Struktura i własności stopu AA7075 starzonego nieizotermicznie i w warunkach wydzielania dynamicznego

• Autorzy: Błaż L. , Prochownik M. , Daszkiewicz N. , Włoch G. , Sobota J.

Warianty tytułu

EN

Structure and properties of AA7075 alloy aged at continuous temperature increase and at dynamic precipitation conditions

• Języki publikacji: PL

Abstrakty

PL

W celu zmniejszenia czasochłonności typowych zabiegów obróbki cieplnej stosowanych w warunkach technologicznych, podjęto próby wykorzystania niekonwencjonalnego sposobu starzenia stopu 7075 w warunkach (1) nagrzewania ze stałą prędkością po uprzednim przesyceniu materiału, oraz (2) próby starzenia w warunkach odkształcania w podwyższonej temperaturze, które sprzyjają wydzielaniu dynamicznemu. Pierwszy sposób realizacji procesu starzenia obejmował nagrzewanie z prędkością 5 i 25 [stopni] C/min, analizę kalorymetryczną i pomiar twardości próbek nagrzanych do określonej temperatury i ochłodzonych w wodzie. Maksymalną twardość dla próbek nagrzewanych z prędkością 5 [stopni] C/min - 154 HV - uzyskano po nagrzaniu do temperatury 225 [stopni] C, natomiast dla 25 [stopni] C/min uzyskano 142 HV po nagrzaniu do 250 [stopni] C. W porównaniu do starzenia przy stałej szybkości nagrzewania, maksymalne umocnienie przesyconego stopu w warunkach odkształcania ze stałą prędkością obserwowano w temperaturze 100-200 [stopni]C. Najwyższą twardość - 190 HV - uzyskano po odkształceniu et 0,4 w temperaturze 100 [stopni]C. Stwierdzono, że wyższa twardość materiału odkształconego w warunkach wydzielania dynamicznego wynika z nałożenia się i wzajemnego oddziaływania procesów starzenia i odkształcania, natomiast niższa temperatura uzyskania maksimum twardości wynika ze złożonego oddziaływania wymienionych procesów strukturalnych i końcowego efektu umocnienia odkształceniowo-wydzieleniowego. Czas starzenia w powyższych próbach starzenia jest wielokrotnie krótszy (1-40 min) niż w konwencjonalnych zabiegach izotermicznego starzenia (kilka godzin), jednakże uzyskane wyniki pomiarów twardości są nieco niższe niż podawane dla wyrobów w stanie T6.

EN

Conventional ageing procedures for precipitation-hardenable aluminum alloys include the solution heat treatment and following natural or artificial ageing. The most effective hardening is usually achieved for prolonged ageing at as low temperature as it is acceptable from the practical point of view. To omit time-consuming methods used in an industrial practice, some unconventional ageing procedures were proposed and tested to analyze related structural and mechanical aspects of the hardening processes. Nonconventional methods of the heat treatment described below include: (1) experiments on the ageing of solution treated AA7075 alloy during monotonic temperature increase and at constant heating rate, and (2) during hot deformation of solution treated samples. The first mentioned ageing procedure was performed at constant heating rate of 5 and 25 [degrees] C/min for the samples solution treated at 470 [degrees] C/1h. Solid solution decomposition and following precipitation sequences were traced by means of the dilatometer scanning calorimetry (DSC) method accompanied by the hardness measurements. It was found that the heating parameters i.e. heating rate and final temperature of the sample, have to be very carefully selected to get the hardness maximum. Maximum hardness 154HV at 225 [degrees] C, and 142HV at 250 [degrees]C was reached at the heating rate 5 and 25 [degrees] C/min, respectively. Hot compression tests at constant deformation rate were performed on overaged and solution treated samples to test the effect deformation temperature on the flow stress at 20-500 [degrees]C. Solution treated samples were annealed at 470 [degrees] C/1h and water quenched. Overaged samples were slowly cooled with a furnace after annealing. Hot deformation of overaged samples was found to result in monotonic decrease of the flow stress with increasing deformation temperature. The most effective hardening of the solution treated material was observed at 100-200 [degrees] C. The flow stress value for solution treated samples was twice as that for overaged samples. It was ascribed to the combined dynamic precipitation effect and effective strain hardening being intensified due to suppressed dynamic recovery at dynamic precipitation conditions. Maximum hardness for solution treated and hot deformed samples was observed at deformation temperature 100 [degrees] C. For comparison, the hardness maximum for the samples aged at constant heating rate was reached 225-250 [degrees] C. Such large difference in the hardness maximum development can result from the complex strain-precipitation interaction during dynamic precipitation and some differences in the precipitation mechanisms. Hot deformation gives an additional power to the precipitation process due to intensified nucleation of particles on dislocation tangles. Moreover, it is commonly believed that the deformation process result in an increase of point defects density that intensify the diffusion process. In consequence, both heterogeneous precipitation on dislocations and intensified diffusion process can be responsible for the acceleration of the precipitates growth and related reduction of the maximum hardening temperature for the hot deformed material.

Słowa kluczowe

PL

stop aluminium 7075; obróbka cieplno-mechaniczna; starzenie; charakterystyka kalorymetryczna; badania elektronomikroskopowe

EN

aluminum alloy 7075; thermomechanical heat treatment; ageing; DSC characteristics; TEM observation

• Wydawca: Wydawnictwo SIGMA-NOT
• Czasopismo: Rudy i Metale Nieżelazne
• Rocznik: 2012
• Tom: R. 57, nr 5
• Strony: 289--297
• Opis fizyczny: Bibliogr. 19 poz., tab., rys.

Twórcy

autor

Błaż L.

autor

Prochownik M.

autor

Daszkiewicz N.

autor

Włoch G.

autor

Sobota J.

• AGH Akademia Górniczo-Hutnicza, Wydział Metali Nieżelaznych, al. Mickiewicza 30, 30-059 Kraków

Bibliografia

• 1. Totten G. E., MacKenzie D. S., Editors: Physical Metallurgy and Processes. Handbook of Aluminum. vol. 1, Edit. New York, Basel, Marcel Dekker Inc., 2003.
• 2. Polmear I. J.: Light Alloys: Metallurgy of the light metals. Edit. Arnold, Metallurgy and Materials Series, London, 1995.
• 3. Raju K., Ojha S. N., Harsha A. P.: Spray forming of aluminum alloys and its composites: an overview. Journal of Materials Science, 2008, t. 43, s. 2509-2521.
• 4. De Sanctis M.: Structure and properties of rapidly solidified ultrahigh strength Al‐Zn‐Mg‐Cu alloys produced by spray deposition. Materials Science and Engineering 1991, A141, s. 103-121.
• 5. Salamci E., Cochrane R. F.: Investigation of secondary phase particles in spray deposited 7000 series aluminium alloys. Materials Science and Technology 2002, t. 18, s. 1445-1452.
• 6. Salamci E., Cochrane R. F.: Microstructure and Mechanical properties of spray deposited and extruded 7000 series aluminium alloys. Materials Science and Technology 2003, t. 19, s. 1130-1136.
• 7. Salamci E.: Calorimetric and transmission electron microscopy studies of spray deposited Al‐Zn‐Mg‐Cu aluminum alloys. Materials Science and Technology 2004, t. 20, s. 859-863.
• 8. Robson J. D.: Microstructural evolution in aluminum alloy 7050 during processing. Materials Sciences and Engineering 2004, A382, s. 112-121.
• 9. Godard D., Archambault P., Aeby‐Gautier E., Lapasset G.: Precipitation sequences during quenching of the AA 7010 alloy. Acta Materialia 2002, t. 50, s. 2319-2329.
• 10. Ferragut R., Somoza A., Tottley A., Torriani A.: Precipitation kinetics in Al‐Zn‐Mg commercial alloys. Journal of Materials Processing and Technology 2003, t. 141, s. 35-40.
• 11. Gjonnes J., Simensen CHR. J.: An electron microscope investigation on the microstructure in an aluminum‐zinc‐magnesium alloy. Acta Metallurgica 1970, t. 18, s. 881-890.
• 12. Brandt A. J., Bernarth G., Theisen S., Kopp R.: Ouantitative Beschreibung statischer, Entfestgungssvorgänge von Aluminium‐legierungen mit Hilfe von Einzelund Doppelstauchver‐suchen. Aluminium 1997, t. 73, s. 76-82.
• 13. Immarigeon J. P., Holt R. T., Koul A. K., Zhao L., Wallace W., Beddoes J. C.: Lightweight materials for aircraft applications. Materials Characterization 1995, t. 35, s. 41-67.
• 14. Li M., Starink M. J.: The effect of Compositional Variations on the Characteristics of Coarse Intermetallic Particles in Overaged 7xxx Al Alloys. Materials Science Technology 2001, t. 17, s. 1324-1328.
• 15. Ringer S. P., Hono K.: Microstructural evolution and age hardening in aluminum alloys: Atom probe fieldion microscopy and transmission electron microscopy studies. Materials Characterization 2000, t. 44, s. 101-131.
• 16. Mukhopadhyay A. K.: Guinier‐Preston zones in a high‐purity Al‐Zn‐Mg alloy. Philosophical Magazine Letters 1994, t. 70, s. 135-140.
• 17. Mondolfo L. F., Gjostein N. A., Levinson D. W.: Structural changes during the aging in an Al‐Mg‐Zn alloy. Journal of Metal‐lurgical Transactions AIME, 1956, s. 1378-1385.
• 18. Berg L. K., Gjonnes J., Hansen V., Li X. Z., Knutson‐Wedel M., Waterloo G., Schryvers D., Wallenberg L. R.: GP‐zones in Al‐Zn‐Mg alloys and their role in artificial ageing. Acta Materialia 2001, t. 49, s. 3443-3451.
• 19. Blaz L., Sugamata M., Wloch G., Sobota J., Kula A.: Structure and consolidation of rapidly solidified Meso 10 alloy flakes. Journal of Alloys and Compounds 2010, t. 506, s. 179-187.