高Zn含量Al-Zn-Mg-Cu均匀后化过程中显微结构演变研究外文翻译资料

 2022-01-05 20:03:54

英语原文共 7 页，剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料

高Zn含量Al-Zn-Mg-Cu均匀后化过程中显微结构演变研究

摘要：在本次实验中，采用光学显微镜、差示扫描量热法、扫描电镜和x射线衍射等手段研究了高含锌铝锌镁铜合金在均质过程中的微观组织演变。从扩散动力学模型出发，建立了均匀化动力学方程，确定了最佳均匀化参数。结果表明，铸态合金存在严重的偏析。非平衡共晶体由alpha;(Al), Mg(锌、铜、铝)2,s (Al2CuMg),theta;(Al2Cu)和富铁阶段。 在本次实验中，Mg(Zn,Cu,Al)2和Mg(Zn,Cu,Al)2均质过程中没有发生从Mg(Zn,Cu,Al)2到S(Al2CuMg)相的转变。相直接溶入到矩阵中。(Al2Cu)相直接溶入到矩阵中而富铁阶段在均匀化后依然存在。此外，随着均质化时间的延长，富铁相中锌、镁元素的含量降低甚至消失。适当的均匀化工艺参数是440ordm;C / 12 h 468ordm;C / 24 h,并且这与均匀化动力学分析得出的结果一致。

关键词：铝镁锌铜合金；显微结构；均匀化处理；相的转变

绪论

铝镁锌铜合金因其强度高、抗断裂性能好的优点，在航空航天结构、汽车制造和先进武器系统中得到了广泛的应用。通常，锌含量较高的铝锌镁铜合金具有较好的力学性能。但是，凝固过程中会产生更多的微观偏析和粗糙的金属间颗粒，从而易断裂和并且抗疲劳性能恶化。研究表明，在均匀化过程中，金属间的微偏析可以被消除，从而使金属间的可溶性颗粒溶解到基体中。因此，为得到良好的服务性能，均匀化处理是必不可少的一道工序。Al-Zn-Mg-Cu合金的合金元素含量高，并且在显微结构中的相是种类繁多并且及其复杂的。包括Mg(Zn,Cu,Al)2,MgZn2,Al2CuMg,Al2Cu和富铁相。并且，在均匀化过程中，Mg(Zn,Cu,Al)2可以转化为Al2CuMg。 Deng等人[7]发现，在al - 5.87zn -2.07Mg-2.28Cu合金中，Mg(Zn, Cu, al)2相在均匀化过程中会转变为S(Al2CuMg)相。同样的结果也被LI ,Fan，Lv等人发现。然而，肖的研究结果却表明Al-8.1Zn-2.05Mg-2.3Cu合金在经过470 ordm;C/24 h的均匀化处理后，没有发生相的转变。这个结果在最近也被Liu和LI证明。刘[2]认为，当锌含量高于8% wt%时，Mg(Zn, Cu, Al)2相向S(Al2CuMg)相转变非常困难。文献表明，合金元素比和热处理工艺对相的转化有一定的影响。本文研究了在均匀化过程中相的转变过程，并利用扩散动力学模型对均匀化热处理的工艺参数进行了优化改进。 从理论上探讨了锌含量对S(Al2CuMg)相形成的影响。此外，还利用锌元素的扩散活化能和频率因子分析了在均匀化过程中锌含量对扩散系数的影响。

1实验

本研究所用的220 mm钢坯的化学成分为:Al-9.79Zn-2.17Mg-1.94Cu-0.10Zr-0.056Fe-0.028Si (wt%)。我们从钢坯中半径附近提取试样进行微观结构分析，采用强迫空气对流的电阻加热箱式炉对空气进行均匀化处理。采用双极均匀化的方式。第一阶段是440ordm;C / 12 h,第二阶段选择了460 ordm;C,465 ordm;C、468年和470ordm;C的不同保温时间。采用光学显微镜(OM)对铸态和均匀化处理后条件下的组织进行了观察。采用能量色散x射线能谱(EDS)技术，在JEOL JSM 7001F扫描电子显微镜(SEM)上测定了金属间大颗粒的化学元素组成成分。采用x射线衍射(XRD)、Rigaku D/Max 2500衍射仪和0.5 deg step对铸态试样进行了微观结构表征。采用差示扫描量热法(DSC)在NETZSCH STA 409C/CD仪器上测量铸态试样中与组成颗粒相关的熔化温度，升温速率为10k /min，范围为室温至550℃。

2 结果与讨论

2.1铸态铝锌镁铜合金的组织及DSC分析

凝固后期，氮平衡共晶和金属间化合物主要析出在晶界和枝晶间空间。树枝状结构的成分偏析形成了微电池，从而在一定程度上降低了[17]合金的电化学耐蚀性。铸态合金组织如图1所示。粗黑相形成网状结构(图1a)，呈片状结构。铸态铝镁锌铜合金的XRD图谱如图2所示。铸态铝镁锌铜合金的主要相的构成是alpha;(Al)单质和MgZn2 [2]晶体结构。铸态铝锌镁铜合金的典型相如图3所示。EDS结果(表1)表明，图3中的白色相(A、D点)可能为Mg(Zn、Cu、Al)2相。EDS(图3a B点)检测到Fe元素，表明这个相为富铁相。图3a中C点为浅灰相，含有少量锌、镁元素，它的化学元素组成接近化学计量Al2Cu。与此近似，我们把(图3b中的E和F点)的深灰色相位考虑为(Al2CuMg) 相。第二阶段是由Mg(锌、铜、铝)2, (Al2CuMg),theta;(Al2Cu)和富铁相组成得到的。

铸态Al-Zn-Mg-Cu合金DSC曲线如图4所示。我们可以很容易地清楚看到从拐点温度对应图中是472.0ordm;C。徐[18]的研究表明，该点的温度可以看作是Mg(Zn, Cu, Al)2相的熔化温度。

但在实验中，这样的方法不是那么的精准严密。如果这个熔融温度低于实际值，较低的均质温度将不利于溶解可溶性成分。但如果这个值高于实际值，可能会发生过热现象，导致有害的过热孔产生。因此，考虑到第一阶段的均匀化过程是为了得到Al3Zr分散体颗粒，为了得到更准确的第二级均匀处理的工艺参数，我们在472度左右开展了一系列不同的实验。

2.2 铝镁锌铜合金的均匀化处理、

第一阶段的均匀化处理是为了得到Al3Zr分散体颗粒，这种颗粒能够有效地钉住晶界，从而达到抑制后续过程中出现再结晶现象的效果。罗布森[19]提出在420至450ordm;C之间能够得到最大成核率。根据以往的参考文献和实际工业生产情况，我们把第一阶段的均匀化处理参数设定为440 ordm;C，保温12小时。在第二阶段的均匀化处理过程中，为了获得最好的效果。我们先升温到440 ordm;C，在每次保温间隔2小时后逐步升温，不同的升温温度选定为460, 465, 468 和 470 ordm;C。在均匀化处理过程后，富铁相并没有消失，并且我们还发现在均匀化处理后出现了Al2Cu相和Al2CuMg相。扫描电镜(SEM)和能谱(EDS)观察表明，当仅存在富铁相时，我们把第二阶段均质化处理的各项参数设定为“Y”，镁(Zn,Cu,Al)2相设定为“N”。具体细节请见表格2中。

结果表明,在经过460 ordm;C，保温48h的第二阶段均匀化处理后，Mg(Zn, Cu, Al)2相依旧存在，并没有发生转化。当保温温度升高至470 ordm;C时，我们可以发现少许的过烧结构现象。均匀化处理温度为468 ordm;C时的显微结构如图5所示。在经过440 ordm;C，保温12小时的热处理后，在晶界处仍然存在数量极多的Mg(Zn, Cu, Al)2相，这些相在第二阶段均匀化处理进行至6小时时仍然出现，但在均匀化处理进行至12小时时会消失。在经过18个小时的热处理后，在晶界处剩余的黑色相已经被确认为富铁相，并且在所有均匀化热处工艺完成后，我们并没有发现任何Mg(Zn, Cu, Al)2相。

根据以往的文献来看，本实验采用的热处理温度还不足以使S(Al2CuMg)相溶解，所以我们可以认定Mg(Zn, Cu, Al)2相是直接溶解在基体中，而不是先转化为Al

2CuMg相。

均匀化处理阶段合金相的演变如图6所示。EDS分析(表3)表明，均匀化处理工艺保温12小时和24小时时，试样富铁相中依然存在锌元素和镁元素，但在保温时长升至36小时和48小时后，锌元素和镁元素的数量会有所减少。这表明，在经过保温温度为468 ordm;C的第二阶段均匀化处理后，富铁相并不能直接融入到基体中。但在富铁相中的锌元素和镁元素可以通过第二阶段的均匀化处理直接融入到基体中。适当的热处理工艺不会产生过烧现象，在处理过程中，我们要尽量把处理温度调高，从而使可溶性成分最大限度地融入到基体中。工业加工的钢一般是采取从边缘到中心的异步加热。目前的研究表明，对于此种铝镁锌铜合金，最适合的均匀化热处理手段是采取两部走，先升温440度保温12小时，再升温至468度保温24小时。

2.3扩散动力学模型参数验证

在均匀化处理过程中，溶解数量最多的相是Mg(Zn, Cu, Al)2 相。共晶结构线扫描分析(图7)表明，晶界上锌、镁、铜元素沿共晶结构存在偏析。因为在均匀化处理过称中，铜元素的扩散系数远低于锌元素和镁元素。因此，均匀化过程一般被认为是由铜元素所控制的。根据LIU和Deng的研究，均质化动力学方程应为exp（-）=0.01。根据阿伦尼乌斯方程D=Dn exp(-Q/RT) 其中T、t、L分别代表均质温度、保温时间、枝晶间距。R、Q、D0分别代表气体常数(8.314 J·mol-1·K-1)、扩散活化能、频率因子。

我们提出了扩散系数与温度呈指数函数关系的假设。通过对谢[21]的研究，我们可以得到了铜元素的扩散系数为D（Cu）=0.000048exp（-16069/T）,所以式1可以被写作0.000411texp（-16069/T）=L2。

在本次实验中，我们如图5a所示利用光学显微镜对铸态Al-Zn-Mg-Cu合金的枝晶间距(L)进行了测量。为了得到了枝晶间距的统计分布，我们收集了上百个数据。得到详细结果见表8。显而易见,大多数间距(L)集中在30 ~ 100mu;m左右。因此得到的这个结果被用作为经过440度保温12小时均匀化处理工艺的样本处理的间隔分布。代入小时(h)和摄氏度(oC)，可以用式(4)来表示：T=16069/（）-273.15

然后，我们可以得到了不同枝晶间距下的均质动力学曲线，如图9所示。

我们可以由图8可知，在均匀的加工温度下，Mg(Zn, Cu, Al)2相间距(L)越大，对应的保温时间越长。当均匀化温度为468度时，对应的保温时间应该为17.6小时，对应的枝晶间距应该为100um。所以在经过18小时的均匀化热处理工艺手段后，元素的分布应该是均匀的。实验结果，按表2所示，在进行完该工艺后，我们并没有发现Mg(Zn, Cu, Al)2相。所以我们可以根据临时热力学均匀性，这个模型已经充分证明了先升温至440度保温12小时后再升温至468度最后再保温24小时，是均匀化热处理工艺最好的手段。

2.4 Al2CuMg相变的理论分析

通过传统的低锌铝镁锌铜合金的实验，如Fan ，Deng，LI所研究的锌的质量分数分别为百分之6.31，百分之5.87和百分之6.3，我们可以得出：在均匀化热处理过程中，Al2CuMg相是由Mg(Zn,Cu,Al)2相转变而来的。根据谢[21]的工作，我们可以推导出了锌、镁、铜三种元素固体扩散系数的计算公式，这些公式可以在表4中看到。锌元素的扩散速率比在同一温度时，铜元素的扩散速率和镁元素的扩散速率高。随着均匀化处理的持续进行，锌含量的逐步降低和铜元素含量的逐渐升高，逐渐在这个区域的化学组成与Al2CuMg相符。在最后在这个区域形成Al2CuMg相。

因为温度变化对扩散系数有着显著的影响，所以在以往的研究中都采用了温度依赖假说。实际上，扩散系数也同样受化学元素组成的影响，合金的浓度梯度可以被用作扩散的内在驱动力，在均匀化处理过程中，Mg(Zn, Cu, Al)2相的化学成分组成与基体的化学成分组成在逐渐减小，这导致了浓度梯度的降低，从而使扩散系数降低。所以扩散系数公式可以写作D=gfvexp()exp),在这个公式中，S代表着空位扩散活化熵而H代表着焓间隙扩散。G,a,v,f,k在这里分别代表着几何因子，晶格参数,尝试频率、相关因素和玻耳兹曼常数。根据罗布森和普兰内尔的开创性研究，S=lambda;Theta;（H/T）。在这个公式中，lambda;是一个常数,它的大小取决于合金试样的结构和扩散机制。对于大多数金属来说，Theta;是一个常数,其值介于-0.25到-0.45之间，Tm代表着熔化温度，在本次实验研究中，它代表着Mg(Zn, Cu, Al)2相的熔化温度。那么，频率因子可以被写做D= gfva H kT lambda;Theta; 。

因此，我们可以看出频率因子与激活晗成正比例关系，而与式8中的指数相成负相关关系。同时，活化焓受原子间键合力的影响，换句话来说就是，原子间键合力越小，活化焓越大。

对于锌含量较低的铝镁锌铜合金来说，锌含量的逐步增加，会导致铝锌键的比例进一步增大，铝锌键之间的结合能比铝铝键之间，铝镁键之间，铝铜键之间的结合能小，所以，铝锌键所占比例的增加在一定程度上会降低锌原子与空位交换所需要的能量势垒。这也同时会导致激活焓的降低，从而导致频率因子的减少，最后造成指数相的增加。这产生的综合结果是扩散系数的提升。从这里我们可以看出，锌原子的扩散是Al2CuMg相形成的条件之一。

表四的计算结果显示，锌元素的扩散系数几乎是铜元素扩散系数的五倍。但实际我们却发现，在高锌铝镁锌铜合金中，锌元素的扩散速率会大幅度降低，与铜元素在其中的扩散速率差距不大。所以在高锌铝镁锌铜合金中，我们很难把各种元素的比例与Al2CuMg相互相匹配对应起来。就像我们之前所提到的那样，当锌的质量分数高于百分之八时，Liu坚信Mg(Zn, Cu, Al)2相转变为Al2CuMg相是极其困难的。我们由此可以进行推断，随着锌元素在合金中质量分数的增加，锌元素的扩散系数实际上是呈下降趋势的。因此，在铝镁锌铜合金均匀化处理过程中，Al2CuMg相并没有发生相的转变。在目前的实验研究中，我们还没有发现在经过均匀化处理后的合金试样中出现Al2Cu相。我们可以从文献中找到，Al2Cu相的熔点是不低于500度的。蒙达尔对7075合金的研究中，也发现

全文共6336字，剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料

资料编号：[2213]

原文和译文剩余内容已隐藏，您需要先支付 30元 才能查看原文和译文全部内容！立即支付

以上是毕业论文外文翻译，课题毕业论文、任务书、文献综述、开题报告、程序设计、图纸设计等资料可联系客服协助查找。

您可能感兴趣的文章