李忠盛， 潘復(fù)生， 吳護(hù)林， 陳韻如

(1.重慶大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶400030;2.中國兵器工業(yè)第五九研究所，重慶400039;3.重慶理工大學(xué)，重慶400054)

Al-Zn-Mg-Cu超高強(qiáng)度鋁合金由于具有較高的室溫強(qiáng)度和良好的綜合性能，廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車制造和先進(jìn)武器系統(tǒng)等工程領(lǐng)域［1～3］。通過提高Zn，Mg，Cu等合金元素含量和純度，美國鋁業(yè)公司生產(chǎn)的7055鋁合金是目前變形鋁合金中強(qiáng)度最高的合金，而且斷裂韌度好、抗疲勞裂紋擴(kuò)展能力強(qiáng)［4］，已成為航天航空新一代輕質(zhì)高強(qiáng)結(jié)構(gòu)材料。由于合金元素含量較高，Al-Zn-Mg-Cu系合金在鑄造過程中極易產(chǎn)生嚴(yán)重的枝晶偏析，形成大量的非平衡凝固共晶組織，必須通過均勻化處理消除或降低化學(xué)成分和組織不均勻性，提高鑄錠的熱加工塑性，同時(shí)使低熔點(diǎn)第二相充分溶解，為后續(xù)固溶和時(shí)效處理作準(zhǔn)備。

7A55鋁合金中Zn，Mg，Cu合金元素總量超過12%，鑄錠均勻化處理過程易過燒與強(qiáng)化元素溶解不充分、分布不均勻之間的矛盾更為突出。因此，均勻化處理是該材料能否獲得理想工藝性能和使用性能的重要環(huán)節(jié)。有關(guān)研究表明［5，6］，Al-Zn-Mg-Cu合金在均勻化期間存在由初生低熔點(diǎn)產(chǎn)物向高熔點(diǎn)產(chǎn)物的轉(zhuǎn)變現(xiàn)象，目前人們研究7A55鋁合金均勻化處理工藝時(shí)，主要考慮單級(jí)均勻化溫度和保溫時(shí)間對(duì)合金微觀組織與性能的影響［7～10］，在雙級(jí)均勻化方面的研究少見報(bào)道。為此，本工作研究了單級(jí)均勻化和雙級(jí)均勻化工藝對(duì)鑄態(tài)7A55鋁合金組織和性能的影響規(guī)律，以期為優(yōu)化高合金元素鋁合金的均勻化處理工藝提供理論和實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

合金的名義成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為：Zn 8.0，Mg 2.5，Cu 1.5，Zr 0.18，Cr 0.15，Mn 0.15，余量Al。采用99.99%高純鋁為原料，在電阻爐中進(jìn)行熔煉，其中Cu，Cr，Mn，Zr以中間合金形式加入。熔煉溫度控制在700～740℃，采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%～0.4%的六氯乙烷(C2Cl6)精煉，靜置10～15min后澆入直徑為45mm的金屬模中。

在NETZSCH公司的綜合熱分析儀(STA 449C)上進(jìn)行差熱分析實(shí)驗(yàn)，以確定非平衡低熔點(diǎn)共晶的熔化熱效應(yīng)溫度及其峰值，初步確定均勻化溫度，升溫速率為20℃/min。由圖1所示DSC分析曲線可知，加熱過程中鑄態(tài)合金第二相轉(zhuǎn)變?cè)?75.1℃和483.1℃溫度范圍內(nèi)進(jìn)行，說明在此溫度范圍，合金的非平衡低熔點(diǎn)共晶開始發(fā)生熔化?？紤]到實(shí)際均勻化加熱速率遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于DSC試驗(yàn)中的加熱速率，為了防止加熱過程中合金內(nèi)部組織發(fā)生過燒，一般均勻化工藝采取的溫度上限均低于測定溫度。

圖1 鑄態(tài)7A55鋁合金DSC分析Fig.1 DSC analysis of the as-cast 7A55 aluminum alloy

根據(jù)均勻化退火工藝規(guī)程制定原則，本實(shí)驗(yàn)選取450℃為單級(jí)均勻化溫度，分別保溫24h，48h，60h，72h，均勻化處理在熱風(fēng)循環(huán)退火爐中進(jìn)行，保溫結(jié)束后出爐空冷。在優(yōu)化出單級(jí)均勻化工藝基礎(chǔ)上，進(jìn)行雙級(jí)均勻化處理，第二級(jí)均勻化溫度為470℃，分別保溫6h，12h，24h，36h。均勻化處理后的試樣采用金相顯微鏡和掃描電鏡定性觀測殘留相的大小、數(shù)量、分布和形貌等特征，并利用MIAS軟件定量分析殘留相比例。金相試樣采用混合酸(HF為1.0mL，HCl為1.5mL，HNO3為2.5mL，H2O為95mL)進(jìn)行腐蝕。不同均勻化工藝處理的試樣進(jìn)行硬度測量，并在 MTS材料試驗(yàn)機(jī)上測試鑄態(tài)、450℃/60均勻化、450℃/60h+470℃/12h均勻化試樣的力學(xué)性能，對(duì)比分析不同均勻化制度對(duì)合金塑性的影響。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 均勻化處理前的顯微組織

圖2為實(shí)驗(yàn)合金均勻化處理前的顯微組織?？梢?，鑄態(tài)組織由樹枝狀的α(Al)相和枝晶間的低熔點(diǎn)共晶組成，基體α(Al)呈等軸狀，低熔點(diǎn)共晶相主要為S相、T相［11］。主要合金元素Zn，Mg，Cu以非平衡共晶的形式在枝晶網(wǎng)絡(luò)上富集，造成鑄錠成分偏析，極大地影響了后續(xù)加工性能。

圖2 均勻化處理前的顯微組織Fig.2 Microstructure of the as-cast 7A55 aluminum alloy

2.2 不同條件單級(jí)均勻化處理后合金的組織和性能

圖3為不同保溫時(shí)間單級(jí)均勻化處理樣品的顯微組織。對(duì)比可以看出，隨著保溫時(shí)間延長，非平衡共晶的數(shù)量減少，連續(xù)分布的共晶逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閿嗬m(xù)網(wǎng)狀，而且尺寸小的部分比較容易被溶解，殘留共晶的外形逐漸被球化，但總體而言，殘留的共晶仍然較多。當(dāng)保溫時(shí)間為24h時(shí)，合金偏析現(xiàn)象仍然明顯，基體析出相數(shù)量較少，如圖3a所示;當(dāng)保溫時(shí)間為48h時(shí)，非平衡共晶逐漸溶解，且基體析出相數(shù)量增多，分布變得均勻;保溫時(shí)間進(jìn)一步延長至60h時(shí)，擴(kuò)散更加充分，非平衡共晶向斷續(xù)網(wǎng)狀轉(zhuǎn)變;當(dāng)保溫時(shí)間為72h時(shí)，易溶共晶基本呈斷續(xù)網(wǎng)狀分布，且基體析出相數(shù)量進(jìn)一步增加，均勻性提高，但相比圖3c難溶共晶的數(shù)量及分布狀態(tài)基本上沒有什么變化。

圖3 不同保溫時(shí)間單級(jí)均勻化處理樣品的顯微組織Fig.3 Microstructures of 7A55 aluminum alloy after single homogenization under different holding time (a)24h;(b)48h;(c)60h;(d)72h

圖4為單級(jí)均勻化條件下殘留共晶比例和硬度隨保溫時(shí)間的變化曲線，其中時(shí)間為0的點(diǎn)表示鑄態(tài)合金的共晶比例和硬度?？梢?，鑄態(tài)合金的共晶比例約為15.2%，隨著均勻化時(shí)間延長，共晶比例明顯下降，在開始的24h迅速下降至9.6%，經(jīng)過60h均勻化處理后，共晶比例下降至7.2%;鑄態(tài)合金的硬度為72HRB，其變化規(guī)律與殘留共晶比例變化規(guī)律相一致，經(jīng)過60h均勻化處理后，硬度下降至60HRB。

2.3 不同條件雙級(jí)均勻化處理后合金的組織和性能

單級(jí)均勻化研究表明，保溫時(shí)間對(duì)共晶相的特征、比例和合金硬度等有較大影響，但過分延長保溫時(shí)間效果并不明顯，最佳單級(jí)均勻化處理工藝為450℃/60h。

圖4 單級(jí)均勻化對(duì)殘留共晶比例和硬度的影響Fig.4 Effect of single homogenization on area fraction of residual eutectic and hardness (a)area fraction;(b)hardness

圖5為不同保溫時(shí)間雙級(jí)均勻化處理樣品的顯微組織。對(duì)比可以看出，合金經(jīng)雙級(jí)均勻化處理后，非平衡共晶的數(shù)量顯著減少，基體析出相尺寸變大，且分布更加均勻;保溫時(shí)間從12h延長到36h，殘留共晶數(shù)量及分布狀態(tài)變化不大。說明在此條件下過分延長保溫時(shí)間并不能有效改善均勻化效果。但均勻化時(shí)間延長至36h時(shí)，二次枝晶間距變大。

圖5 不同保溫時(shí)間雙級(jí)均勻化處理樣品的顯微組織Fig.5 Microstructures of 7A55 aluminum alloy after two-stage homogenization under different holding time (a)6h;(b)12h;(c)24h;(d)36h

圖6為雙級(jí)均勻化條件下殘留共晶比例和硬度隨保溫時(shí)間的變化曲線，其中時(shí)間為0的點(diǎn)表示經(jīng)450℃/60h均勻化處理后合金的殘留共晶比例和硬度。可見，在雙級(jí)均勻化溫度下保溫適當(dāng)時(shí)間，殘留共晶數(shù)量較單級(jí)均勻化顯著降低，當(dāng)保溫時(shí)間為12h時(shí)，共晶比例僅為2.3%，繼續(xù)延長保溫時(shí)間則變化不大;在雙級(jí)均勻化條件下保溫12h時(shí)，合金硬度為55HRB，相比鑄態(tài)和單級(jí)均勻化處理的合金硬度降低，而繼續(xù)延長保溫時(shí)間，硬度變化不大。

圖7為鑄態(tài)和兩種條件均勻化后7A55鋁合金的抗拉強(qiáng)度及伸長率?？梢?，7A55鋁合金經(jīng)50℃/ 60h單級(jí)均勻化處理后，合金抗拉強(qiáng)度由鑄態(tài)時(shí)的365MPa下降至288MPa，伸長率急劇上升，由2.1%增大到11.2%;而經(jīng)450℃/60h+470℃/12h雙級(jí)均勻化處理后合金抗拉強(qiáng)度并未降低，但伸長率進(jìn)一步增大至15.3%。

3 分析與討論

合金由液態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣虘B(tài)過程中，對(duì)溶質(zhì)的溶解能力會(huì)產(chǎn)生突變，固相中不能容納的溶質(zhì)原子富集在結(jié)晶前沿的液體層中，如Zn，Mg，Cu等溶質(zhì)分配系數(shù)K＜1的合金元素傾向于在晶界和枝晶邊界集中;而Cr，Mn，Zr等溶質(zhì)分配系數(shù)K＞1的合金元素則傾向于在枝晶網(wǎng)絡(luò)內(nèi)集中［12，13］。因此，必須進(jìn)行均勻化處理，消除非平衡相，改善合金顯微組織，提高合金的后續(xù)加工性能。

圖6 雙級(jí)均勻化對(duì)殘留共晶比例和硬度的影響Fig.6 Effect of two-stage homogenization on area fraction of residual eutectic and hardness (a)area fraction;(b)hardness

圖7 鑄態(tài)和兩種條件均勻化后7A55鋁合金抗拉強(qiáng)度及伸長率Fig.7 Strength and elongation of as-cast and homogenized samples

雙級(jí)均勻化能使非平衡共晶盡量減少，有利于提高合金性能，特別適用于第二相變化復(fù)雜的高合金化合金［14］。為了防止過燒，單級(jí)均勻化處理溫度一般較低，合金元素?cái)U(kuò)散困難，非平衡共晶溶解速率較慢;隨著保溫時(shí)間延長，一部分低熔點(diǎn)共晶逐漸被溶解，另一部分低熔點(diǎn)共晶逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)楦呷埸c(diǎn)共晶［5，6］。由于未達(dá)到熔點(diǎn)溫度，高熔點(diǎn)共晶基本上不溶解，即使延長時(shí)間，效果也不大。因此，單級(jí)均勻化處理后殘留共晶數(shù)量較多。第一級(jí)均勻化處理后合金過燒溫度升高，進(jìn)行第二級(jí)均勻化處理時(shí)可適當(dāng)提高均勻化溫度，加快合金元素?cái)U(kuò)散速率，并且經(jīng)過單級(jí)均勻化后，殘留共晶尺寸已較小，促使殘留共晶更容易溶解。所以，在第二級(jí)均勻化處理階段只要保溫較短暫的時(shí)間就能使殘留共晶大量溶解，最后只剩下少部分難溶雜質(zhì)相。

均勻化處理制度的主要參數(shù)是加熱溫度和保溫時(shí)間。根據(jù)菲克第一定律，在單位時(shí)間內(nèi)，通過單位面積擴(kuò)散物質(zhì)的量與垂直該截面方向物質(zhì)的濃度梯度成正比［15］，即：

式中，J為單位時(shí)間內(nèi)通過單位面積擴(kuò)散物質(zhì)的量; D為擴(kuò)散系數(shù)，與合金的本質(zhì)、固溶體類型、成分、晶粒尺寸、溫度有關(guān)，可用阿累尼烏斯公式表示為：

式中，D0為常數(shù);Q為擴(kuò)散激活能;R為氣體常數(shù); T為熱力學(xué)溫度。由此可知，加熱溫度越高，擴(kuò)散速率越快;隨著擴(kuò)散過程的進(jìn)行逐漸減少，說明擴(kuò)散速率隨著保溫時(shí)間的延長由快變慢，因此均勻化處理前期組織變化明顯，繼續(xù)延長保溫時(shí)間組織變化則不明顯，如圖4a和圖6a所示。

合金硬度與基體的過飽和程度、第二相的大小、形態(tài)和物相結(jié)構(gòu)密切相關(guān)。在鑄態(tài)條件下，合金的物相結(jié)構(gòu)為非平衡的過飽和固溶體和枝晶間粗大的非平衡共晶，由于基體過飽和程度高，再加上非平衡共晶和殘余應(yīng)力的存在，造成合金硬度較高;均勻化處理后，非平衡共晶充分溶解，殘余應(yīng)力消除，而且過飽和固溶體分解，在冷卻過程中析出大量無強(qiáng)化效果的平衡第二相，使得合金硬度下降。從圖7對(duì)比可知，均勻化處理使合金室溫下塑性顯著提高，這必將改善熱、冷加工變形性能，降低熱軋開裂的危險(xiǎn)，改善熱軋帶板的邊緣狀態(tài)，可提高擠壓制品的擠壓速率，而且雙級(jí)均勻化處理工藝比單級(jí)均勻化的效果更佳。

4 結(jié)論

(1)經(jīng)450℃單級(jí)均勻化處理后，7A55鋁合金殘留的共晶仍然較多;保溫60h時(shí)殘留共晶比例由鑄態(tài)合金的 15.2%減少至 7.2%，合金硬度由72HRB降低至 60HRB，伸長率由 2.1%增大至11.2%。

(2)經(jīng)450℃/60h+470℃雙級(jí)均勻化處理后，7A55鋁合金非平衡共晶的數(shù)量顯著減少，冷卻過程中有大量平衡第二相析出;保溫12h時(shí)殘留共晶比例僅為2.3%，合金硬度下降至55HRB，伸長率增大至15.3%。

(3)在本實(shí)驗(yàn)條件下，7A55合金適宜的均勻化處理工藝為450℃/60h+470℃/12h。

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