ZL114鋁合金是在ZL101鋁合金的基礎(chǔ)上，通過添加更多的鎂元素發(fā)展起來的。ZL114鋁合金的合金元素含量更高，因此其力學(xué)性能較ZL101鋁合金更好。憑借較好的抗熱裂性、焊接性能、力學(xué)性能及鑄造性能，該合金廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域的薄壁結(jié)構(gòu)件。 目前 ,有關(guān) ZL114A合金的熱處理研究主要集中在固溶處理、時(shí)效處理，以及時(shí)效過程中第二相的析出順序，而自然時(shí)效或停放效應(yīng)對(duì)性能的影響卻鮮有研究。

目前有關(guān)停放效應(yīng)的研究主要針對(duì)的是Al-Mg-Si系變形鋁合金。王雪玲等研究了人工時(shí)效前停放時(shí)間對(duì)6082-T651鋁合金板力學(xué)性能和顯微組織的影響，發(fā)現(xiàn)在工業(yè)生產(chǎn)條件下，人工時(shí)效前的停放時(shí)間不宜超過4h。李學(xué)睿等研究發(fā)現(xiàn)，Al-Mg-Si系鋁合金在固溶淬火后停放一段時(shí)間再進(jìn)行人工時(shí)效時(shí)，其第二相的析出序列為過飽和固溶體→原子團(tuán)簇/溶質(zhì)原子偏聚區(qū)(GP 區(qū)) → β″相，最佳的停放時(shí)間約為6h。寇琳媛等、張洪輝等、馬超研究了停放時(shí)間對(duì)6061鋁合金晶粒度、彈性及塑性階段變形行為和力學(xué)性能的影響，均發(fā)現(xiàn)停放效應(yīng)會(huì)使合金強(qiáng)度降低，并根據(jù)各自的合金狀態(tài)提出了合適的停放時(shí)間。周明琢等研究發(fā)現(xiàn)，6000系鋁合金的自然時(shí)效硬化速率與鎂硅質(zhì)量比關(guān)系不大，自然時(shí)效會(huì)使彌散第二相粗化，合金的強(qiáng)度降低。除了Al-Mg-Si系鋁合金，其他系列變形鋁合金也有類似的研究。蓋洪濤等研究發(fā)現(xiàn)，2024鋁合金擠壓型材淬火后停放8h再進(jìn)行時(shí)效處理，其強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率均大幅增大。譚鑫等研究發(fā)現(xiàn)，Al- Zn-Mg鋁合金不經(jīng)過室溫停放時(shí)的性能最優(yōu)，室溫停放的時(shí)間會(huì)影響后續(xù)人工時(shí)效GP區(qū)的形核。宋偉苑等研究發(fā)現(xiàn)，室溫停放時(shí)7055鋁合金晶內(nèi)會(huì)預(yù)先析出GP區(qū)，停放48h時(shí)鋁合金的綜合性能最優(yōu)。蹇海根等研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)淬火后的停放時(shí)間控制在2h以內(nèi)或者24h以上時(shí)，B93пч鋁合金的力學(xué)性能和電學(xué)性能較為穩(wěn)定。

ZL114鋁合金與6xxx系變形鋁合金的主要合金元素均為鎂、硅元素，時(shí)效強(qiáng)化相均為Mg2Si相，而已有研究認(rèn)為停放時(shí)間對(duì)6xxx系鋁合金的性能有一定的影響，因此推測(cè)停放時(shí)間也會(huì)對(duì)ZL114鋁 合金的力學(xué)性能產(chǎn)生一定的影響。基于此，作者對(duì)低壓鑄造ZL114A鋁合金先進(jìn)行固溶處理，再進(jìn)行不同時(shí)間的自然時(shí)效處理，同時(shí)對(duì)自然停放不同時(shí)間的合金進(jìn)行人工時(shí)效處理，研究了自然時(shí)效過程中合金硬度的變化以及停放時(shí)間對(duì)人工時(shí)效后合金力學(xué)性能的影響規(guī)律，以期為 ZL114A合金產(chǎn)品的實(shí)際 生產(chǎn)應(yīng)用提供試驗(yàn)參考。

1、  試樣制備與試驗(yàn)方法 

試驗(yàn)材料為尺寸為 80mm×50 mm×20 mm 的低壓鑄造 ZL114A鋁合金，化學(xué)成分如表1所示，顯微組織如圖1所示，可見鑄態(tài)合金基體為等軸樹枝狀組織，主要由 α-Al相、多邊形初生硅相、細(xì)小的 Mg2Si相和共晶相組成，晶粒大小在幾十微米到幾百微米之間，晶間共晶相呈連續(xù)網(wǎng)狀，寬度可達(dá)幾十微米甚至近100 μm。鑄態(tài) ZL114A鋁合金的硬度為40. 4 HBW，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為126.0，66.0 MPa，斷后伸長(zhǎng)率高達(dá)14. 7%。

表 1  ZL114A鋁合金的化學(xué)成分

圖 1  ZL114A鋁合金的鑄態(tài)組織

使用井式循環(huán)空氣電爐先對(duì)試驗(yàn)合金進(jìn)行(540±5)℃×14.5h固溶處理，再進(jìn)行不同時(shí)間(1~8215h)的自然時(shí)效處理。對(duì)停放1~100h的試驗(yàn)合金進(jìn)行(170±5)℃×4h人工時(shí)效處理。固溶處理裝爐溫度不高于200 ℃，時(shí)效處理裝爐溫度不高于100℃。

對(duì)試樣上下表面進(jìn)行打磨后，用HP-250型布 氏硬度計(jì)測(cè)硬度，載荷為2500N，保載時(shí)間為5s，每塊試樣至少測(cè)3次取平均值。按照 GB/T 228.1-2010，在人工時(shí)效處理后的試驗(yàn)合金上截取如圖1所示的拉伸試樣，采用萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為1mm·min-1，相同處理下的試驗(yàn)合進(jìn)行3次試驗(yàn)，平均值。

圖 2  拉伸試樣的尺寸

 2、  試驗(yàn)結(jié)果與討論 

2. 1   自然時(shí)效過程中的硬度變化

由圖3可以看出：在自然時(shí)效過程中，隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，試驗(yàn)合金的硬度整體呈升高趨勢(shì)。在自然時(shí)效初期，合金的硬度以較快的速率提升，在自然時(shí)效5h后硬度達(dá)到81.4 HBW，比自然時(shí)效1h后的硬度(72.0 HBW)提高了13.1%；隨后，硬度的增加速率逐漸減慢，自然時(shí)效96h后的硬度為 86. 9HBW，比自然時(shí)效1h后高出了20.7%；當(dāng)自然時(shí)效時(shí)間為8215h時(shí)，試驗(yàn)合金的硬度為 91.8HBW，比自然時(shí)效1h后高出了 27.5%。人工時(shí)效后合金的硬度在110 HBW 以上，對(duì)比可知自然時(shí)效的效果遠(yuǎn)遠(yuǎn)達(dá)不到人工時(shí)效的效果。

圖3 自然時(shí)效過程中試驗(yàn)合金硬度的變化曲線

2.2  停放時(shí)間對(duì)人工時(shí)效后力學(xué)性能的影響

由圖4可以看出，隨著停放時(shí)間由0延長(zhǎng)至100h，人工時(shí)效后試驗(yàn)合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均呈先增大后降低再增大的趨勢(shì)。當(dāng)停放時(shí)間為10h時(shí)，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均最大，分別為355.0，303.3MPa，比停放時(shí)間為1h時(shí)分別提高了約1.9%和12.3%，可見屈服強(qiáng)度對(duì)停放時(shí)間的敏感性較高。當(dāng)停放時(shí)間約為50h時(shí)，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度降低至最小值，分別為336.7，261.7 MPa，比停放1h時(shí)分別降低了3.3%和 3.1%。斷后伸長(zhǎng)率隨停放時(shí)間的變化趨勢(shì)與強(qiáng)度相反，即呈先降低后增大再降低的趨勢(shì)。

圖 4  人工時(shí)效處理后試驗(yàn)合金的強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率隨停放時(shí)間 的變化曲線

2.3   自然時(shí)效過程中第二相的析出行為

結(jié)合固體與分子經(jīng)驗(yàn)電子理論(EET)，對(duì)合金中析出的第二相的最強(qiáng)鍵鍵能、界面能及結(jié)合能進(jìn) 行計(jì)算，以便對(duì)停放效應(yīng)對(duì)合金力學(xué)性能的影響進(jìn) 行分析。根據(jù) EET理論中普遍應(yīng)用的鍵距差法計(jì)算出試驗(yàn)合金中GP區(qū)和亞穩(wěn)相的最強(qiáng)鍵鍵能、界面能及結(jié)合能，結(jié)果如表2和表3所示。界面能反映第二相形核的難易程度，其數(shù)值越小，第二相越容易形核；結(jié)合能在一定程度上反映第二相的穩(wěn)定程度，其數(shù)值越大，第二相越穩(wěn)定。固溶處理后合金基體中存在大量空位，溶質(zhì)原子不斷向空位擴(kuò)散偏聚，為彌散第二相的析出創(chuàng)造條件。當(dāng)合金未經(jīng)停放直接進(jìn)行人工時(shí)效處理時(shí)，由于人工時(shí)效溫度高于室，第二相的形核驅(qū)動(dòng)力顯著增加，因此界面能低的β″相與界面能高的β'相均可以形核析出。此時(shí)合金的析出序列為過飽和固溶體→β'相和固溶體→ pre-β″相。此時(shí)合金基體中彌散析出相為過渡 β'相和 β″相。固溶處理后的合金在自然停放過程中(停放時(shí)間短于10h)，由于室溫下的形核驅(qū)動(dòng)力低，因此高界面能的相無法析出。β″相的界面能是pre-β″相的2倍，β'相的界面能遠(yuǎn)超過pre-β″相，因此在停放過程中，原子團(tuán)簇會(huì)偏聚形成pre-β″相(也屬于GP區(qū)的一種)。在隨后的時(shí)效處理過程中，β″相以pre-β″相為形核核心析出，合金的析出序列為過飽和固溶體→ pre-β″相/GP區(qū)→β″相。β″相比 β'相的彌散強(qiáng)化效果更為顯著，因此在停放時(shí)間不超過10h時(shí)，合金的強(qiáng)度提高，斷后伸長(zhǎng)率降低，這與文獻(xiàn)中的機(jī)理與結(jié)論類似。固溶 處理后試驗(yàn)合金中的空位和溶質(zhì)原子(鎂、硅原子) 呈雙重過飽和狀態(tài)，從熱力學(xué)的角度看這是一種不穩(wěn)定的狀態(tài)，在停放過程中合金會(huì)發(fā)生自然時(shí)效，鎂、硅原子不斷偏聚形成GP區(qū)；部分GP區(qū)的結(jié) 合能較低，如 MgSi的結(jié)合能僅為-625.4 kJ·mol-1，處于不穩(wěn)定的狀態(tài)，在后續(xù)人工時(shí)效時(shí)部分GP區(qū)重溶于固溶體中，而由于人工時(shí)效溫度較 固溶溫度低得多，固溶過程十分緩慢，達(dá)不到初始的 固溶狀態(tài)。因此，與固溶后立即時(shí)效處理的合金相比，停放時(shí)間超過10h后強(qiáng)化效果降低，塑性提高。當(dāng)停放時(shí)間超過50h后，合金的強(qiáng)度又有所回升，這是因?yàn)樵谕７胚^程中，小于臨界尺寸的GP區(qū)長(zhǎng)大到了穩(wěn)定的晶核尺寸，如Al6MgSi的結(jié)合能達(dá)到-2674.9 kJ·mol-1，因此在后續(xù)人工時(shí)效處理時(shí)，GP區(qū)不會(huì)發(fā)生重溶，合金的強(qiáng)度提高，塑性降低。

表 2  試驗(yàn)合金 GP區(qū)的最強(qiáng)鍵鍵能及結(jié)合能

表 3  試驗(yàn)合金亞穩(wěn)相的最強(qiáng)鍵鍵能、界面能以及結(jié)合能

 3、   結(jié)  論 

(1) 在自然時(shí)效過程中，試驗(yàn)合金的硬度整體呈升高趨勢(shì)。當(dāng)自然時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)至8215h，硬度升高至91.8HBW，低于人工時(shí)效后合金的硬度(110HBW 以上)，可見自然時(shí)效效果遠(yuǎn)低于人工時(shí)效效果。

(2) 在停放時(shí)間為 0~100h時(shí)，隨著停放時(shí)間的延長(zhǎng)，人工時(shí)效后試驗(yàn)合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度先升高，在停放10h時(shí)達(dá)到峰值，分別為355.0，303.3 MPa，隨后降低，在停放50h時(shí)降至最低值，分別為336.7，261.7 MPa，隨后又有所升高。斷后伸長(zhǎng)率的變化規(guī)律與強(qiáng)度的變化規(guī)律相反。

(3) 試驗(yàn)合金在自然停放過程中形成界面能較低的pre-β″相，隨后進(jìn)行人工時(shí)效時(shí)形成強(qiáng)化效果更為明顯的β″相，這是試驗(yàn)合金的強(qiáng)度在停放 10h內(nèi)升高的原因；而后強(qiáng)度降低的主要原因?yàn)椴环€(wěn)定GP區(qū)在人工時(shí)效時(shí)發(fā)生重溶；當(dāng)停放時(shí)間超過50h后，GP區(qū)長(zhǎng)大到了穩(wěn)定的晶核尺寸，在后續(xù)人工時(shí)效時(shí)不會(huì)發(fā)生重溶, 因此強(qiáng)度有所回升。