7075鋁合金的強(qiáng)化固溶處理.doc

1、陜西理工學(xué)院畢業(yè)設(shè)計強(qiáng)化固溶處理對7075鋁合金組織和性能的影響藺亞強(qiáng)（陜理工材料科學(xué)與工程學(xué)院金屈材料工程專業(yè)071班，陜西漢中723003 ）指導(dǎo)教師：學(xué)海娃摘要:7075鋁合金是可熱處理合金，具有良好的機(jī)械性能。本文在箱式熱處理爐中對7075鋁合金進(jìn)行了固 溶處理和強(qiáng)化固溶處理以及人工時效處理。對處理后的合金進(jìn)行金相顯微觀察分析其組織狀態(tài),進(jìn)行硬度測試以測 定其力學(xué)性能。結(jié)果表明：通過465C加熱保溫30min ,再升溫到475C保溫30min的強(qiáng)化固溶處理，可大大減少第 二相的尺寸和數(shù)量,晶粒更細(xì)小、強(qiáng)度更高、分布更均勻。因而對該合金的理論研究與實際生產(chǎn)起到一定的理論指 導(dǎo)意義。關(guān)鍵詞

2、:強(qiáng)化固溶；7075蛤合金；組織和性能Influence of Strengthened Solution on Microstructures of7075 Aluminum AlloyLin Yaqiang(Grade07,Classl, Major metallic matenals engineemig, School of materials science and engineenng,Shaanxi University of Technology Hanzhong 723003 . Shaanxi )Tutor: Bo HaiwaAbstract：7075 aluminum a

3、lloy is a heat treatable alloy with good mechanical properties. In this paper, solution treatment and enhanced solution treatment as well as artificial aging were used to 7075 aluminum alloy m box heat-treatment furnace Then nucroscopy was used to obsenx nucrostrucnire. and hardness test to mechanic

4、al properties The results show that, after the enhanced solution treatment of 465，C/30min*475-C/30min. the number and size of second-phase particles was decreased haidly. grain, size of alloy was finer, liaidness higher, and distribution more distributed. It was significant to theorettcal research a

5、nd practical production to the alloy.Key words： 7075 aluminum Alloy; strengthened solution. Microstructures and Properties陜西理工學(xué)院畢業(yè)設(shè)計中文摘要Abstract1綜述11.1 7075鋁合金的簡介11.2 固溶處理的基本概念21.3 強(qiáng)化固溶處理的基本概念31.4 時效處理的基本概念3L5研究的目的和意義52試驗方案52.1 設(shè)備52.2 材料52.3 試驗內(nèi)容52.3.1 固溶處理6232強(qiáng)化固溶處理62.3.3 時效處理62.4 試樣的制取62.5 金相組織的觀察

6、72.6 力學(xué)性能的檢測73結(jié)果與討論73.1 組織性能分析73.2 力學(xué)性能分析93.3 討論104結(jié)論11參考文獻(xiàn)12致謝13IH陜西理工學(xué)院畢業(yè)設(shè)計1綜述1 1 7075鋁合金的簡介隨著航空、航天等領(lǐng)域的高速發(fā)展，對高性能鋁合金提出了越來越高的要求，國外通過改變合 金的化學(xué)成分和提高合金純度，采用先進(jìn)的加工技術(shù)：以及新的熱處理規(guī)范等發(fā)展了一批高強(qiáng)、高 韌和低密度的高性能鋁介金山。國內(nèi)外在熱處理的工藝改進(jìn)上大多集中在時效研究上，而對鑄錠均 勻化和變形組織的固溶處理均未進(jìn)行深入的研窕，主要是擔(dān)心共晶發(fā)熔（過燒）或變形再結(jié)晶組織粗 大。通常在合金鑄錠中存在粗大第二相和晶界非平衡共品相，這些粗大

7、的化合物在均勻化、變形加 工及固溶處理中具行遺傳效應(yīng)，影響介金最終性能。傳統(tǒng)的鑄錠均勻化溫度和變形組織固溶溫度均 遠(yuǎn)低于非平衡低熔共晶點(diǎn)，粗大化合物相的溶解不可能徹底，并部分保留至合金最終組織中，對合 金性能帶來不利的影響。研究表明，通過選擇合理的固溶保溫時間，可使粗大化合物相的固溶度提 高，合金的性能也能得到明顯改善。如何選擇更介理、更科學(xué)的均勻化和固溶處理工藝，以減少或 消除粗大化合物相帶來的不利影響，將是提高合金性能的一個重要途徑閭。7075鋁合金是一種冷處理鍛壓合金，主要用于航天航空工業(yè)、吹塑（瓶）模、星聲波邛焊模具、 高兒夫球頭、鞋模、紙塑模、發(fā)泡成型模、脫臘模、范本、夾具、機(jī)械設(shè)備

8、、模具加工以及于制作 高端鋁合金自行車車架等。7075鋁合金強(qiáng)度高，遠(yuǎn)勝于軟鋼。是商用最強(qiáng)力合金之一。具有普通的抗腐蝕性能、良好機(jī)械 性能及陽極反應(yīng)。細(xì)小晶?？梢允沟蒙疃茹@孔性能更好，工具耐磨性增強(qiáng)，螺紋滾制更與眾不同。 特點(diǎn)有：.高強(qiáng)度可熱處理合金；.良好機(jī)械性能：.可使用性好：.易于加工，耐磨性好：. 抗腐蝕性能、抗氧化性好。其化學(xué)成分和力學(xué)性能分別見表L1和表1.2o表L1 7075鋁合金的化學(xué)成分元素SiFeMgMnCuZnTiCrAl含量0.400.502.50 301.85.80.200.24余量表L2 7075鋁合金的力學(xué)性能力學(xué)性能強(qiáng)度5硬度密度彈性模量E伸長應(yīng)力伸長率6值&g

9、t;560MP150HB2.81gW71Gpa>495國外研究現(xiàn)狀：7xxx系高強(qiáng)鋁合金的發(fā)展可以追溯到20世紀(jì)20年代，德國科學(xué)家SanderW和MeissnerKL發(fā) 現(xiàn)Al-Zn-Mg合金經(jīng)淬火、時效后具有很高的強(qiáng)度。以此為基礎(chǔ)，發(fā)展出了后來的7xxx系鋁合金。 1943年美國開發(fā)出了可實際應(yīng)用的7075合金，并第一次應(yīng)用于B- 29型轟炸機(jī)上，曾給飛機(jī)結(jié)構(gòu) 和性能帶來了革命性變化，同時也為超高強(qiáng)鋁合金的飛速發(fā)展奠定了基礎(chǔ)。1968年，在7001合金 的基礎(chǔ)上，通過降低Cu和Cr的含量，增大ZWMg比值等手段來提高韌性和抗應(yīng)力腐蝕性能，研制出 7049合金。1969年開發(fā)成功7xx

10、x系中斷裂韌性最高的7475合金，該合金除了成分差別外，加工 工藝也有所改變，通過調(diào)整晶粒度、均勻性、E相（Ah2Mg25）的尺寸和質(zhì)點(diǎn)間足,使其韌性得到改 善。1971年，以7075合金為基礎(chǔ)，通過增加Zn和Cu含量、調(diào)整CVMg比值來提高強(qiáng)度，并添加 Zr代替Cr克服淬火敏感性和調(diào)整晶粒尺寸，美國開發(fā)出了強(qiáng)度、斷裂韌性和抗應(yīng)力腐蝕性能較高的 7050合金和7150合金。20世紀(jì)80年代,美國鋁業(yè)公司在7105的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步降低Fe, Si, Mn 等雜質(zhì)元素的含量，提高ZnRIg比值，耗資數(shù)十億美元研制成功了號稱王牌鋁合金的7055合金， 并于1933年申請專利。7055-T77等熱處理

11、狀態(tài)的制品強(qiáng)度比7150-T6狀態(tài)高10%以匕比T7075-T6 狀態(tài)高25%以上，使其在保證材料具有高強(qiáng)度的同時又具有優(yōu)良的綜合性能，目前7055-T7已用于 波音777客機(jī)的上翼蒙皮、機(jī)翼桁條。隨著快速凝固/粉末冶金(RS/PM)制備技術(shù)的發(fā)展，快凝技術(shù)逐漸被引入高強(qiáng)鋁合金的研窕。80 年代，美國Alcoa公司采用傳統(tǒng)RS/PM制備方法，研制出了 PM/7090. PM / 709E CW67等合 金，其強(qiáng)度相當(dāng)于41/ 7075T6,耐腐蝕性相當(dāng)于41/ 707573。1992年，日本住友輕金屬公司 采用真空平流制粉、后續(xù)真空壓實燒結(jié)工藝，在實驗室制備出。b達(dá)700 Mpa以上的超高強(qiáng)鋁

12、合金， 將鋁合金的強(qiáng)度性能指標(biāo)推向了極高的水平。但是，由于傳統(tǒng)RS / PM工藝難以制備大尺寸材料和 生產(chǎn)成本高昂，再加上合金中鋅含量很高，導(dǎo)致粉末燒結(jié)困難，難以制備成塊狀材料，因此采用傳 統(tǒng)RS/PM工藝生產(chǎn)的超高強(qiáng)鋁合金并未得到實際應(yīng)用。90年代初期，隨著以噴射成形技術(shù)為代表的新一代RS/PM工藝走向大規(guī)模實用化，使規(guī)模生 產(chǎn)實用超高強(qiáng)鋁合金材料變?yōu)楝F(xiàn)實。到20世紀(jì)90年代末，美國、英國、口本等工業(yè)發(fā)達(dá)國家均利 用先進(jìn)的噴射成形技術(shù)開發(fā)出了含鋅后8%以卜.(最高達(dá)14%)仇為760-810Mpa, 6為8%13%的 新一代超高強(qiáng)鋁合金，用于制造交通運(yùn)輸領(lǐng)域的結(jié)構(gòu)件及其他要求強(qiáng)度高、抗腐蝕性

13、能強(qiáng)的高應(yīng)力 結(jié)構(gòu)件。目前，上述PM/7xxx系合金還未投入批量使用。PM/7090及PM/7091在實用實驗階段 代替7175合金和7075合金做B757飛機(jī)主起落架中的部件,減重達(dá)15%19%。PM/CW67現(xiàn)已 進(jìn)入開發(fā)的最終階段，其制成的前緣襟翼和前部大梁已進(jìn)行了飛行試驗。綜上所述，國外超高強(qiáng)鋁合金研制基本上是沿著高強(qiáng)度、低韌性一高強(qiáng)度、高韌性一高強(qiáng)度、 高韌性、耐腐蝕方向發(fā)展；隨之的熱處理狀態(tài)開發(fā)則是沿著T6tT73tT76T736(T74)tT77方向 進(jìn)展；在合金設(shè)計方面的特點(diǎn)是合金化程度越來越高，F(xiàn)e和Si等雜質(zhì)含量越來越低，微量過渡族元 素添加越來越合理，最終在大幅度提高強(qiáng)度

14、的同時保證合金具有優(yōu)良的綜合性能。國內(nèi)研究現(xiàn)狀：國內(nèi)超高強(qiáng)鋁合金的研究開發(fā)起步較晚。我國航空工業(yè)和其他國防工業(yè)大量應(yīng)用的高強(qiáng)度鋁合 金主要仍為類似于B95和7075合金的LC4及LC9：對7050等高強(qiáng)度鋁合金進(jìn)行研究，大多仍著 眼于提高合金的韌性及抗腐蝕性能，而它們的強(qiáng)度則大多仍維持在7075、T6的水平匕 甚至還有不 同程度的降低。為了進(jìn)一步提高合金強(qiáng)度，充分發(fā)揮高強(qiáng)度合金的減重潛力，20世紀(jì)80年代初， 東北輕合金有限責(zé)任公司和北京航空材料研究所開始研制Al-Zn-Mg-Cu系高強(qiáng)高韌鋁合金。目前在 普通7xxx系鋁合金的生產(chǎn)和應(yīng)用方面己進(jìn)入到實用化階段，合金主要包括7075、7175等

15、,其產(chǎn)品 用于各種航空航天器的結(jié)構(gòu)件。20世紀(jì)90年代中期.北京航空材料研究所采用常規(guī)半連續(xù)鑄造法 試制成功7A55超高強(qiáng)鋁合金及強(qiáng)度更高的7A60合金，東北輕合金有限五任公司近來采用傳統(tǒng)方式 成功生產(chǎn)出軋制板材用7055方鑄錠。近年來，在國家攻關(guān)和863高技術(shù)項目的支持卜一，北京百色金 屬研究總院和東北輕合金有限責(zé)任公司開展了仿俄羅斯B96u合金成分的超高強(qiáng)7xxx系鋁合金以及 具力更高鋅含M的噴射成形超高強(qiáng)鋁合金的研制開發(fā)工作,分別采用噴射沉和I和半連續(xù)K造工藝, 制成了各種尺寸的(模)鍛件、棒材及無縫管材等，合金的抗拉強(qiáng)度己分別達(dá)到800830Mpa和630 650Mpa,延伸率分別達(dá)到

16、8%10%和4%7%,基本上達(dá)到了國外90年代中期的水平。同時， 東北大學(xué)等單位進(jìn)行了低頻電磁半連續(xù)鑄造高合金化超高強(qiáng)鋁合金的研窕工作，目前已開發(fā)出具行 自己獨(dú)立知識產(chǎn)權(quán)的低頻電磁半連續(xù)鑄造技術(shù)。1.2固溶處理的基本概念定義將合金加熱至高溫單相區(qū)恒溫保持，使過剩相充分溶解到固溶體中，然后快速冷卻,以得到過飽和固溶體的熱處理工藝。目的主要是改善鋼和合金的塑性和韌性，為沉淀硬化處理作好準(zhǔn)備等。使合金中各種相充分溶解，強(qiáng)化固溶體，并提高韌性及抗蝕性能，消除應(yīng)力與軟化，以便繼續(xù)加工或成型。適用多種特殊鋼，高溫合金，特殊性能合金，有色金屬。尤其適用L熱處理后須要再加工的零件。2 一消除成形工序間的冷作硬

17、化。3 .焊接后工件。原理 固溶處理是為了溶解基體內(nèi)碳化物/相等以得到均勻的過飽和固溶體，便于時效時 重新析出顆粒細(xì)小、分布均勻的碳化物和y等強(qiáng)化相，同時消除由于冷熱加工產(chǎn)生的應(yīng)力，使合金 發(fā)生再結(jié)晶。其次，固溶處理是為了獲得適宜的晶粒度，以保證合金高溫抗蠕變性能。固溶處理的 溫度范圍大約在480-950'C之間，主要根據(jù)各個合金中相析出和溶解規(guī)律及使用要求來選擇，以保證 主要強(qiáng)化相必要的析出條件和一定的晶粒度。對于長期高溫使用的合金，要求有較好的高溫持久和 蠕變性能，應(yīng)選擇較高的固溶溫度以獲得較大的晶粒度：對于中溫使用并要求較好的室溫硬度、屈 眼強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度、沖擊韌性和疲勞強(qiáng)度的合

18、金，可采用較低的固溶溫度，保證較小的晶粒度。高 溫固溶處理時，各種析出相都逐步溶解，同時晶粒長大；低溫固溶處理時，不僅有主要強(qiáng)化相的溶 解，而且可能有某些相的析出。對于過飽和度低的合金，通常選擇較快的冷卻速度：對于過飽和度 高的合金，通常為空氣中冷卻71。固溶熱處理中的快速冷卻似乎像普通鋼的淬火，但此時的淬火與普通鋼的淬火是不同的，前者 是軟化處理，后者是淬硬。后者為獲得不同的硬度所采取的加熱溫度也不一樣，但沒到1100C。本 次畢業(yè)設(shè)計采用兩種不同的固溶工藝，即7075鋁合金常規(guī)的固溶處理以及強(qiáng)化固溶處理。1.3強(qiáng)化固溶處理的基本概念普通固溶處理采取單一的溫度和時間進(jìn)行，它是目前最常用的固溶

19、工藝。固溶處理需避免因生 成過渡液相而使晶界弱化的過燒現(xiàn)象，這需將固溶溫度控制在多相共品點(diǎn)之卜，導(dǎo)致殘余結(jié)晶相不 易完全固溶,從而降低了合金的斷裂韌性。因此，單級固溶在工業(yè)應(yīng)用中不能滿足人們對材料性能的需 求。強(qiáng)化固溶處理是比普通固溶處理時間更長，加熱溫度更長。它分為3個階段：在相對較低的溫度卜保溫一段時間，這個階段的固溶是影響合金力學(xué)性能 的主要因索：以一定的速度升到一個較高溫度；在這個較高的溫度卜保溫段時間。逐步升溫 處理可使極限固溶溫度高于多相共晶溫度，同時能避免組織過燒，有效強(qiáng)化了殘余結(jié)晶相的固溶，顯著 提高了合金的力學(xué)性能。因此,強(qiáng)化固溶與單級固溶和比，在不增加合金元素總含量的條件卜

20、提高了 固溶體的過飽和度，同時減少了粗大未溶結(jié)晶相，對于亮高時效析出程度和改善抗斷裂性能具有積極 意義，是提高合金綜合性能的一條有效途徑。但在工業(yè)應(yīng)中仍存在2個問題：A.隨著溫度的升高, 合金晶粒逐漸長大，晶粒長大又會導(dǎo)致強(qiáng)度卜降：B.溫度的升高也會導(dǎo)致合金中的過剩相逐漸減少, 第二相的彌散強(qiáng)化作用降低，從而使合金軟化倒。本次畢設(shè)采用的強(qiáng)化固溶處理工藝為兩組：465C保溫30mm后，再升溫至475c保溫30min, 冷水淬火；475c保溫30mln,升溫至485C保溫30min,冷水淬火。淬火后立即進(jìn)行人工時效。 1.4時效處理的基本概念定義：合金工件經(jīng)固溶熱處理后在室溫或稍高于室溫保溫，以達(dá)

21、到沉淀硬化目的。指合金工件 經(jīng)固溶處理，冷塑性變形或鑄造、鍛造后，在較高的溫度放置或室溫保持其性能、形狀、尺寸隨時 間而變化的熱處理工藝。為了消除精密量具或模具、零件在長期使用中尺寸、形狀發(fā)生變化，常在 低溫回火后（低溫回火溫度13O-2MTC）精加工前，把工件匣新加熱到lOO-lMTC,保持320小時， 這種為穩(wěn)定精密制件質(zhì)量的處理，稱為時效。對在低溫或動載荷條件卜的鋼材構(gòu)件進(jìn)行時效處理， 以消除殘余應(yīng)力，穩(wěn)定鋼材組織和尺寸，尤為重要。若采用將工件加熱到較高溫度，并較短時間進(jìn)行時效處理的時效處理工藝，稱為人工時效處理, 若將工件放置在室溫或自然條件下長時間存放而發(fā)生的時效現(xiàn)象，稱為自然時效處

22、理。第三種方式 是振動時效從80年代初起逐步進(jìn)入實用階段，振動時效處理則在不加熱也不象自然時效那樣費(fèi)時的 情況下，用給工作施加一定頻率的振動使其內(nèi)應(yīng)力得以釋放，從而達(dá)到時效的目的。時效處理的目 的，消除工件的內(nèi)應(yīng)力，穩(wěn)定組織和尺寸，改善機(jī)械性能等。20世紀(jì)初葉，德國工程師A.維爾姆研 究硬鋁時發(fā)現(xiàn)，這種合金淬火后硬度不高，但在室溫卜.放置一段時間后，硬度便顯著上升，這種現(xiàn) 象后來被稱為沉淀硬化。這一發(fā)現(xiàn)在工程界引起了極大興趣。隨后人們相繼發(fā)現(xiàn)了 一些可以采用時 效處理進(jìn)行強(qiáng)化的鋁合金、銅合金和鐵基合金，開創(chuàng)了一條與一般鋼鐵淬火強(qiáng)化有木質(zhì)差異的新的 強(qiáng)化途徑一時效強(qiáng)化。絕大多數(shù)進(jìn)行時效強(qiáng)化的合金

23、，原始組織都是由一種固溶體和某些金屬化合物所組成。固溶體 的溶解度隨溫度的上升而增大。在時效處理前進(jìn)行淬火，就是為了在加熱時使盡量多的溶質(zhì)溶入固 溶體，隨后在快速冷卻中溶解度雖然卜降，但過剩的溶質(zhì)來不及從固溶體中分析出來，而形成過飽 和固溶體。為達(dá)到這一目的而進(jìn)行的淬火常稱為固溶熱處理。經(jīng)過長期反藥研究證實，時效強(qiáng)化的實質(zhì)是從過飽和固溶體中析出許多非常細(xì)小的沉淀物顆粒(一般是金屬化合物，也可能是過飽和固溶體中的溶質(zhì)原子在許多微小地區(qū)聚集)，形成一些體積很小 的溶質(zhì)原子富集區(qū)。在時效處理前進(jìn)行固溶處理時，加熱溫度必須嚴(yán)格控制，以便使溶質(zhì)原子能最大限度地固溶到 固溶體中，同時又不致使合金發(fā)生熔化。

24、許多鋁合金固溶處理加熱溫度容許的偏差只有5c左右。 進(jìn)行人工時效處理，必須嚴(yán)格控制加熱溫度和保溫時間，才能得到比較理想的強(qiáng)化效果。生產(chǎn)中仃 時采用分段時效，即先在室溫或比室溫稍高的溫度下保溫一段時間，然后在更高的溫度下再保溫一 段時間。這樣作有時會得到較好的效果。馬氏體時效鋼淬火時會發(fā)生組織轉(zhuǎn)變，形成馬氏體。馬氏體就是一種過飽和固溶體。這種鋼也 可采用時效處理進(jìn)行強(qiáng)化。低碳鋼冷態(tài)塑性變形后在室溫下長期放置，強(qiáng)度提高，塑性降低，這種 現(xiàn)象稱為機(jī)械時效。在機(jī)械生產(chǎn)中，為了穩(wěn)定鑄件尺寸，常將鑄件在室溫卜長期放置，然后才進(jìn)行 切削加工。這種措施也被稱為時效。但這種時效不屬于金屬熱處理工藝。鋁合金的時效

25、硬化是一個相當(dāng)復(fù)雜的過程，它不僅決定于合金的組成、時效工藝，還取決于合 金在生產(chǎn)過程中縮造成的缺陷，特別是空位、位錯的數(shù)最和分布等。目前普遍認(rèn)為時效硬化是溶質(zhì) 原子偏聚形成硬化區(qū)的結(jié)果。鋁合金在淬火加熱時，令金中形成了空位，在淬火時，由于冷卻快，這些空位來不及移出，便 被“固定”在晶體內(nèi)。這些在過飽和固溶體內(nèi)的空位大多與溶質(zhì)原子結(jié)合在一起。由于過飽和固溶體 處于不檢定狀態(tài)，必然向平衡狀態(tài)轉(zhuǎn)變，空位的存在，加速了溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速度，因而加速了溶 質(zhì)原子的偏聚。硬化區(qū)的大小和數(shù)最取決于淬火溫度與淬火冷卻速度。淬火溫度越高，空位濃度越大，硬化區(qū) 的數(shù)量也就越多，硬化區(qū)的尺寸減小。淬火冷卻速度越大，固

26、溶體內(nèi)所固定的空位越多，有利于增 加硬化區(qū)的數(shù)量，減小硬化區(qū)的尺寸。沉淀硬化合金系的一個基本特征是隨溫度而變化的平衡固溶度，即隨溫度增加固溶度增加，大 多數(shù)可熱處理強(qiáng)化的的鋁合金都符合這一條件。沉淀硬化所要求的溶解度一溫度關(guān)系，可用鋁銅系 的A1-4CU合金說明合金時效的組成和結(jié)構(gòu)的變化。從鋁銅系富鋁部分的二元相圖可以看出，在 548c進(jìn)行共品轉(zhuǎn)變L-a + e (ALC11) 銅在a相中的極限溶解度5.65% (548),隨著溫度的F 降，固溶度急劇減小，室溫下約為0.05%。在時效熱處理過程中，該合金組織有以下幾個變化過程： 形成溶質(zhì)原子偏聚區(qū)一GPI區(qū)在新淬火狀態(tài)的過飽和固溶體中，銅原子

27、在鋁品格中的分布是任意的、無序的。時效初期，即 時效溫度低或時效時間短時，銅原子在鋁基體上的某些晶面上聚集，形成溶質(zhì)原子偏聚區(qū)，稱G P I 區(qū)。GPI區(qū)與基體a保持共格關(guān)系，這些聚合體構(gòu)成了提高抗變形的共格應(yīng)變區(qū)，故使合金的強(qiáng) 度、硬度升高。G P區(qū)有序化一形成G PII區(qū)隨著時效溫度升高或時效時間延長，銅原子繼續(xù)偏聚并發(fā)生有序化，即形成GPH區(qū)。它與基 體a仍保持共格關(guān)系，但尺寸較GPI區(qū)大。它可視為中間過渡相，常用6表示。它比GP1區(qū) 周困的畸變更大，對位錯運(yùn)動的阻礙進(jìn)一步增大，因此時效強(qiáng)化作用更大，8相析出階段為合金達(dá) 到最大強(qiáng)化的階段。形成過渡相&隨著時效過程的進(jìn)一步發(fā)展，銅

28、原子在GPII區(qū)繼續(xù)偏聚，當(dāng)銅原子與鋁原子比為1： 2時， 形成過渡相8。由于&的點(diǎn)陣常數(shù)發(fā)生較大的變化，故當(dāng)其形成時與基體共格關(guān)系開始破壞，即由 完全共格變?yōu)榫植抗哺?，因此葉相周圍基體的共格畸變減弱，對位錯運(yùn)動的阻礙作用亦減小，表現(xiàn) 在合金性能上硬度開始下降。由此可見，共格畸變的存在是造成合金時效強(qiáng)化的重要因素。形成穩(wěn)定的6相過渡相從鋁基固溶體中完全脫溶，形成與基體有明顯界面的獨(dú)立的穩(wěn)定相A12Cu,稱為0相此 時。相與基體的共格關(guān)系完全破壞，并有自己獨(dú)立的品格，其畸變也隨之消失，并隨時效溫度的提 高或時間的延長，8相的質(zhì)點(diǎn)聚集長大，合金的強(qiáng)度、硬度進(jìn)一步下降，合金就軟化并稱為“過時

29、效”。8相聚集長大而變得粗大。鋁一銅二元合金的時效原理及其一般規(guī)律對于其他工業(yè)鋁合金也適用。但合金的種類不同，形 成的GP區(qū)、過渡相以及最后析出的穩(wěn)定性各不相同,時效強(qiáng)化效果也不一樣。幾種常見鋁合金系 的時效過程及其析出的穩(wěn)定相列于表3 1。從表中可以看到，不同合金系時效過程亦不完全都經(jīng)歷 了上述四個階段，有的合金不經(jīng)過GP （H）區(qū)，直接形成過渡相。就是同一合金因時效的溫度和 時間不同，亦不完全依次經(jīng)歷時效全過程，例如有的合金在自然時效時只進(jìn)行到GP（ I ）區(qū)至G-P （II）區(qū)即告終了。在人工時效，若時效溫高，則可以不經(jīng)過G-P區(qū)，而直接從過飽和固溶體 中析出過渡相，合計時效進(jìn)行的程度，

30、直接關(guān)系到時效后的性能1刈。影響時效的因素一從淬火到人工時效之間停留時間的影響研究發(fā)現(xiàn)，某些鋁合金如Al-Mg-Si系合金在室溫停留后再進(jìn)行人工時效，合金的強(qiáng)度指標(biāo) 達(dá)不到最大值，而塑性有所上升。如ZL101鑄造鋁合金，淬火后在室溫卜停留一天后再進(jìn)行人工時 效，強(qiáng)度極限較淬火后立即時效的要低1020Mpa,但塑性要比立刻進(jìn)行時效的鋁合金有所提高。 7xxx系鋁合金時效處理的目的是從過飽和固溶體中析出第二相以達(dá)到對合金基體的強(qiáng)化作用。析出 相的大小、數(shù)量和分布等決定了合金的強(qiáng)度、韌性以及SCR性能。典型的時效工藝有：自然失效、 人工時效等。（1）自然時效：將得到的過飽和固溶體的合金放置于室溫下即

31、可。（2）人工時效：將得到的過飽和固溶體的合金在高于室溫的溫度下加熱。本次畢設(shè)選用此時效, 選用120C進(jìn)行加熱，保溫24h后空冷。本次畢設(shè)采用人工時效，其時效溫度定為120C,保溫選擇三個時間段，分別是：18h、24h、 30h.1.5研究的目的和意義目前，對鋁合金強(qiáng)化的研究均有大量報道，但這些研究大都以形變強(qiáng)化為主要手段，細(xì)化晶粒 為主要目的，未能發(fā)揮高強(qiáng)鋁合金的熱處理強(qiáng)化作用，因而即便是經(jīng)過形變加工，合金的強(qiáng)度水平 也很少能達(dá)到超高強(qiáng)鋁公金的強(qiáng)度水平。因此，如何從熱處理強(qiáng)化的角度出發(fā)，較低成本地制取超 高強(qiáng)鋁合金成為超高強(qiáng)鋁合金強(qiáng)韌化研究的熱點(diǎn)之一。本文針對7075鋁合金進(jìn)行了固溶處理和

32、強(qiáng)化固溶、時效工藝，研究了強(qiáng)化固溶處理時第二相的 溶解擴(kuò)散情況，以及強(qiáng)化固溶處理對該合金后繼組織的影響，以便為實際工藝的制定提供依據(jù)。2試驗方案2.1 設(shè)備（1）儀器設(shè)備：電阻爐、金相顯微鏡、砂輪機(jī)、機(jī)械拋光機(jī)、電吹風(fēng)、壓縮機(jī)等。（2）實驗用品:金相樣品，不同型號的水砂紙（280、600、1200、1500、2000）,拋光液、酒精、 配好的腐蝕劑HF、躡子、棉花、石墨粉、均煙等。2.2 材料本次實驗所給材料為直徑10mm, 15mm高的7075鋁合金棒材。2.3 試驗內(nèi)容本次實驗分別經(jīng)過普通固溶處理、強(qiáng)化固溶處理。固溶后的試樣進(jìn)行時效處理。然后進(jìn)行拋光、 腐蝕在金相顯微鏡卜.進(jìn)行組織的觀察和

33、分析，比較固溶處理前后第二相粒子的成分與分布。最后測 定其力學(xué)性能。從而分析、比較得出普通固溶和強(qiáng)化固溶處理的不同。所有樣品均進(jìn)行時效處理，具體操作流程見下，本次樣品分為3大組進(jìn)行：（1）普通固溶選擇的時間恒定，通過改變固溶溫度來分析溫度對固溶處理的影響。其具體工藝 見 231。（2）強(qiáng)化固溶處理時選擇兩種溫度進(jìn)行：465c加熱，保溫30分鐘后再在470C進(jìn)行保溫30 分鐘；475C加熱，保溫30min后，再升到485c保溫30min。然后進(jìn)行下一步時效處理。（3）時效處理保持溫度不變，選為120C,并選擇三個時間段進(jìn)行，分別是18h、24h、30h的 人工時效處理。2.3.1 固溶處理普通固

34、溶處理加熱時間的選擇：固溶處理時間均采用30mui：爐溫的控制：加熱爐溫為三種，465.C、470C、480C：冷卻速度：固溶處理冷卻采用水冷卻；固溶處理后均采用時效處理，時效處理見233。2.3.2 強(qiáng)化固溶處理加熱時間的選擇：本研究為了盡可能地減少或消除粗大難熔相，并防止合金過燒，采取分段式的 加熱方式實現(xiàn)強(qiáng)化固溶,即先在465C下保溫30nmi，使共晶相溶解，然后以較慢的速度升溫，以便使難 熔相逐漸固溶。取兩組樣品分別在兩種不同的工藝卜進(jìn)行強(qiáng)化固溶處理：在465 c保溫30mm后, 再力口熱至IJ475C,保溫30mm.水冷淬火；在475,C保溫30mm后，升溫至485C,保溫30min

35、 后，水冷淬火。強(qiáng)化固溶處理后要進(jìn)行時效處理，時效處理見233。2.3.3 時效處理時效溫度的選擇：均采用120C進(jìn)行保溫；時效時間的確定:分別采用18h、24h和30h；時效后冷卻方式：空冷。2.4 試樣的制取金相顯微分析的第一步是制備試樣，將待觀察的試樣表面磨制成光亮無痕的鏡面，然后經(jīng)過腐 蝕才能分析組織形態(tài)。如因制備不當(dāng)，在觀察面上出現(xiàn)劃痕、凹坑、水跡、變形層或腐蝕過深過淺 都會影響正確的分析。因此制備出高質(zhì)量的試樣對組織分析是很重要的。金相試樣制備過程-般包括：取樣、粗磨、細(xì)磨、拋光和腐蝕五個步驟。1 .磨制：分粗磨和細(xì)磨兩步。試樣取卜.后，首先進(jìn)行粗磨。7075是很軟的材料。在砂輪卜

36、.磨制時，應(yīng)握 緊試樣，使試樣受力均勻，壓力不要太大，并隨時用水冷卻，以防受熱引起金屬組織變化。此外， 在一般情況下，試樣的周界要用砂輪或鏗刀磨成圓角，以免在磨光及當(dāng)拋光時將砂紙和拋光織物劃 破。但是，對于需要觀察表層組織（如滲碳層，脫碳層）的試樣，則不能將邊緣磨圓，這種試樣最 好進(jìn)行鑲嵌。細(xì)磨是消除粗磨時產(chǎn)生的磨痕，為成樣磨面的拋光做好準(zhǔn)備。粗磨平的試樣經(jīng)清水沖洗并吹干 后，隨即把磨面依次在由粗到細(xì)的各號金相砂紙上磨光。砂紙?zhí)栃≌吣チ］^粗，號大者較細(xì)。磨制 時砂紙應(yīng)平鋪于厚玻璃板上，左手按住砂紙，右手握住試樣，使磨面朝卜.并與砂紙接觸，在輕微壓 力作用下把試樣向前推磨，用力要均勻，務(wù)求平穩(wěn)，

37、否則會使磨痕過深，且造成試樣磨面的變形。 試樣退回時不能與砂紙接觸，這樣“單程單向”地反當(dāng)進(jìn)行，直至磨面卜.舊的磨痕被去掉，新的磨痕 均勻 致為止。在調(diào)換卜.號更細(xì)的砂紙時，應(yīng)將試樣上磨屑和砂粒清除干凈，并轉(zhuǎn)動90。角，使新、 舊磨痕垂直。金相試樣的磨光除了要使表面光滑平整外，更重要的是應(yīng)盡可能減少表層損傷。每一道磨光工 序必須除去前一道工序造成的變形層（至少應(yīng)使前一道工序產(chǎn)生的變形層減少到本道工序生產(chǎn)的變 形層深度），而不是僅僅把前一道工序的磨痕除去：同時，該道工序本身應(yīng)盡可能減少損傷，以便進(jìn) 行卜.一道工序。最后一道磨光工序產(chǎn)生的變形層深度應(yīng)非常淺，應(yīng)保證能在卜一道拋光工序中除去。金相試樣

38、還可以用機(jī)械磨制來提高磨制效率。機(jī)械磨制是將磨粒粗細(xì)不同的水砂紙裝在預(yù)磨機(jī) 的各磨盤上，一邊沖水，一邊在轉(zhuǎn)動的磨盤上磨制試樣磨面。2 .拋光：目的為去除金相磨面上因細(xì)磨而留卜的磨痕，使之成為光滑、無痕的鏡面。金相試樣的拋光可 分為機(jī)械拋光、電解拋光、化學(xué)拋光三類。本次畢設(shè)采用機(jī)械拋光。機(jī)械拋光是在專用的拋光機(jī)上進(jìn)行的，拋光機(jī)主要是由電動機(jī)和拋光圓盤（0200-300111111）組 成，拋光盤轉(zhuǎn)速為200600r/min以上。拋光盤上鋪以拋光布。拋光時在拋光盤上不斷滴注拋光液。 拋光液通常采用A12O3、MgO或Cr2O3等細(xì)粉末（粒度約為0.31眄）在水中的懸浮液。機(jī)械拋 光就是靠極細(xì)的拋光

39、粉末與磨面間產(chǎn)生相對磨削和液壓作用來消除磨痕的。操作時將試樣磨面均勻地壓在旋轉(zhuǎn)的拋光盤上，并沿盤的邊緣到中心不斷作徑向往復(fù)運(yùn)動。本次試驗時候發(fā)現(xiàn)，如果采用 A12O3拋光液進(jìn)行拋光發(fā)現(xiàn)，將會出現(xiàn)大量劃痕，所以最后不用拋光液而選擇清水進(jìn)行拋光。拋光 時間一般為35min。拋光后的瓜樣,其磨面光亮無痕，且石墨或夾雜物等不應(yīng)拋掉或有曳尾現(xiàn)象。 這時，試樣先用清水沖洗，再用無水酒精清洗磨面，最后用吹風(fēng)機(jī)吹干。3 .腐蝕由于金屬中合金成分和組織的不同，造成腐蝕能力的差異，腐蝕后使各組織間、晶界和晶內(nèi)產(chǎn) 生一定的襯度，金屬組織得以顯示。常用的金相組織顯示方法有：（1）化學(xué)腐蝕法；（2）電解腐蝕法； （3）

40、金相組織特殊顯示法，其中化學(xué)腐蝕法最為常用。本次畢設(shè)采用化學(xué)腐蝕法：經(jīng)拋光后的試樣若直接放在顯微鏡下觀察，只能看到一片亮光，除某些非金屈夾雜物（如MnS 及石墨等）外，無法辨別出各種組成物及其形態(tài)特征，必須使用腐蝕劑對試樣表面進(jìn)行“腐蝕”，才 能清楚地看到顯微組織的真實情況。最常用的金相組織顯示方法是化學(xué)腐蝕法，其主要原理是利用 腐蝕劑對試樣表面的化學(xué)溶解作用或電化學(xué)作用（即微電池原理）來顯示組織。對于兩相以上的合 金而言，腐蝕主要是一個電化學(xué)腐蝕過程。由于各組成具有不同的電極電位，試樣浸入腐蝕劑中就 行兩相之間形成無數(shù)對“微電池”。具行負(fù)電位的一相成為陽極被迅速浸入腐蝕劑中形成凹洼；具仃 正

41、電位的另一相則為陰極，在正常電化學(xué)作用下不受腐蝕而保持原有平面。當(dāng)光線照射到凹凸不平 的試樣表面時，由于各處對光線的反射程度不同，在顯微鏡卜就能看到各種不同的組織和組成相。腐蝕方法是將試樣磨面浸入腐蝕劑中，或用棉花沾上腐蝕劑控試表面。腐蝕時間要適當(dāng)，一般 試樣磨面發(fā)暗時就可停止。如果腐蝕不足，可重更腐蝕。腐蝕完畢后，立即用清水沖詵，接著用酒 精沖洗，最后用吹風(fēng)機(jī)吹干。這樣制得的金相試樣即可在顯微鏡卜進(jìn)行觀察和分析研究。如果一旦 腐蝕過度，試樣需要重新拋光，甚至還需在2000的砂紙上進(jìn)行磨光，再去腐蝕。本次試驗腐蝕劑選 擇5%的HF溶液進(jìn)行腐蝕。2.5 金相組織的觀察通過使用金相顯微鏡（XDJ3

42、00小型金相顯微鏡）對上述所做的試樣分別進(jìn)行了組織的觀察以 及拍照。2.6 力學(xué)性能的檢測本次實驗使用壓縮機(jī)（WAW-1000型微機(jī)控制電液伺服萬能試驗機(jī)）進(jìn)行了對觀察后的試樣進(jìn) 行了壓縮強(qiáng)度試驗。3結(jié)果與討論3.1組織性能分析L固溶+T6處理（470/30iiiui+120/24niui）經(jīng)過100倍和400倍卜觀察圖3.1固溶十T6處理處理后組織照片（a）100x（b）400x2.強(qiáng)化固溶處理： 強(qiáng)化固溶處理:第9頁共13頁圖 3.2 強(qiáng)化固溶處理(465C/30mm+475C/30mm+ 18h20C)(a)100x(b)400x圖 33 強(qiáng)化固溶處理(465C/30mm-475C/30

43、mm+24h/120C )(a)100x(b)400x圖 3 4 強(qiáng)化固溶處理(465C/30mm-475C/30mm+30h/12(TC )(a)100x(b)400x強(qiáng)化固溶處理圖 3.5 強(qiáng)化固溶處理(475t/30min-485c/30min+ 18h/120)(a)100x(b)400x圖 3.6 強(qiáng)化固溶處理(475C/30mm-485C/30mHi+24h/120C )圖 3.7 強(qiáng)化固溶處理(475r/30nim-485cC/30min-f30kl20 )(a)100x(b)400x分析1.由圖可見，經(jīng)過不同溫度固溶30mm后，隨固溶溫度的升高，基體中的第二相數(shù)最減少，粗 大難

44、溶相尺寸減小，在470c時數(shù)量和尺寸降到最低，第二相和難溶相重新溶解到基體中。2一經(jīng)過普通固溶處理后的金相組織，由圖可見其晶粒細(xì)小，晶界只殘留少量的難熔相，且尺寸 較小，而晶內(nèi)的第二相則絕大部分已固溶于基體。對于進(jìn)行強(qiáng)化固溶處理后的金相組織，由圖可見, 延長固溶時間或提高固溶溫度后，不僅晶粒尺寸變大，而且又重新出現(xiàn)粗大的第二相。在 465.C/30min+475C/30mm時，其晶粒更細(xì)小、強(qiáng)度更高、分布更均勻。3.在第二組強(qiáng)化固溶處理時發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過相同時間的時效，比第一組的晶粒更粗大，而且第二相 沒有第一組的規(guī)整，沒有第一組的更細(xì)小彌散。3.2力學(xué)性能分析陜西理工學(xué)院畢業(yè)設(shè)計圖3s力學(xué)性能曲線

45、屈服強(qiáng)度為228.74 MPa： 屈服強(qiáng)度為315.96 MPa； 屈服強(qiáng)度為294.53 MPa； 屈服強(qiáng)度為228.41 MPa： 屈服強(qiáng)度為308.96 MPa； 屈服強(qiáng)度為29L53 MPa： 465t/30mm-475C/30mm+ 18h2OC, (2) 465。30mm-475030mm+24h420C, 465*C/30mm-475C/30mm+30h"20C, (4) 475r/30min-485，C/30uim+18h'120r, (5) 475aC/30inin485，C/30nuni-24h/120，C, (6) 475r/30mm-485，C/30m

46、in+30h'120'C,(7) 470/30mm-120C/24mm,屈服強(qiáng)度為 313.53 Mpa.1 .從圖可見，采用強(qiáng)化固溶處理后，7075鋁合金的屈服強(qiáng)度有較大幅度的提高。2一由上述曲線可見，第二組強(qiáng)化固溶的屈服強(qiáng)度要低于第一組經(jīng)強(qiáng)化固溶后的屈服強(qiáng)度。3.在每一組的屈服強(qiáng)度之間，經(jīng)過24h的時效處理，其屈服強(qiáng)度是最大的。可見，經(jīng)過24h的 時效處理，其性能是最好的。3.3討論L常規(guī)的固溶條件下，仍有大量的第二相未固溶：而在強(qiáng)化固溶條件下，所有粗大的第二相和 共晶相幾乎全部固溶，與常規(guī)固溶相比，組織均勻性有了根本改觀，且未見再結(jié)晶晶粒長大，盡管 最終固溶溫度己達(dá)到非平

47、衡共晶點(diǎn)溫度475#C,但組織中未見過燒，這是由于多相共晶中各相的熱 穩(wěn)定性和固溶速度不同，當(dāng)某一相優(yōu)先固溶后，剩余相的共晶溫度將提高口可見通過強(qiáng)化固溶， 可使鑄錠組織中遺傳卜來的粗大第二相和共晶相的溶解速度和固溶程度大幅度增加，可以達(dá)到基本 消除粗大第二相的目的。合金組織中由于粗大第二相尺寸和數(shù)量的減少，使合金的性能略有提高， 伸長率的提高尤為顯著：若采用鑄錠強(qiáng)化均勻化和強(qiáng)化固溶新工藝，與常規(guī)的熱處理工藝相比，性 能提高近20%,且伸長率仍能維持很高水平04】。影響固溶處理的因索主要有固溶處理溫度、固溶保溫時間和淬火冷卻速度，其中最重要的因素 是固溶處理溫度”可。在一定范圍內(nèi)，升高固溶處理溫

48、度，可以提高合金元素的固溶過飽和度，使更 多的合金元素溶入基體中，減少了基體中分布的第二相，粗大難溶共晶相的數(shù)量和尺寸顯微組織和 成分的均勻性提高。若固溶處理不充分，使基體中剩余相數(shù)量過多，會使固溶體的合金濃度較低和 成分分布不均勻，在后續(xù)時效過程中，第二相會在溶質(zhì)元素含量高的區(qū)域優(yōu)先形核析出。溶質(zhì)元索 含量低的區(qū)域形核數(shù)量減少，使第二相的分布不均勻，從而對性能產(chǎn)生不利影響3】。2 .與常規(guī)固溶處理相比，經(jīng)強(qiáng)化固溶處理的合金時效后抗壓強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提高，而伸長 率仍然保持在14%的高水平。強(qiáng)化固溶在提高淬火過飽和程度影響時效析出強(qiáng)化的作用類似于提高 第第頁共13頁陜西理工學(xué)院畢業(yè)設(shè)計合金元

49、素含量，但它們時未溶結(jié)晶相殘留數(shù)量的影響截然相反。強(qiáng)化固溶將減少未溶結(jié)晶相，而提高 合金元素含量將增加未溶相。在現(xiàn)行合金的發(fā)展演變過程中，在可溶結(jié)晶相未充分固溶的條件下為 保證合金的強(qiáng)化作用，常提高合金元素的含量，這對合金的綜合性能產(chǎn)生不利影響。顯然，在強(qiáng)化 固溶的基礎(chǔ)上，優(yōu)化合金的成分和熱處理工藝將成為提高高強(qiáng)度合金綜合性能的一個方向。3 .逐步升溫固溶處理可使最終固溶溫度超過多相共晶溫度而不產(chǎn)生過燒組織，提高殘余可溶結(jié) 晶相的固溶程度和合金力學(xué)性能，強(qiáng)化固溶合金的抗拉強(qiáng)度，且延伸率保持約一般固溶合金的強(qiáng)度 僅與強(qiáng)化固溶合金的強(qiáng)度相當(dāng)口支4結(jié)論1,通過對7075鋁合金棒材的固溶處理表明，隨著固溶溫度的升高，第二相數(shù)量減少，難溶共 晶相的尺寸和數(shù)量減少，而在隨后的升溫時又有所增加，它在470固溶時降到最低，因此適宜的 固溶溫度為4704C o2 .根據(jù)組織圖，經(jīng)過120C/24h的時效處理，第二相分布最均勻，所以最佳的時效工藝為 120*C/24ho3 .根據(jù)組織圖，經(jīng)過465.C/30min+475C/30mm的強(qiáng)化固溶，可大大減少第二相的尺寸和數(shù)量， 晶粒更細(xì)小、強(qiáng)度更高、分布更均勻。因此適宜的強(qiáng)化固