ارتقاء خواص مكانيكي و مقاومت ب هخوردگي تنشي آلومينيوم 7075

ب هوسيله نورد و عمليات پيرسازي دو مرحل هاي

 

چكيده

پيرسازي دو مرحل ه اي، عمليات حرارتي نويني است كه بر روي آل ياژهاي گروه 7000 آلومينيوم و به منظور افزايش مقاومت به خوردگي

اين آلياژها مي شود ، پيشنهاد SCC كه منجر به افت مقاومت به T تنشي و ح فظ استحكام بالاي آنها، به عنوان جايگزين عمليات حرارتي 6

شدهاست. اين عمليات شامل يك مرحله پيرسازي كوتاه در دماي 200 درجه سانتي گراد پس از كوئنچ، كوئنچ مج دد و سپس پيرس ازي

بهروش معمول در دماي 120 درجه سانتي گراد، به منظور دستيابي بهتوزيع ريز و پراكنده ذرات فاز ثانويه است . در اين تحقيق به بررسي و

بهسازي عمليات حرارتي نوين پيرسازي دو مرحل ه اي آلومينيوم 7075 پرداخته شد ه است. انجام يك مرحله نورد سرد پيش از بازگشت و نيز

شد . كرنش T آلياژ تا ن مونه 73 SCC و مقاومت به T يك مرحله پيش از پيرسازي مجدد، باعث افزايش همزمان استحكام تا اندازه نمونه 6

و كرنش نورد دوم باعث شكست رسوبات روي مرز دانه و افزايش سطح مناطق الكترونده گرديد η اوليه منجر به تشكيل بيشتر رسوبات فاز

شدند. SCC كه هر دو عامل، كاهش انحلال رسوبات را بههمراه داشته و در نتيجه باعث افزايش مقاومت به

واژ ههاي كليدي:

. آلومينيوم 7075 ،SCC ، پيرسازي دو مرحله اي، انحلال آندي

-1 مقدمه

آلياژهاي آلوم ينيوم سر ي 7000 بهعلت استحكام بالا و دانسيته

پايين، استفاده گسترد هاي در صنايع هوايي دارند [ 1]. علت

استحكام بالاي اين آلياژ، توزيع ريز و يكنواخت رسوبات فاز

،T ثانويه در شبكه است كه طي عمليات پيرسختي 6

حاصل م ي شود. مراحل رسوب گذاري از محلول جامد فوق

:[ اشباع تا رسوبات پايدار در اين آلياژ به صورت زير است [ 2

Solid solution → GP Zones → ή→ η(MgZn2)

متأسفانه اين گروه در ماكزيمم سختي ب ه دست آمده طي عمليات

تا حدود زيا دي مقاومت به خوردگي تنشي خود را ،T حرارتي 6

از دست م ي دهند. رسو بهاي به وجود آمده پس از عمليات

52 فصلنامه علمي پژوهشي مهندسي مواد مجلسي / سال سوم / شماره اول / بهار 1388

بوده كه عامل اصلي افزايش ή و GP عمدتاً از نوع T حرارتي 6

.[ استحكام م يباشند [ 3

SCC كه از مقاومت به T در نمون ه هاي فرتوت شده با مشخصه 7

كاملاً قابل قبولي برخو ردارند، رسوباتبي شتر از نوع غير همبسته

% است كه منجر به كاهش استحكام بين 10 تا 15 η و بزر گ تر از

م ي شود [ 4]. تلا ش هاي زيادي T اين نمونه ها نسبت به نمونه 6

اين آلياژها انجام شده است و آنچه SCC جهت درك مكانيزم

و ارتباط اين SCC مسلم است ماهيت بين دان ه اي ترك

و مناطق عاري از GBP خوردگي با رسوبات روي مرز دانه

است . هر چه اندازه رسوبات روي PFZ رسوب مجاور مرز دانه

بالاتر SCC مرز دانه بزرگتر و فاصله آنها بيشتر باشد مقاومت به

.[ است [ 5

بهمنظور دستيابي به اين ساختار و ادغام آن با استحكام بالا، چند

عمليات حرارتي پيشنهاد شد هاست كه از آن جمله عمليات

6]، در دهه ] بازگشت و پيرسازي مجدد 1 است كه توسط سين ا 2

T 70 ارائه شد و موفق به دستيابي بهآلياژي با استحكام نزديك به 6

شد . اين پروسه شامل T و مقاومت به خوردگي تنشي نزديك به 73

180 درجه سانتي گراد ب همدت - در دماي 240 T آنيل نمون ه هاي 6

5 تا 2400 ثانيه بازگشت، كوئنچ در آب و سپس پيرسازي مجدد

م يشد . پس از بازگشت، رسوبات روي مرز T مانند عمليات 6

را بالا م ي برند و SCC دانه درشت و با فاصله شده و مقاومت به

در پيرسازي مجدد، رسوبات ريز در شبكه تشكيل شده و

نزديك مي كنند. T استحكام را بهنمونه 6

در (SQA) عمليات ديگري با نام كوئنچ دو مرحله اي و پيرسازي

سال 2007 توسط او 3 و همكارانش [ 7]، پيشنهاد شد كه عبارت

200- است از كوئنچ آلياژ از دماي محلو ل سازي تا حدود 230

درجه سانتي گراد، توقف به مدت 5 تا 30 ثانيه در اين دما، كو ئنچ

مجدد و سپس پيرسازي به شيوه معمول . در اين روش با ت وقف در

دماي بالا ، رسوبات درشت و با فاصله زياد تشكيل شده و با

پيرسازي در دماي پايين ، رسوبات ريز درون دانه نيز تشكيل

ميشوند كه در كل منجر به حصول تركيب مناسبي از استحكام و

خواهند بود . اين روش به علت سرعت كل SCC مقاومت به

كوئنچ پايين براي آلياژهاي حساس به نر خ كوئنچ گروه 7000

مانند 7075 مناسب نيست . عمليات ديگر تحت عنوان پيرسازي

دو مرحل ه اي توسط وانگ 4 و همكاران [ 8]، بر روي آلومينيوم

7050 انجام شد كه عبارت بود از اعمال پي ش كرنش 5% پس از

كوئنچ، پيرسازي در دماي 200 درجه سانت يگراد با مدت

زما نهاي مختلف و سپس كوئنچ و پيرسازي در دماي 120 درجه

سانت يگراد ب همدت 24 ساعت.

SCC در اين روش طيفي از تركي ب هاي استحكام و مقاومت به

پديد مي آيد كه هر كدام از جهاتي خواص قابل قبولي دارند اما

ادغام نشده است . T و استحكام 6 T73 SCC در هيچكدام خواص

در اين تحقيق تلاش بر اين بوده تا با ادغام كار مكانيكي با

عمليات حرارتي در نمون ههاي تهيه شدهبه روش اخير، هر دو

و استحكام آلياژ 7075 را تا حد قابل SCC خاصيت مقاومت به

ملاحظ هاي بهبود ببخشيم.

-2 روش تحقيق

6 از آلياژ mm آزمايشات بر روي يك ورق با ضخامت

،1/6 wt % Cu ،0/5 wt % Ti آلومين يوم 7075 و با تركي ب

5/6 انجام شد . نمون ه ها ابتدا در wt % Zn ،2/5 wt % Mg

كور هاي با دماي 470 درجه سانتي گراد و ب ه مدت زمان 3 ساعت،

تحت عمليات محلو لسازي 5 قرار گرفتند و تا دماي محيط

ب هوسيله آب كوئنچ شدند . پروسههاي مختلف حرارتي و

مكانيكي اعمال شده روي آلياژ در جدول ( 1) نمايش داده

،T و 73 T شد هاست. علاوه بر دو عمليات حرارتي معمول 6

تركيب هاي جديدي از عمليات ترمومكانيكي و فرآيند پيرسازي

دو مرحله اي نيز بر روي نمونه ها آزمايش شد.

در صورت وجود بهمعني درصد كرنش r1 ،r1Ar2a در نامگذاري

بهمعني پيرسازي ب همدت 5 دقيقه در دماي 200 درجه A ، اوليه

a م يزان كرنش ن ورد پس از پيرس ازي اول و r سانتي گراد، 2

بهمعني پيرسازي طبيعي به مدت 2 روز و سپس پيرسازي در

دماي 120 درجه سانتي گراد به مدت 24 ساعت مي باشد.

ارتقاء خواص مكانيكي و مقاومت ب هخوردگي تنشي آلومينيوم 7075 ب هوسيله نورد و عمليات پيرسازي دو مرحله اي 53

جدول ( 1): پروسههاي مختلف انجام شده روي نمونهها.

عمليات حرارتي عنوان

T6 470°C/3h + 120° + كوئنچ در آب C/24 h

T73 470°C/3h + 120° + كوئنچ در آب C/24 h + 160°C/18 h

A30a 470°C/3h + 200° + كوئنچ در آب C/5 min + 120° + كرنش % 30 + كوئنچ C/24 h

A50a 470°C/3h + 200° + كوئنچ در آب C/5 min + 120° + كرنش % 50 + كوئنچ C/24 h

A70a 470°C/3h + 200° + كوئنچ در آب C/5 min + 120° + كرنش % 70 + كوئنچ C/24 h

5A30a 470°C/3h + 200° + پيشكرنش % 5 + كوئنچ در آب C/5 min + كرنش % 30 + كوئنچ + NA + 120°C/24 h

5A50a 470°C/3h + 200° + پيشكرنش % 5 + كوئنچ در آب C/5 min + كرنش % 50 + كوئنچ + NA + 120°C/24 h

5A70a 470°C/3h + 200° + پيشكرنش % 5 + كوئنچ در آب C/5 min + كرنش % 70 + كوئنچ + NA + 120°C/24 h

شكل ( 1): نتايج تست كشش براي نمونههاي مختلف.

و با ASTM B557M نمون ههاي تست كشش طبق استاندارد

(6 mm × 25 و سطح مقطع (ضخامت mm طول سنجه

ماشين كاري و آماده شده و تحت تست كشش يك بعدي با

2 قرار ×10-3Sec⎯¹ با نرخ ك رنش Instron دستگاه 8802

گرفتند. اندازه گيري مقاومت به خوردگي تنشي ب ه وسيله تست

%3/ در هوا و محلول 5 (SSRT) كشش با نرخ كرنش پايين

كلريد سديم انجام شد.

نمونه هايي مشابه تست كشش با كرنش معمول، ماشين كاري و

3 در دماي ات اق ×10-6Sec⎯¹ پوليش شد و با نرخ كرنشي معادل

تست شدند . از ميكروسكوپ الكتروني روبشي براي بررسي

سطح شكست و ميكروسكوپ الكتروني عبوري با مشخصات

براي بررسي ريزساختار (JEOL, TEM 2010 ،200K ،109A)

استفاده شد.

-3 نتايج و مباحث

شكل ( 1) خواص مكانيكي آلياژ را پس از طي فرآيندهاي

مختلفجدول ( 1) نشان مي دهد. هما نگونه كه مشاهده م ي شود،

54 فصلنامه علمي پژوهشي مهندسي مواد مجلسي / سال سوم / شماره اول / بهار 1388

.5A70a ( 5 و د A50a ( ج ،A50a ( ب ،T مرز دانه در نمونههاي الف) 6 TEM شكل ( 2): تصوير

نشان T كاهش استحكام محسوسي را نسبت بهنمونه 6 T نمونه 73

م يدهد كه مطابق با نتايج قبلي بررسي شد هاست.

در مورد نمونه هاي دو مرحله پيرشده مي توان دو روند متفاوت را

تشخيص داد.

نمونه هايي كه تحت 5% كرنش اوليه قرار گرفته بودند، در كل

استحكام پايين تري نسبت به نمون ههاي متناظر بدون كرنش اوليه

از خود نشان دادند و در مقابل با بالا رفتن كرنش نورد ثانويه،

استحكام تسليم و كششي همه نمونه ها افزايش يافته است . حضور

نابجايي هايي كه در طي نورد اول يه به وج ود مي آيد، منجر

η بهجوانه زني مستقيم، ناهمگن و محدود رسوبات فاز پايدار

بر روي نابجايي ها مي شود كه مقدار عنصر آلياژي حل شده در

را ή و GP زمينه، ب راي تشكيل رسوبات اصلي استحكام دهنده

كم مي كند [ 9] (شكل 2- ج و 2- د ). نابجايي هاي ايجاد شده در

مرحله دوم نورد نيز مي توانند نقش مشابهي در كاهش استحكام

آلياژ پس از پيرسازي ثانويه داشته باشند.

اما پيرسازي طبيعي نمونه ها منجر به رسوب گذاري همگن تر رو ي

به وجود آمده در دماي پايين شده و از ايجاد بيش از GP مناطق

.[ بر روي نابجايي ها جلوگيري م ي كند [ 7 η حد رسوبات فاز

علاوه بر اين، افزايش استحكام با افزايش كرنش به دليل كرنش

سختي بيشتر و نيز بالا رفتن دانسيته نابجايي ها و در نتيجه توزيع

درون زمينه است. جدول ( 2) نتايج تست η بهتر و ريزتر رسوبات

شامل استحكام تسليم، استحكام كششي و درصد ازدياد SSRT

طول يكنواخت را براي نمونه هاي مختلف نشان مي دهد . نسبت

در نظر گرفته شده كه هر SCC به عنوان معيار مقاومت ب ه Esol/Eair

چه اين مقدار به 1 نزديك تر باشد، به مفهوم اين است ك ه

نسبت به ديگر نمونه ها T بالاتر است . نمونه 6 SCC مقاومت به

را SCC و در نتيجه كمترين مقاومت به Esol/Eair كمترين نسبت

مطابق انتظار از مقاومت به T از خود نشان مي دهد و نمونه 73

بالايي برخوردار است . در حالت كلي نمونه هايي كه پيش SCC

از پيرسازي اول 5% نورد شده بودند، بر خلاف استحكام

بالاتري نسبت به نمونههاي SCC مكانيكي پايين ترشان مقاومت به

نورد نشده از خود نشان داده اند. يكي از مكانيزم هاي خوردگي

.[ تردي هيدروژني است [ 10 SCC مرز دانه در طي

د ج

ب الف

ارتقاء خواص مكانيكي و مقاومت ب هخوردگي تنشي آلومينيوم 7075 ب هوسيله نورد و عمليات پيرسازي دو مرحله اي 55

براي نمونههايمختلف. SSRT جدول ( 2): نتايج تست

UTS (Mpa) Elongation (%)

Treatment In air IN 3.5% NaCl In air IN 3.5% NaCl Esol/Eair

T6 583 576 11/2 7/5 66/9

T73 510 502 10/8 9/9 92

A30a 552 541 11/1 8/4 76

A50a 564 553 11 8/7 79

A70a 586 579 10/7 8/2 77

5A30a 546 538 11/2 8/9 79

5A50a 557 550 11 10/3 94

5A70a 572 563 10/8 9/2 85

هيدروژن اتمي محلول در زمينه، براي نفوذ نيازمند مسيرهايي با

سرعت نفوذ بالاست و به همين دليل ميزان حضور هيدروژن در

مسير پرسرعت مرز دان هها بيشتر است . آلبرشت 6 و

همكارانش [ 11 ]، نشان دادند نابجايي هاي متحرك توليد شده در

نوك ترك، مي توانند نقش مؤثري در بالا برد ن سرعت نفوذ

هيدروژن درون شبكه ايفا كرده و در نتيجه باعث بالا بردن نرخ

خوردگي شوند.

هيدروژن در برابر رسوبات مانند كاتد عمل كرده و سبب انحلال

رسوبات و پيشروي ترك خوردگي مي شود . با بزرگ شدن

لغزشهاي اطراف ،η به ή و GP رسوبات و تغيير ماهيت آنها از

.[ رسوب همگن تر شده و از حالت صفحه اي خارج مي شود [ 12

نابجايي هاي ايجاد شده در مرحله پيش كرنش، باعث بالا رفتن

شده و به تشكيل رسوبات ή و رسوبات GP سرعت انحلال مناطق

از مقدار η كمك مي كند . با تشكيل رسوبات η غيرهمبسته

نابجاييهاي متحرك كم شده و در نتيجه با كاهش نفوذ

كندتر مي شود . از طرفي بزرگ SCC هيدروژن، رشد ترك

كه نقش آند دارد و باعث كاهش انحلال آندي GBP شدن

ميشود، نقش مهمي در به دام انداختن و انباشته كردن هيدروژن

اتمي و تبديل آن به ملكولي و در نتيجه جلوگيري از اثر نامطلوب

.[ گالوانيكي هيدروژن دارد [ 13

( كرنش اعمال شده د ر نورد ثانويه، همان گونه كه در شكل ( 2

مشخص است ، منجر به شكست برخي از رسوبات و نيز كوچكتر

مي شود كه هر دو اثر با افزايش كرنش نورد PFZ شدن منطقه

،% با افزايش كرنش نورد تا 50 SCC افزايش مي يابند. مقاومت به

افزايش و پس از آن كاهش نشان ميدهد.

شكسته شدن رسوبات، بدون تأثير قابل ملاحظه در كاهش حجم

مؤثر رسوبات و جلوگيري از ايفاي نقش آنها به عنوان سد راه

هيدروژن، منجر به افزايش سطح آزاد آند و در نتيجه كند شدن

روند انحلال رسوبات مرز دانه مي شود. علاوه بر اين با افزايش

كوچكتر شده و ميزان رسوبات پراكنده PFZ كرنش نورد، منطقه

جوانه زد ه اند ، PFZ كه به صورت غيرهمگن در مناطق مختلف

كه قطب الكترون گير و كاتد PFZ بيشتر مي شود. كوچك شدن

مؤثر SCC محسوب مي شود، تا اندازه اي بر بالا رفتن مقاومت به

است، اما با بالا رفتن مقدار كرنش از 50 %، نتيجه عكس حاصل

از يك مقدار بهبعد، منجر PFZ مي شود و كوچكتر شدن مناطق

بهكاهش نرمي شكست مناطق اطراف رسوب و در نتيجه افزايش

م يشود. SCC تردي شكست و كاهش مقاومت به

سطح مقطع شكست را براي نمونه هاي SEM شكل ( 3)، تصاوير

مشابه، با سه مقدار كرنش نورد متفاوت نشان مي دهد. در

56 فصلنامه علمي پژوهشي مهندسي مواد مجلسي / سال سوم / شماره اول / بهار 1388

.5A70a 5 و A50a ،5A30a براي نمونههاي SSRT شكل ( 3): تصاوير مقطع شكست پس از تست

5 اثري از تردي خوردگي و يا A50a 5 و A30a نمون ههاي

شكست ترد ديده نم يشود و شكست مرز دانه با تغيير فرم

پلاستيكي مناطق اطراف رسوب در مرز دانه توأم است، در

5 تا حدودي سطح مقطع شكست A70a حال يكه براي نمونه

5 تا حدودي A50a تردتر بهنظر مي رسد. در مجموع نمونه

نشان داده در حاليكه T مقاومت بهخوردگي بالاتري از نمونه 73

دارد. T خواص مكانيكي كاملاً نزديك بهنمونه 6

-4 نتيجه گيري

-1 اعمال 5% كرنش پيش از پيرسازي در دماي بالا بهعلت

و در نتيجه η و افزايش رسوب ή و GP كاهش ميزان رسوبات

همگن شدن لغزش و كاهش نابجاييهاي متحرك، منجر

آلياژ شده و در عوض كاهش نسبي SCC ب هافزايش مقاومت به

استحكام را بههمراه دارد.

-2 بالا رفتن كرنش در مرحله دوم نورد باعث افزايش استحكام

شده ولي كرن شهاي بالاتر از 50 %، بهدليل كوچك كردن بيش

منجر بهافت مقاومت بهخوردگي م يشود. تا پيش از PFZ از حد

اين كرنش، افزايش كرنش بهعلت شكسته شدن رسوبات روي

مرز دانه و بالا رفتن سطح الكترون ده و ثابت ماندن حجم مؤثر

و بهبود مقاومت به GBP رسوبات، باعث كاهش انحلال آندي

م يشود. SCC

-3 در اين تحقيق با اعمال يك عمليات ترمومكانيكي جديد بر

مقاومت ب هخوردگي تنشي بالاتر از نمونه ،Al- روي آلياژ 7075

حاصل شد. T و استحكام بسيار نزديك بهنمونه 6 T73

ج

ب الف

ارتقاء خواص مكانيكي و مقاومت ب هخوردگي تنشي آلومينيوم 7075 ب هوسيله نورد و عمليات پيرسازي دو مرحله اي 57

5

- مراجع

[1] J. E. Hatch (Ed.), Aluminum Properties and Physical

Metallurgy, American Society for Metals, OH, 1989.

[2] M. M. Sharma, M. F. Amateau and T. J. Eden, "Hardening

Mechanisms of Spray Formed Al–Zn–Mg–Cu Alloys with

Scandium and other Elemental Additions", Journal of

Alloys and Compounds, Vol. 416, pp. 135-142, 2006.

[3] N. Q. Chinh, J. Lendvai, D. H. Ping and K. Hono, "The

Effect of Cu on Mechanical and Precipitation Properties of

Al–Zn–Mg Alloys", Journal of Alloys and Compounds,

Vol. 378, pp. 52-60, 2004.

[4] A. F. Oliveira Jr., M. C. de. Barros, K. R. Cardoso and

D. N. Travessa, "The Effect of RRA on the Strength and

SCC Resistance on AA7050 and AA7150 Aluminium

Alloys", Materials Science and Engineering A, Vol. 379,

pp. 321-326, 2004.

[5] M. Puiggali, A. Zielinski, J. M. Olive, E. Renauld,

D. Desjardins and M. Cid, "Effect of Microstructure on

Stress Corrosion Cracking of an Al-Zn-Mg-Cu Alloy",

Corrosion Science, Vol. 40, pp. 5-805-819, 1998.

[6] B. M. Cina and U. S. Patent, No. 3, 856, 584, 1974.

[7] B. L. Ou, J. G. Yang and M. Y. Wei, "Effect of

Homogenization and Aging Treatment on Mechanical

Properties and Stress-Corrosion Cracking of 7050 Al

Alloy", Metall. Mater. 38A, pp. 471-479, 2007.

[8] D. Wang, D. R. Ni and Z. Y. Ma, "Effect of Pre-strain and

Two-step Aging on Microstructure and Stress Corrosion

Cracking of 7050 Alloy", Materials Science and

Engineering A 494, pp. 360-366, 2008.

[9] G. Waterloo, V. Hansen, J. Gjønnes and S. R. Skjervold,

"Effect of Predeformation and Preaging at Room

Temperature in Al–Zn–Mg–(Cu,Zr) Alloys", Materials

Science and Engineering A, Vol. 303, pp. 226-233, 2001.

[10] D. Najjar, T. Magnin and T. J. Warner, "Influence of

Critical Surface Defects and Localized Competition

Between Anodic Dissolution and Hydrogen Effects During

Stress Corrosion Cracking of a 7050 Aluminium Alloy",

Materials Science and Engineering A, Vol. 238, pp.

293-302, 1997.

[11] J. Albrecht, B. J. McTiernan, I. M. Bernstein and A. W.

Thompson, "Hydrogen Embrittlement in a High-strength

Aluminum Alloy", Scripta Metallurgica, Vol. 11, pp.

893-897, 1977.

[12] D. Nguyen, A. W. Thompson and I. M. Bernstein,

"Microstructural Effects on Hydrogen Embrittlement in a

High Purity 7075 Aluminum Alloy", Acta Metallurgica,

Vol. 35, pp. 2417-2425, 1987.

[13] R. G. Song, W. Dietzel, B. J. Zhang, W. J. Liu, M. K.

Tseng, A. "Stress Corrosion Cracking and Hydrogen

Embrittlement of an Al–Zn–Mg–Cu Alloy", Acta

Materialia, Vol. 52, pp. 4727-4743, 2004.

-6 پينوشت

1- Retrogression and Reaging

2- Cina

3- Ou

4- Wang

5- Solution Treatment

6- Albercht