发生溶解,因此慢应变速率拉伸断口时主要以沿晶 断裂为主(图lb).对于T73和RRA状态来说,晶界 析出相不连续,由于晶界析出相溶解所造成的沿晶开 裂比例相对较少,尤其是T73状态(图1d和If). 5结论 1)实验合金在T6状态下具有较高的拉伸性能, 但抗应力腐蚀性能较低,T73过时效处理可以显着提 高合金的抗应力腐蚀性能,然而伴随着强度大大下 降.RRA处理后合金具有T6状态的强度,同时抗应 力腐蚀性能相应提高,但是延伸率有所下降. 2)经T6时效处理后实验合金晶内析出相为GP 区和77’相所组成.RRA状态合金晶内析出相主要为77, 相和少量77相.而T73过时效处理状态,晶内析出相 主要为77平衡相.T6,RRA和T733种时效处理后合 金晶内和晶界析出相尺寸,晶界PFZ宽度依次增加, 晶界析出相并发生球化.这些微观组织特点使得3种 时效状态合金具有不同应力腐蚀开裂倾向,常规拉伸 性能和断口形貌特征. 参考文献Reffrences [1】FengYunxiang(冯云祥),LiuJingan(~0静安).MaterReview (材料导报)【J],2004,18(8A):196 [2】StaleyJT,LegeDJ,JDephysiue,J】,1993,3(2):179 【3】MilmanYV,SirkoAI,LotskoDVeta1.MaterSciForum[J], 2002.V396-402:l2l7 ?1638?稀有金属材料与工程第36卷 【4]WuYilei,SamforesFH,LiChenggongeta1.MetalMater Trans[J],1999,30A(4):1017 【5]ZengYu(曾渝),YinZhimin(~志民),ZhuYuanzhi(朱远志) eta1.TheChineseJournalofNonferrousMetals(~国有色金 属)[J],2004,l4(7):l188 【6]WangHongbin(~E洪斌),HuangJinfeng(黄进峰),CuiHua(崔 华)eta1.ActaMetallSinica(金属)[J],2004,40(8):827 【7]CinaB.USPatent:No.3856584[P],1974 【8]RajanK,WallaceW,BeddoesJC.JMatSci[J],1982,17: 2817 [9】IslamMWallaceMetalsTechnol[J],1983,】O(A):386 【l0]NguyenCongDanh,KrishnaRajan,WallaceW.MetallTrans [J],1983,14:1843 【l1]ParkJK,ArdellAJ.MetallTrans[J],1984,15A:1531 【12]ZhengZiqiao(郑子樵),LiHongying(李红英),MoZhiming (莫志明).TheChineseJournalofNonferrousMetals(~国有 色金属)[J],200l,l1(5):77l 【13]LiHai(李海),ZhengZiqiao(郑子樵),WangZhixiu(~芝秀) RareMetalMaterialsandEngineering(稀有金属材料与工 程)[J],2005,34(4):612 【14]LoffierH,KovacsI,LendvaiJ.JMaterSci[J],1983,18(8): 22l5 [15]BurlehighTD.Corrosion[J],1991,47(2)89 EffectsofAgingTreatmentontheMicrostructuresandSlowStrainTensile Propertiesof7000SeriesUltra-HighStrengthAluminumAlloy LiHai一,WangZhixiu,ZhengZiqiao. (1.JiangsuPolytechnicUniversity,Changzhou213016,China) (2.CentralSouthUniversity,Changsha410083,China) Abstract:MechanicalpropertiesandstresscorrosionresistancesofA1—9.8 8Zn一2.40Mg一2.32Cu一0.12Zrultra—highstrengthaluminumhave beenmeasuredbyconventionalandslowstrainratetensiletestsindifferentagingconditionsofT6,RRAandT73.Thefracture morphologyandprecipitatesbylowstraintensilewereobservedwithSEMandTEM,respectively.Theresultsshowthattheprecipitates areGP+r/’phase,r/’phase+r/’phase,andr/phasefortheagingconditionsofT6,RRAandT73,respectively.Theprecipitatessizeinside grainsandonthegrainboundaryandthewidthofPFZonthegrainboundaryincreaseinturn,andthedistributionofprecipitatesonthe grainboundaryaltersfromcontinuouslyneedle—shapedtodiscontinuous1y globular.Thesemicrostructuralcharacteristicsendowthellew alloysbydifferentagingconditionswithdifferentstresscorrosionresistances,mechanicalpropertiesandfracturemorphologies. Keywords:ultrahighstrengthaluminumalloy;microstructures;slowstraintensiletesting;fracturemorphology Biography:LiHai,Ph.D.,DepartmentsofMaterialsScienceandEngineering,JiangsuPolytechnicUniversity,Changzhou213016,PR. China,E—mail:Lehigh_73@163.com