7075铝合金的强化固溶处理.doc

1、陕西理工学院毕业设计强化固溶处理对7075铝合金组织和性能的影响蔺亚强（陕理工材料科学与工程学院金屈材料工程专业071班，陕西汉中723003 ）指导教师：学海娃摘要:7075铝合金是可热处理合金，具有良好的机械性能。本文在箱式热处理炉中对7075铝合金进行了固 溶处理和强化固溶处理以及人工时效处理。对处理后的合金进行金相显微观察分析其组织状态,进行硬度测试以测 定其力学性能。结果表明：通过465C加热保温30min ,再升温到475C保温30min的强化固溶处理，可大大减少第 二相的尺寸和数量,晶粒更细小、强度更高、分布更均匀。因而对该合金的理论研究与实际生产起到一定的理论指 导意义。关键词

2、:强化固溶；7075蛤合金；组织和性能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陕西理工学院毕业设计中文摘要Abstract1综述11.1 7075铝合金的简介11.2 固溶处理的基本概念21.3 强化固溶处理的基本概念31.4 时效处理的基本概念3L5研究的目的和意义52试验方案52.1 设备52.2 材料52.3 试验内容52.3.1 固溶处理6232强化固溶处理62.3.3 时效处理62.4 试样的制取62.5 金相组织的观察

6、72.6 力学性能的检测73结果与讨论73.1 组织性能分析73.2 力学性能分析93.3 讨论104结论11参考文献12致谢13IH陕西理工学院毕业设计1综述1 1 7075铝合金的简介随着航空、航天等领域的高速发展，对高性能铝合金提出了越来越高的要求，国外通过改变合 金的化学成分和提高合金纯度，采用先进的加工技术：以及新的热处理规范等发展了一批高强、高 韧和低密度的高性能铝介金山。国内外在热处理的工艺改进上大多集中在时效研究上，而对铸锭均 匀化和变形组织的固溶处理均未进行深入的研窕，主要是担心共晶发熔（过烧）或变形再结晶组织粗 大。通常在合金铸锭中存在粗大第二相和晶界非平衡共品相，这些粗大

7、的化合物在均匀化、变形加 工及固溶处理中具行遗传效应，影响介金最终性能。传统的铸锭均匀化温度和变形组织固溶温度均 远低于非平衡低熔共晶点，粗大化合物相的溶解不可能彻底，并部分保留至合金最终组织中，对合 金性能带来不利的影响。研究表明，通过选择合理的固溶保温时间，可使粗大化合物相的固溶度提 高，合金的性能也能得到明显改善。如何选择更介理、更科学的均匀化和固溶处理工艺，以减少或 消除粗大化合物相带来的不利影响，将是提高合金性能的一个重要途径闾。7075铝合金是一种冷处理锻压合金，主要用于航天航空工业、吹塑（瓶）模、星声波邛焊模具、 高儿夫球头、鞋模、纸塑模、发泡成型模、脱腊模、范本、夹具、机械设备

8、、模具加工以及于制作 高端铝合金自行车车架等。7075铝合金强度高，远胜于软钢。是商用最强力合金之一。具有普通的抗腐蚀性能、良好机械 性能及阳极反应。细小晶粒可以使得深度钻孔性能更好，工具耐磨性增强，螺纹滚制更与众不同。 特点有：.高强度可热处理合金；.良好机械性能：.可使用性好：.易于加工，耐磨性好：. 抗腐蚀性能、抗氧化性好。其化学成分和力学性能分别见表L1和表1.2o表L1 7075铝合金的化学成分元素SiFeMgMnCuZnTiCrAl含量0.400.502.50 301.85.80.200.24余量表L2 7075铝合金的力学性能力学性能强度5硬度密度弹性模量E伸长应力伸长率6值&g

9、t;560MP150HB2.81gW71Gpa>495国外研究现状：7xxx系高强铝合金的发展可以追溯到20世纪20年代，德国科学家SanderW和MeissnerKL发 现Al-Zn-Mg合金经淬火、时效后具有很高的强度。以此为基础，发展出了后来的7xxx系铝合金。 1943年美国开发出了可实际应用的7075合金，并第一次应用于B- 29型轰炸机上，曾给飞机结构 和性能带来了革命性变化，同时也为超高强铝合金的飞速发展奠定了基础。1968年，在7001合金 的基础上，通过降低Cu和Cr的含量，增大ZWMg比值等手段来提高韧性和抗应力腐蚀性能，研制出 7049合金。1969年开发成功7xx

10、x系中断裂韧性最高的7475合金，该合金除了成分差别外，加工 工艺也有所改变，通过调整晶粒度、均匀性、E相（Ah2Mg25）的尺寸和质点间足,使其韧性得到改 善。1971年，以7075合金为基础，通过增加Zn和Cu含量、调整CVMg比值来提高强度，并添加 Zr代替Cr克服淬火敏感性和调整晶粒尺寸，美国开发出了强度、断裂韧性和抗应力腐蚀性能较高的 7050合金和7150合金。20世纪80年代,美国铝业公司在7105的基础上，进一步降低Fe, Si, Mn 等杂质元素的含量，提高ZnRIg比值，耗资数十亿美元研制成功了号称王牌铝合金的7055合金， 并于1933年申请专利。7055-T77等热处理

11、状态的制品强度比7150-T6状态高10%以匕比T7075-T6 状态高25%以上，使其在保证材料具有高强度的同时又具有优良的综合性能，目前7055-T7已用于 波音777客机的上翼蒙皮、机翼桁条。随着快速凝固/粉末冶金(RS/PM)制备技术的发展，快凝技术逐渐被引入高强铝合金的研窕。80 年代，美国Alcoa公司采用传统RS/PM制备方法，研制出了 PM/7090. PM / 709E CW67等合 金，其强度相当于41/ 7075T6,耐腐蚀性相当于41/ 707573。1992年，日本住友轻金属公司 采用真空平流制粉、后续真空压实烧结工艺，在实验室制备出。b达700 Mpa以上的超高强铝

12、合金， 将铝合金的强度性能指标推向了极高的水平。但是，由于传统RS / PM工艺难以制备大尺寸材料和 生产成本高昂，再加上合金中锌含量很高，导致粉末烧结困难，难以制备成块状材料，因此采用传 统RS/PM工艺生产的超高强铝合金并未得到实际应用。90年代初期，随着以喷射成形技术为代表的新一代RS/PM工艺走向大规模实用化，使规模生 产实用超高强铝合金材料变为现实。到20世纪90年代末，美国、英国、口本等工业发达国家均利 用先进的喷射成形技术开发出了含锌后8%以卜.(最高达14%)仇为760-810Mpa, 6为8%13%的 新一代超高强铝合金，用于制造交通运输领域的结构件及其他要求强度高、抗腐蚀性

13、能强的高应力 结构件。目前，上述PM/7xxx系合金还未投入批量使用。PM/7090及PM/7091在实用实验阶段 代替7175合金和7075合金做B757飞机主起落架中的部件,减重达15%19%。PM/CW67现已 进入开发的最终阶段，其制成的前缘襟翼和前部大梁已进行了飞行试验。综上所述，国外超高强铝合金研制基本上是沿着高强度、低韧性一高强度、高韧性一高强度、 高韧性、耐腐蚀方向发展；随之的热处理状态开发则是沿着T6tT73tT76T736(T74)tT77方向 进展；在合金设计方面的特点是合金化程度越来越高，Fe和Si等杂质含量越来越低，微量过渡族元 素添加越来越合理，最终在大幅度提高强度

14、的同时保证合金具有优良的综合性能。国内研究现状：国内超高强铝合金的研究开发起步较晚。我国航空工业和其他国防工业大量应用的高强度铝合 金主要仍为类似于B95和7075合金的LC4及LC9：对7050等高强度铝合金进行研究，大多仍着 眼于提高合金的韧性及抗腐蚀性能，而它们的强度则大多仍维持在7075、T6的水平匕 甚至还有不 同程度的降低。为了进一步提高合金强度，充分发挥高强度合金的减重潜力，20世纪80年代初， 东北轻合金有限责任公司和北京航空材料研究所开始研制Al-Zn-Mg-Cu系高强高韧铝合金。目前在 普通7xxx系铝合金的生产和应用方面己进入到实用化阶段，合金主要包括7075、7175等

15、,其产品 用于各种航空航天器的结构件。20世纪90年代中期.北京航空材料研究所采用常规半连续铸造法 试制成功7A55超高强铝合金及强度更高的7A60合金，东北轻合金有限五任公司近来采用传统方式 成功生产出轧制板材用7055方铸锭。近年来，在国家攻关和863高技术项目的支持卜一，北京百色金 属研究总院和东北轻合金有限责任公司开展了仿俄罗斯B96u合金成分的超高强7xxx系铝合金以及 具力更高锌含M的喷射成形超高强铝合金的研制开发工作,分别采用喷射沉和I和半连续K造工艺, 制成了各种尺寸的(模)锻件、棒材及无缝管材等，合金的抗拉强度己分别达到800830Mpa和630 650Mpa,延伸率分别达到

16、8%10%和4%7%,基本上达到了国外90年代中期的水平。同时， 东北大学等单位进行了低频电磁半连续铸造高合金化超高强铝合金的研窕工作，目前已开发出具行 自己独立知识产权的低频电磁半连续铸造技术。1.2固溶处理的基本概念定义将合金加热至高温单相区恒温保持，使过剩相充分溶解到固溶体中，然后快速冷却,以得到过饱和固溶体的热处理工艺。目的主要是改善钢和合金的塑性和韧性，为沉淀硬化处理作好准备等。使合金中各种相充分溶解，强化固溶体，并提高韧性及抗蚀性能，消除应力与软化，以便继续加工或成型。适用多种特殊钢，高温合金，特殊性能合金，有色金属。尤其适用L热处理后须要再加工的零件。2 一消除成形工序间的冷作硬

17、化。3 .焊接后工件。原理 固溶处理是为了溶解基体内碳化物/相等以得到均匀的过饱和固溶体，便于时效时 重新析出颗粒细小、分布均匀的碳化物和y等强化相，同时消除由于冷热加工产生的应力，使合金 发生再结晶。其次，固溶处理是为了获得适宜的晶粒度，以保证合金高温抗蠕变性能。固溶处理的 温度范围大约在480-950'C之间，主要根据各个合金中相析出和溶解规律及使用要求来选择，以保证 主要强化相必要的析出条件和一定的晶粒度。对于长期高温使用的合金，要求有较好的高温持久和 蠕变性能，应选择较高的固溶温度以获得较大的晶粒度：对于中温使用并要求较好的室温硬度、屈 眼强度、拉伸强度、冲击韧性和疲劳强度的合

18、金，可采用较低的固溶温度，保证较小的晶粒度。高 温固溶处理时，各种析出相都逐步溶解，同时晶粒长大；低温固溶处理时，不仅有主要强化相的溶 解，而且可能有某些相的析出。对于过饱和度低的合金，通常选择较快的冷却速度：对于过饱和度 高的合金，通常为空气中冷却71。固溶热处理中的快速冷却似乎像普通钢的淬火，但此时的淬火与普通钢的淬火是不同的，前者 是软化处理，后者是淬硬。后者为获得不同的硬度所采取的加热温度也不一样，但没到1100C。本 次毕业设计采用两种不同的固溶工艺，即7075铝合金常规的固溶处理以及强化固溶处理。1.3强化固溶处理的基本概念普通固溶处理采取单一的温度和时间进行，它是目前最常用的固溶

19、工艺。固溶处理需避免因生 成过渡液相而使晶界弱化的过烧现象，这需将固溶温度控制在多相共品点之卜，导致残余结晶相不 易完全固溶,从而降低了合金的断裂韧性。因此，单级固溶在工业应用中不能满足人们对材料性能的需 求。强化固溶处理是比普通固溶处理时间更长，加热温度更长。它分为3个阶段：在相对较低的温度卜保温一段时间，这个阶段的固溶是影响合金力学性能 的主要因索：以一定的速度升到一个较高温度；在这个较高的温度卜保温段时间。逐步升温 处理可使极限固溶温度高于多相共晶温度，同时能避免组织过烧，有效强化了残余结晶相的固溶，显著 提高了合金的力学性能。因此,强化固溶与单级固溶和比，在不增加合金元素总含量的条件卜

20、提高了 固溶体的过饱和度，同时减少了粗大未溶结晶相，对于亮高时效析出程度和改善抗断裂性能具有积极 意义，是提高合金综合性能的一条有效途径。但在工业应中仍存在2个问题：A.随着温度的升高, 合金晶粒逐渐长大，晶粒长大又会导致强度卜降：B.温度的升高也会导致合金中的过剩相逐渐减少, 第二相的弥散强化作用降低，从而使合金软化倒。本次毕设采用的强化固溶处理工艺为两组：465C保温30mm后，再升温至475c保温30min, 冷水淬火；475c保温30mln,升温至485C保温30min,冷水淬火。淬火后立即进行人工时效。 1.4时效处理的基本概念定义：合金工件经固溶热处理后在室温或稍高于室温保温，以达

21、到沉淀硬化目的。指合金工件 经固溶处理，冷塑性变形或铸造、锻造后，在较高的温度放置或室温保持其性能、形状、尺寸随时 间而变化的热处理工艺。为了消除精密量具或模具、零件在长期使用中尺寸、形状发生变化，常在 低温回火后（低温回火温度13O-2MTC）精加工前，把工件匣新加热到lOO-lMTC,保持320小时， 这种为稳定精密制件质量的处理，称为时效。对在低温或动载荷条件卜的钢材构件进行时效处理， 以消除残余应力，稳定钢材组织和尺寸，尤为重要。若采用将工件加热到较高温度，并较短时间进行时效处理的时效处理工艺，称为人工时效处理, 若将工件放置在室温或自然条件下长时间存放而发生的时效现象，称为自然时效处

22、理。第三种方式 是振动时效从80年代初起逐步进入实用阶段，振动时效处理则在不加热也不象自然时效那样费时的 情况下，用给工作施加一定频率的振动使其内应力得以释放，从而达到时效的目的。时效处理的目 的，消除工件的内应力，稳定组织和尺寸，改善机械性能等。20世纪初叶，德国工程师A.维尔姆研 究硬铝时发现，这种合金淬火后硬度不高，但在室温卜.放置一段时间后，硬度便显著上升，这种现 象后来被称为沉淀硬化。这一发现在工程界引起了极大兴趣。随后人们相继发现了 一些可以采用时 效处理进行强化的铝合金、铜合金和铁基合金，开创了一条与一般钢铁淬火强化有木质差异的新的 强化途径一时效强化。绝大多数进行时效强化的合金

23、，原始组织都是由一种固溶体和某些金属化合物所组成。固溶体 的溶解度随温度的上升而增大。在时效处理前进行淬火，就是为了在加热时使尽量多的溶质溶入固 溶体，随后在快速冷却中溶解度虽然卜降，但过剩的溶质来不及从固溶体中分析出来，而形成过饱 和固溶体。为达到这一目的而进行的淬火常称为固溶热处理。经过长期反药研究证实，时效强化的实质是从过饱和固溶体中析出许多非常细小的沉淀物颗粒(一般是金属化合物，也可能是过饱和固溶体中的溶质原子在许多微小地区聚集)，形成一些体积很小 的溶质原子富集区。在时效处理前进行固溶处理时，加热温度必须严格控制，以便使溶质原子能最大限度地固溶到 固溶体中，同时又不致使合金发生熔化。

24、许多铝合金固溶处理加热温度容许的偏差只有5c左右。 进行人工时效处理，必须严格控制加热温度和保温时间，才能得到比较理想的强化效果。生产中仃 时采用分段时效，即先在室温或比室温稍高的温度下保温一段时间，然后在更高的温度下再保温一 段时间。这样作有时会得到较好的效果。马氏体时效钢淬火时会发生组织转变，形成马氏体。马氏体就是一种过饱和固溶体。这种钢也 可采用时效处理进行强化。低碳钢冷态塑性变形后在室温下长期放置，强度提高，塑性降低，这种 现象称为机械时效。在机械生产中，为了稳定铸件尺寸，常将铸件在室温卜长期放置，然后才进行 切削加工。这种措施也被称为时效。但这种时效不属于金属热处理工艺。铝合金的时效

25、硬化是一个相当复杂的过程，它不仅决定于合金的组成、时效工艺，还取决于合 金在生产过程中缩造成的缺陷，特别是空位、位错的数最和分布等。目前普遍认为时效硬化是溶质 原子偏聚形成硬化区的结果。铝合金在淬火加热时，令金中形成了空位，在淬火时，由于冷却快，这些空位来不及移出，便 被“固定”在晶体内。这些在过饱和固溶体内的空位大多与溶质原子结合在一起。由于过饱和固溶体 处于不检定状态，必然向平衡状态转变，空位的存在，加速了溶质原子的扩散速度，因而加速了溶 质原子的偏聚。硬化区的大小和数最取决于淬火温度与淬火冷却速度。淬火温度越高，空位浓度越大，硬化区 的数量也就越多，硬化区的尺寸减小。淬火冷却速度越大，固

26、溶体内所固定的空位越多，有利于增 加硬化区的数量，减小硬化区的尺寸。沉淀硬化合金系的一个基本特征是随温度而变化的平衡固溶度，即随温度增加固溶度增加，大 多数可热处理强化的的铝合金都符合这一条件。沉淀硬化所要求的溶解度一温度关系，可用铝铜系 的A1-4CU合金说明合金时效的组成和结构的变化。从铝铜系富铝部分的二元相图可以看出，在 548c进行共品转变L-a + e (ALC11) 铜在a相中的极限溶解度5.65% (548),随着温度的F 降，固溶度急剧减小，室温下约为0.05%。在时效热处理过程中，该合金组织有以下几个变化过程： 形成溶质原子偏聚区一GPI区在新淬火状态的过饱和固溶体中，铜原子

27、在铝品格中的分布是任意的、无序的。时效初期，即 时效温度低或时效时间短时，铜原子在铝基体上的某些晶面上聚集，形成溶质原子偏聚区，称G P I 区。GPI区与基体a保持共格关系，这些聚合体构成了提高抗变形的共格应变区，故使合金的强 度、硬度升高。G P区有序化一形成G PII区随着时效温度升高或时效时间延长，铜原子继续偏聚并发生有序化，即形成GPH区。它与基 体a仍保持共格关系，但尺寸较GPI区大。它可视为中间过渡相，常用6表示。它比GP1区 周困的畸变更大，对位错运动的阻碍进一步增大，因此时效强化作用更大，8相析出阶段为合金达 到最大强化的阶段。形成过渡相&随着时效过程的进一步发展，铜

28、原子在GPII区继续偏聚，当铜原子与铝原子比为1： 2时， 形成过渡相8。由于&的点阵常数发生较大的变化，故当其形成时与基体共格关系开始破坏，即由 完全共格变为局部共格，因此叶相周围基体的共格畸变减弱，对位错运动的阻碍作用亦减小，表现 在合金性能上硬度开始下降。由此可见，共格畸变的存在是造成合金时效强化的重要因素。形成稳定的6相过渡相从铝基固溶体中完全脱溶，形成与基体有明显界面的独立的稳定相A12Cu,称为0相此 时。相与基体的共格关系完全破坏，并有自己独立的品格，其畸变也随之消失，并随时效温度的提 高或时间的延长，8相的质点聚集长大，合金的强度、硬度进一步下降，合金就软化并称为“过时

29、效”。8相聚集长大而变得粗大。铝一铜二元合金的时效原理及其一般规律对于其他工业铝合金也适用。但合金的种类不同，形 成的GP区、过渡相以及最后析出的稳定性各不相同,时效强化效果也不一样。几种常见铝合金系 的时效过程及其析出的稳定相列于表3 1。从表中可以看到，不同合金系时效过程亦不完全都经历 了上述四个阶段，有的合金不经过GP （H）区，直接形成过渡相。就是同一合金因时效的温度和 时间不同，亦不完全依次经历时效全过程，例如有的合金在自然时效时只进行到GP（ I ）区至G-P （II）区即告终了。在人工时效，若时效温高，则可以不经过G-P区，而直接从过饱和固溶体 中析出过渡相，合计时效进行的程度，

30、直接关系到时效后的性能1刈。影响时效的因素一从淬火到人工时效之间停留时间的影响研究发现，某些铝合金如Al-Mg-Si系合金在室温停留后再进行人工时效，合金的强度指标 达不到最大值，而塑性有所上升。如ZL101铸造铝合金，淬火后在室温卜停留一天后再进行人工时 效，强度极限较淬火后立即时效的要低1020Mpa,但塑性要比立刻进行时效的铝合金有所提高。 7xxx系铝合金时效处理的目的是从过饱和固溶体中析出第二相以达到对合金基体的强化作用。析出 相的大小、数量和分布等决定了合金的强度、韧性以及SCR性能。典型的时效工艺有：自然失效、 人工时效等。（1）自然时效：将得到的过饱和固溶体的合金放置于室温下即

31、可。（2）人工时效：将得到的过饱和固溶体的合金在高于室温的温度下加热。本次毕设选用此时效, 选用120C进行加热，保温24h后空冷。本次毕设采用人工时效，其时效温度定为120C,保温选择三个时间段，分别是：18h、24h、 30h.1.5研究的目的和意义目前，对铝合金强化的研究均有大量报道，但这些研究大都以形变强化为主要手段，细化晶粒 为主要目的，未能发挥高强铝合金的热处理强化作用，因而即便是经过形变加工，合金的强度水平 也很少能达到超高强铝公金的强度水平。因此，如何从热处理强化的角度出发，较低成本地制取超 高强铝合金成为超高强铝合金强韧化研究的热点之一。本文针对7075铝合金进行了固溶处理和

32、强化固溶、时效工艺，研究了强化固溶处理时第二相的 溶解扩散情况，以及强化固溶处理对该合金后继组织的影响，以便为实际工艺的制定提供依据。2试验方案2.1 设备（1）仪器设备：电阻炉、金相显微镜、砂轮机、机械抛光机、电吹风、压缩机等。（2）实验用品:金相样品，不同型号的水砂纸（280、600、1200、1500、2000）,抛光液、酒精、 配好的腐蚀剂HF、蹑子、棉花、石墨粉、均烟等。2.2 材料本次实验所给材料为直径10mm, 15mm高的7075铝合金棒材。2.3 试验内容本次实验分别经过普通固溶处理、强化固溶处理。固溶后的试样进行时效处理。然后进行抛光、 腐蚀在金相显微镜卜.进行组织的观察和

33、分析，比较固溶处理前后第二相粒子的成分与分布。最后测 定其力学性能。从而分析、比较得出普通固溶和强化固溶处理的不同。所有样品均进行时效处理，具体操作流程见下，本次样品分为3大组进行：（1）普通固溶选择的时间恒定，通过改变固溶温度来分析温度对固溶处理的影响。其具体工艺 见 231。（2）强化固溶处理时选择两种温度进行：465c加热，保温30分钟后再在470C进行保温30 分钟；475C加热，保温30min后，再升到485c保温30min。然后进行下一步时效处理。（3）时效处理保持温度不变，选为120C,并选择三个时间段进行，分别是18h、24h、30h的 人工时效处理。2.3.1 固溶处理普通固

34、溶处理加热时间的选择：固溶处理时间均采用30mui：炉温的控制：加热炉温为三种，465.C、470C、480C：冷却速度：固溶处理冷却采用水冷却；固溶处理后均采用时效处理，时效处理见233。2.3.2 强化固溶处理加热时间的选择：本研究为了尽可能地减少或消除粗大难熔相，并防止合金过烧，采取分段式的 加热方式实现强化固溶,即先在465C下保温30nmi，使共晶相溶解，然后以较慢的速度升温，以便使难 熔相逐渐固溶。取两组样品分别在两种不同的工艺卜进行强化固溶处理：在465 c保温30mm后, 再力口热至IJ475C,保温30mm.水冷淬火；在475,C保温30mm后，升温至485C,保温30min

35、 后，水冷淬火。强化固溶处理后要进行时效处理，时效处理见233。2.3.3 时效处理时效温度的选择：均采用120C进行保温；时效时间的确定:分别采用18h、24h和30h；时效后冷却方式：空冷。2.4 试样的制取金相显微分析的第一步是制备试样，将待观察的试样表面磨制成光亮无痕的镜面，然后经过腐 蚀才能分析组织形态。如因制备不当，在观察面上出现划痕、凹坑、水迹、变形层或腐蚀过深过浅 都会影响正确的分析。因此制备出高质量的试样对组织分析是很重要的。金相试样制备过程-般包括：取样、粗磨、细磨、抛光和腐蚀五个步骤。1 .磨制：分粗磨和细磨两步。试样取卜.后，首先进行粗磨。7075是很软的材料。在砂轮卜

36、.磨制时，应握 紧试样，使试样受力均匀，压力不要太大，并随时用水冷却，以防受热引起金属组织变化。此外， 在一般情况下，试样的周界要用砂轮或铿刀磨成圆角，以免在磨光及当抛光时将砂纸和抛光织物划 破。但是，对于需要观察表层组织（如渗碳层，脱碳层）的试样，则不能将边缘磨圆，这种试样最 好进行镶嵌。细磨是消除粗磨时产生的磨痕，为成样磨面的抛光做好准备。粗磨平的试样经清水冲洗并吹干 后，随即把磨面依次在由粗到细的各号金相砂纸上磨光。砂纸号小者磨粒较粗，号大者较细。磨制 时砂纸应平铺于厚玻璃板上，左手按住砂纸，右手握住试样，使磨面朝卜.并与砂纸接触，在轻微压 力作用下把试样向前推磨，用力要均匀，务求平稳，

37、否则会使磨痕过深，且造成试样磨面的变形。 试样退回时不能与砂纸接触，这样“单程单向”地反当进行，直至磨面卜.旧的磨痕被去掉，新的磨痕 均匀 致为止。在调换卜.号更细的砂纸时，应将试样上磨屑和砂粒清除干净，并转动90。角，使新、 旧磨痕垂直。金相试样的磨光除了要使表面光滑平整外，更重要的是应尽可能减少表层损伤。每一道磨光工 序必须除去前一道工序造成的变形层（至少应使前一道工序产生的变形层减少到本道工序生产的变 形层深度），而不是仅仅把前一道工序的磨痕除去：同时，该道工序本身应尽可能减少损伤，以便进 行卜.一道工序。最后一道磨光工序产生的变形层深度应非常浅，应保证能在卜一道抛光工序中除去。金相试样

38、还可以用机械磨制来提高磨制效率。机械磨制是将磨粒粗细不同的水砂纸装在预磨机 的各磨盘上，一边冲水，一边在转动的磨盘上磨制试样磨面。2 .抛光：目的为去除金相磨面上因细磨而留卜的磨痕，使之成为光滑、无痕的镜面。金相试样的抛光可 分为机械抛光、电解抛光、化学抛光三类。本次毕设采用机械抛光。机械抛光是在专用的抛光机上进行的，抛光机主要是由电动机和抛光圆盘（0200-300111111）组 成，抛光盘转速为200600r/min以上。抛光盘上铺以抛光布。抛光时在抛光盘上不断滴注抛光液。 抛光液通常采用A12O3、MgO或Cr2O3等细粉末（粒度约为0.31眄）在水中的悬浮液。机械抛 光就是靠极细的抛光

39、粉末与磨面间产生相对磨削和液压作用来消除磨痕的。操作时将试样磨面均匀地压在旋转的抛光盘上，并沿盘的边缘到中心不断作径向往复运动。本次试验时候发现，如果采用 A12O3抛光液进行抛光发现，将会出现大量划痕，所以最后不用抛光液而选择清水进行抛光。抛光 时间一般为35min。抛光后的瓜样,其磨面光亮无痕，且石墨或夹杂物等不应抛掉或有曳尾现象。 这时，试样先用清水冲洗，再用无水酒精清洗磨面，最后用吹风机吹干。3 .腐蚀由于金属中合金成分和组织的不同，造成腐蚀能力的差异，腐蚀后使各组织间、晶界和晶内产 生一定的衬度，金属组织得以显示。常用的金相组织显示方法有：（1）化学腐蚀法；（2）电解腐蚀法； （3）

40、金相组织特殊显示法，其中化学腐蚀法最为常用。本次毕设采用化学腐蚀法：经抛光后的试样若直接放在显微镜下观察，只能看到一片亮光，除某些非金屈夹杂物（如MnS 及石墨等）外，无法辨别出各种组成物及其形态特征，必须使用腐蚀剂对试样表面进行“腐蚀”，才 能清楚地看到显微组织的真实情况。最常用的金相组织显示方法是化学腐蚀法，其主要原理是利用 腐蚀剂对试样表面的化学溶解作用或电化学作用（即微电池原理）来显示组织。对于两相以上的合 金而言，腐蚀主要是一个电化学腐蚀过程。由于各组成具有不同的电极电位，试样浸入腐蚀剂中就 行两相之间形成无数对“微电池”。具行负电位的一相成为阳极被迅速浸入腐蚀剂中形成凹洼；具仃 正

41、电位的另一相则为阴极，在正常电化学作用下不受腐蚀而保持原有平面。当光线照射到凹凸不平 的试样表面时，由于各处对光线的反射程度不同，在显微镜卜就能看到各种不同的组织和组成相。腐蚀方法是将试样磨面浸入腐蚀剂中，或用棉花沾上腐蚀剂控试表面。腐蚀时间要适当，一般 试样磨面发暗时就可停止。如果腐蚀不足，可重更腐蚀。腐蚀完毕后，立即用清水冲诜，接着用酒 精冲洗，最后用吹风机吹干。这样制得的金相试样即可在显微镜卜进行观察和分析研究。如果一旦 腐蚀过度，试样需要重新抛光，甚至还需在2000的砂纸上进行磨光，再去腐蚀。本次试验腐蚀剂选 择5%的HF溶液进行腐蚀。2.5 金相组织的观察通过使用金相显微镜（XDJ3

42、00小型金相显微镜）对上述所做的试样分别进行了组织的观察以 及拍照。2.6 力学性能的检测本次实验使用压缩机（WAW-1000型微机控制电液伺服万能试验机）进行了对观察后的试样进 行了压缩强度试验。3结果与讨论3.1组织性能分析L固溶+T6处理（470/30iiiui+120/24niui）经过100倍和400倍卜观察图3.1固溶十T6处理处理后组织照片（a）100x（b）400x2.强化固溶处理： 强化固溶处理:第9页共13页图 3.2 强化固溶处理(465C/30mm+475C/30mm+ 18h20C)(a)100x(b)400x图 33 强化固溶处理(465C/30mm-475C/30

43、mm+24h/120C )(a)100x(b)400x图 3 4 强化固溶处理(465C/30mm-475C/30mm+30h/12(TC )(a)100x(b)400x强化固溶处理图 3.5 强化固溶处理(475t/30min-485c/30min+ 18h/120)(a)100x(b)400x图 3.6 强化固溶处理(475C/30mm-485C/30mHi+24h/120C )图 3.7 强化固溶处理(475r/30nim-485cC/30min-f30kl20 )(a)100x(b)400x分析1.由图可见，经过不同温度固溶30mm后，随固溶温度的升高，基体中的第二相数最减少，粗 大难

44、溶相尺寸减小，在470c时数量和尺寸降到最低，第二相和难溶相重新溶解到基体中。2一经过普通固溶处理后的金相组织，由图可见其晶粒细小，晶界只残留少量的难熔相，且尺寸 较小，而晶内的第二相则绝大部分已固溶于基体。对于进行强化固溶处理后的金相组织，由图可见, 延长固溶时间或提高固溶温度后，不仅晶粒尺寸变大，而且又重新出现粗大的第二相。在 465.C/30min+475C/30mm时，其晶粒更细小、强度更高、分布更均匀。3.在第二组强化固溶处理时发现，经过相同时间的时效，比第一组的晶粒更粗大，而且第二相 没有第一组的规整，没有第一组的更细小弥散。3.2力学性能分析陕西理工学院毕业设计图3s力学性能曲线

45、屈服强度为228.74 MPa： 屈服强度为315.96 MPa； 屈服强度为294.53 MPa； 屈服强度为228.41 MPa： 屈服强度为308.96 MPa； 屈服强度为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,屈服强度为 313.53 Mpa.1 .从图可见，采用强化固溶处理后，7075铝合金的屈服强度有较大幅度的提高。2一由上述曲线可见，第二组强化固溶的屈服强度要低于第一组经强化固溶后的屈服强度。3.在每一组的屈服强度之间，经过24h的时效处理，其屈服强度是最大的。可见，经过24h的 时效处理，其性能是最好的。3.3讨论L常规的固溶条件下，仍有大量的第二相未固溶：而在强化固溶条件下，所有粗大的第二相和 共晶相几乎全部固溶，与常规固溶相比，组织均匀性有了根本改观，且未见再结晶晶粒长大，尽管 最终固溶温度己达到非平

47、衡共晶点温度475#C,但组织中未见过烧，这是由于多相共晶中各相的热 稳定性和固溶速度不同，当某一相优先固溶后，剩余相的共晶温度将提高口可见通过强化固溶， 可使铸锭组织中遗传卜来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，可以达到基本 消除粗大第二相的目的。合金组织中由于粗大第二相尺寸和数量的减少，使合金的性能略有提高， 伸长率的提高尤为显著：若采用铸锭强化均匀化和强化固溶新工艺，与常规的热处理工艺相比，性 能提高近20%,且伸长率仍能维持很高水平04】。影响固溶处理的因索主要有固溶处理温度、固溶保温时间和淬火冷却速度，其中最重要的因素 是固溶处理温度”可。在一定范围内，升高固溶处理温

48、度，可以提高合金元素的固溶过饱和度，使更 多的合金元素溶入基体中，减少了基体中分布的第二相，粗大难溶共晶相的数量和尺寸显微组织和 成分的均匀性提高。若固溶处理不充分，使基体中剩余相数量过多，会使固溶体的合金浓度较低和 成分分布不均匀，在后续时效过程中，第二相会在溶质元素含量高的区域优先形核析出。溶质元索 含量低的区域形核数量减少，使第二相的分布不均匀，从而对性能产生不利影响3】。2 .与常规固溶处理相比，经强化固溶处理的合金时效后抗压强度和屈服强度分别提高，而伸长 率仍然保持在14%的高水平。强化固溶在提高淬火过饱和程度影响时效析出强化的作用类似于提高 第第页共13页陕西理工学院毕业设计合金元

49、素含量，但它们时未溶结晶相残留数量的影响截然相反。强化固溶将减少未溶结晶相，而提高 合金元素含量将增加未溶相。在现行合金的发展演变过程中，在可溶结晶相未充分固溶的条件下为 保证合金的强化作用，常提高合金元素的含量，这对合金的综合性能产生不利影响。显然，在强化 固溶的基础上，优化合金的成分和热处理工艺将成为提高高强度合金综合性能的一个方向。3 .逐步升温固溶处理可使最终固溶温度超过多相共晶温度而不产生过烧组织，提高残余可溶结 晶相的固溶程度和合金力学性能，强化固溶合金的抗拉强度，且延伸率保持约一般固溶合金的强度 仅与强化固溶合金的强度相当口支4结论1,通过对7075铝合金棒材的固溶处理表明，随着固溶温度的升高，第二相数量减少，难溶共 晶相的尺寸和数量减少，而在随后的升温时又有所增加，它在470固溶时降到最低，因此适宜的 固溶温度为4704C o2 .根据组织图，经过120C/24h的时效处理，第二相分布最均匀，所以最佳的时效工艺为 120*C/24ho3 .根据组织图，经过465.C/30min+475C/30mm的强化固溶，可大大减少第二相的尺寸和数量， 晶粒更细小、强度更高、分布更均匀。因此适宜的强化固