張志，陳忠家，姚奇，蒙廣建

(合肥工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，安徽 合肥 230009)

隨著我國(guó)航空航天及高速列車(chē)等運(yùn)載工具的快速發(fā)展，迫切需要具有比重小、強(qiáng)度高、熱加工性能好等優(yōu)良性質(zhì)的合金材料。目前，作為主要航空航天結(jié)構(gòu)材料的鋁合金正在向著高強(qiáng)、高韌、耐磨、耐腐蝕、耐疲勞、易加工等各種高性能發(fā)展。國(guó)內(nèi)外對(duì)7075系和7050系兩種高強(qiáng)鋁合金進(jìn)行了大量的工藝研究，現(xiàn)已商業(yè)應(yīng)用[1-3]。然而，其強(qiáng)度，耐腐蝕性等仍待提升[4]。

近年，美國(guó)Kaiser鋁業(yè)公司發(fā)明了7068系高強(qiáng)鋁合金，該合金的力學(xué)性能比傳統(tǒng)7xxx系超高強(qiáng)鋁合金的高得多，T6511處理下其抗拉強(qiáng)度超過(guò)700MPa，比同條件下7075系合金高出11％，且其延伸率也近10％。由于其優(yōu)良的性能，該合金已被美國(guó)聯(lián)邦航空局(FAA)及國(guó)家航空和航天局(NASA)采用[5-6]。由于7068鋁合金的合金元素(尤其是Zn和Mg)含量較高，在普通鑄造過(guò)程中由于非平衡結(jié)晶易發(fā)生晶間偏析，使鑄態(tài)組織中形成許多非平衡共晶及粗大金屬間化合物。合金中網(wǎng)狀的共晶相脆性大，塑性低，它們的存在易成為裂紋源，使合金后續(xù)壓力加工性能變差[7-8]。此外嚴(yán)重的成分偏析會(huì)增加各向異性和腐蝕敏感性[9]。因此，必須對(duì)鑄態(tài)合金進(jìn)行均勻化處理，最大限度消除偏析，降低內(nèi)應(yīng)力。目前對(duì)7xxx系鋁合金均勻化處理一般采用一級(jí)均勻化，但不同成分的合金均勻化效果差別很大，對(duì)于高Zn和Mg含量的合金，均勻化溫度若過(guò)低，晶界上及枝晶間低熔點(diǎn)共晶相不能完全消除，合金元素偏析較重；溫度若過(guò)高，很容易導(dǎo)致金屬過(guò)燒，使合金力學(xué)性能迅速下降。

國(guó)內(nèi)外關(guān)于7068系合金均勻化處理的研究報(bào)告鮮見(jiàn)。本文作者研究了分級(jí)均勻化處理對(duì)含Ce的7068系鋁合金顯微組織、力學(xué)性能等的影響，為更深入研究7068系高強(qiáng)鋁合金的均勻化熱處理制度提供參考，為工廠的實(shí)用熱處理工藝優(yōu)化提供熱處理參數(shù)。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 合金的熔煉與試樣制備

采用高純Al(99.9％)、工業(yè)純Zn(99.9％)、工業(yè)純Mg(99.9％)、鋁銅中間合金、純Ce和Al-5Ti-B細(xì)化劑為原料在坩堝爐中進(jìn)行熔煉，熔煉溫度控制在700～750°C，用C2Cl6(約爐料0.5％)精煉除氣，鐵模澆注，澆注溫度約為720°C。澆鑄獲得尺寸為200mm×10mm×100mm的鑄錠。制備的合金理論成分為Al-8.1Zn-2.8Mg-2.0Cu-0.25Ce，相當(dāng)于7068鋁合金成分。

用差熱分析(DSC)方法確定鑄態(tài)合金中低熔點(diǎn)共晶熔化溫度，DSC的升溫速率為10°C/min。將鑄態(tài)合金線切割成5塊，每塊切取一小樣，分別進(jìn)行表1中5種均勻化處理制度。保溫對(duì)應(yīng)時(shí)間后將小樣取出，水淬，大樣隨爐冷至室溫。5塊大樣均勻化后進(jìn)行加工率為80％的熱軋和加工率為50％的冷軋，得到厚度為1mm的板材。沿軋制方向按國(guó)標(biāo)GB/T228-2002切取標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣。對(duì)試樣進(jìn)行450°C×2h+470°C×1h的固溶處理，室溫水淬。淬火后立即進(jìn)行T6人工時(shí)效，即120°C保溫24h。

表1 7068合金鑄錠的均勻化參數(shù)

1.2 組織觀察與測(cè)試

制備好的金相樣品用Keller溶液腐蝕，并在XJP-6A型金相顯微鏡及JSM-6490LV型掃描電子顯微鏡下觀察試樣顯微組織與拉伸斷口并測(cè)定析出相化學(xué)成分。

1.3 電阻率測(cè)量與拉伸性能測(cè)試

電阻率測(cè)試在SZ-82數(shù)字式四探針測(cè)試儀上進(jìn)行，最后換算成電導(dǎo)率IACS％。拉伸實(shí)驗(yàn)在CMT5105型微機(jī)控制電子萬(wàn)能實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為1mm/min。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 合金鑄態(tài)組織分析

實(shí)驗(yàn)合金在光學(xué)顯微鏡及掃描電鏡下觀察到的鑄態(tài)金相如圖1所示。從圖1(a)可見(jiàn)，合金鑄態(tài)組織在低倍鏡下晶粒尺寸在80～120um之間，大小很不均勻，主要由樹(shù)枝狀α相(Al)和枝晶間共晶相構(gòu)成，合金晶界相分布不均勻，局部共晶相偏聚嚴(yán)重。進(jìn)一步掃描電鏡觀察可以看出晶界上許多非平衡共晶相連續(xù)分布，對(duì)其進(jìn)行能譜分析(EDS)的結(jié)果如表2，可知非平衡共晶相為AlZnMgCu四元相，晶粒內(nèi)部過(guò)飽和固溶體Zn含量也較高。顯然，合金元素往晶界處聚集導(dǎo)致合金成分偏析。因此，合金在熱加工前必須經(jīng)過(guò)均勻化熱處理，降低偏析，消除內(nèi)應(yīng)力，同時(shí)使合金粗大相分裂細(xì)小，分布均勻，釘扎晶界和亞晶界，提高合金的綜合性能[10-11]。

(a) OM 像； (b) SEM 像

表2 圖1(b)中各點(diǎn)能譜分析結(jié)果(％，原子分?jǐn)?shù))

2.2 合金鑄態(tài)組織DSC分析及均勻化淬火顯微組織

鑄態(tài)7068合金DSC分析結(jié)果如圖2，由曲線可知，鑄態(tài)試樣主吸熱峰為626.5°C，為合金熔化溫度。在475.2°C處也有一明顯的吸熱峰，對(duì)曲線擬合分析得到低熔點(diǎn)共晶相初熔溫度為467.3°C。合金若連續(xù)升溫則在467.3°C就會(huì)出現(xiàn)低熔點(diǎn)共晶相回溶，若溫度繼續(xù)升高超過(guò)475°C合金就可能發(fā)生過(guò)燒。

1#～5#合金均勻化保溫后淬火態(tài)的組織如圖3所示，從圖3(a)～圖3(e)可以看出合金經(jīng)過(guò)均勻化后，非平衡共晶相較鑄態(tài)均有不同程度地減少，晶粒形狀尺寸趨于均勻。如圖3(a)，1#合金均勻化溫度為450°C，低于低熔點(diǎn)共晶相初熔溫度，均勻化后鑄態(tài)枝晶狀組織仍有部分存在，晶界處偏析的共晶相未溶入基體；提高均勻化溫度至465°C，淬火后組織中枝晶基本被消除，晶界處仍有少量共晶殘留(見(jiàn)圖3(b))；對(duì)合金先低溫(455°C)長(zhǎng)時(shí)間預(yù)處理，再升至高于低熔點(diǎn)共晶的溫度(475°C)保溫一段時(shí)間(如3#合金)，合金的鑄態(tài)晶粒形狀完全消失，枝晶全部消除，晶粒形狀尺寸均勻，但有些三角晶界處有共晶相存在且晶界有粗化傾向，可能是直接升溫至475°C使低熔點(diǎn)共晶相未能及時(shí)溶入晶內(nèi)，發(fā)生輕微過(guò)燒，如圖3(c)；當(dāng)合金在455°C下保溫16h時(shí)，合金元素長(zhǎng)時(shí)間緩慢擴(kuò)散均勻，當(dāng)溫度升高至467°C附近并保溫一段時(shí)間時(shí)，合金中部分低熔點(diǎn)共晶相開(kāi)始溶解，再升高溫度至吸熱峰475°C并保溫4h時(shí)，熔點(diǎn)稍高的共晶相也緩慢溶解，最終組織的晶界細(xì)小光滑，組織趨于均勻(如圖3(d))。4#合金三級(jí)均勻化處理后的合金SEM照片(圖3(f))顯示共晶相回溶較為充分，只殘留少量未溶共晶相；對(duì)基體A處進(jìn)行EDS分析，并對(duì)比圖1(b)B處的能譜分析結(jié)果，可知均勻化后的合金元素更好地溶解到了基體中；將合金直接一步加熱至490°C并保溫后，合金組織如圖3(e)所示，由于在高溫下長(zhǎng)時(shí)間保溫，晶粒有所長(zhǎng)大，組織中殘留的共晶雖然很少，但在局部區(qū)域出現(xiàn)了少量的三角晶界和晶界復(fù)熔球這種典型的過(guò)燒特征，這將嚴(yán)重影響合金力學(xué)性能。

圖2 實(shí)驗(yàn)合金的DSC分析曲線

(a)450°C×24h; (b)465°C×24h; (c)455°C×18h+475°C×6h; (d)455°C×16h+465°C×4h+475°C×4h; (e)490°C×18h; (f)SEM 像455°C×16h+465°C×4h+475°C×4h

通常，合金在低溫單級(jí)均勻化條件下，合金元素?cái)U(kuò)散系數(shù)低，晶界偏析的共晶溶入基體固溶體需要很長(zhǎng)時(shí)間且溶解不充分。直接升高均勻化溫度超過(guò)高熔點(diǎn)共晶熔點(diǎn)能使合金元素充分?jǐn)U散，但很容易發(fā)生低熔點(diǎn)共晶與晶界復(fù)熔，嚴(yán)重影響合金的后續(xù)加工與性能。若溫度只控制在低熔點(diǎn)共晶的溶解溫度，高熔點(diǎn)共晶由于未達(dá)到其熔點(diǎn)將幾乎不能溶入基體，且部分低熔點(diǎn)共晶在均勻化過(guò)程中逐步轉(zhuǎn)化為高熔點(diǎn)共晶，這樣均勻化后組織中殘留的共晶仍較多，均勻化效果不理想[12]。因此，逐步升溫均勻化處理，即4#合金的均勻化制度，先將合金在較低溫度下長(zhǎng)時(shí)間保溫，盡可能使合金元素?cái)U(kuò)散均勻，消除枝晶，再將溫度升高至低熔點(diǎn)共晶熔點(diǎn)附近并保溫一段時(shí)間，目的是讓低熔點(diǎn)共晶溶解，讓殘留共晶的尺寸大大減小，最后將爐溫升至高熔點(diǎn)共晶熔點(diǎn)附近，由于前面兩級(jí)均勻化保溫已溶解大部分共晶，只需短暫的保溫，即可將難溶的高熔點(diǎn)共晶充分溶解且晶粒不會(huì)明顯長(zhǎng)大?？梢?jiàn)，通過(guò)多級(jí)均勻化處理可以提高殘余共晶相的固溶程度，對(duì)合金后續(xù)壓力加工及固溶時(shí)效處理可產(chǎn)生積極影響[13]。

2.3 合金力學(xué)性能

5種均勻化處理后的合金固溶峰值時(shí)效態(tài)(T6態(tài))的抗拉強(qiáng)度及延伸率如圖5。從圖中可見(jiàn)，采用1#和2#合金的均勻化制度后，合金抗拉強(qiáng)度較低，這是由于1#、2#合金均勻化后成分仍有偏析，固溶時(shí)效后析出相分布不均勻。此外，從1#合金拉伸斷口的SEM照片(圖4(a))可以看出斷口呈現(xiàn)許多冰糖塊狀，并有少許粗大的孔洞，表現(xiàn)為沿晶斷裂，這與析出相過(guò)度沿晶界分布而未分布彌散有關(guān)。經(jīng)過(guò)分步多級(jí)均勻化后，T6態(tài)的抗拉強(qiáng)度及延伸率都呈現(xiàn)上升趨勢(shì)，當(dāng)采用三級(jí)均勻化時(shí)(4#合金)，合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到715MPa，延伸率為13.3％，均達(dá)到峰值。由于三級(jí)均勻化使多共晶相完全溶解且分布較均勻，固溶處理后形成過(guò)飽和固溶體，峰值時(shí)效后η相及T相充分析出并均勻分布在晶內(nèi)和晶界。這樣，均勻彌散的溶質(zhì)原子拖曳與析出相釘扎共同作用，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和晶界的遷移，抑制了晶粒長(zhǎng)大，使合金力學(xué)性能表現(xiàn)較優(yōu)，合金的斷口冰糖狀形貌減少，韌窩數(shù)量明顯增多(如圖4(b))，合金表現(xiàn)出較好的斷裂韌性，這也是4#合金均勻化后T6態(tài)抗拉強(qiáng)度與延伸率較高的緣由[14]。5#合金均勻化處理后，顯微組織中出現(xiàn)三角區(qū)和復(fù)熔球，固溶時(shí)效后由于晶界的破壞、析出相的偏聚和硬質(zhì)過(guò)燒顆粒的存在，一定程度上成為合金的裂紋源對(duì)基體產(chǎn)生削弱作用，最終導(dǎo)致合金的力學(xué)性能大幅下降。

(a) 1#合金； (b) 4#合金

圖5 7068鋁合金不同均勻化條件下的室溫拉伸性能

2.4 實(shí)驗(yàn)合金的電導(dǎo)率

5種均勻化處理后T6態(tài)合金電導(dǎo)率如圖6，從455°C的單級(jí)均勻化到分步三級(jí)均勻化，合金電導(dǎo)率從24.6％IACS上升到34.5％IACS，但490°C均勻化的合金電導(dǎo)率下降明顯。

圖6 7068鋁合金不同均勻化條件下的電導(dǎo)率曲線

鋁合金峰值時(shí)效狀態(tài)的電導(dǎo)率主要取決于晶界析出相形態(tài)與分布[15]。隨著1#合金到4#合金的均勻化程度提高，合金組織趨向均勻，經(jīng)過(guò)固溶時(shí)效后，晶界析出粒子由鏈狀轉(zhuǎn)變?yōu)楣铝罘植?如圖3(f))，晶界上溶質(zhì)原子的濃度降低，形成貧溶質(zhì)原子區(qū)，一定程度上也會(huì)使電導(dǎo)率升高。5#合金均勻化后合金組織發(fā)生過(guò)燒，使固溶時(shí)效后晶界析出相呈較大的鏈球狀且偏聚嚴(yán)重，電導(dǎo)率下降。

3 結(jié)論

(1) 常規(guī)熔煉鑄造的7068合金鑄態(tài)組織偏析嚴(yán)重，主要呈現(xiàn)為樹(shù)枝狀α相和非平衡共晶AlZnMgCu四元相，低熔點(diǎn)共晶相的起始溶解溫度為467.3°C；

(2) 7068合金經(jīng)過(guò)分級(jí)均勻化處理能顯著提高其力學(xué)性能和導(dǎo)電性能。在本研究體系中，合金在所做均勻化處理中最佳的均勻化處理制度為455°C保溫16h再465°C保溫4h最后475°C保溫4h。經(jīng)該處理后T6態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度、延伸率以及電導(dǎo)率分別為715MPa、13.3％和34.5％IACS。

[1]潘復(fù)生，張丁非.鋁合金及應(yīng)用[M].北京：化學(xué)工業(yè)出版社，2006:368～270.

[2]Heinz A, Haszler A, Keidel C, Moldenhauer S, Benedictus R,Miller WS. Recent development in aluminium alloys for aerospace applications[J]. Mater Sci Eng A ,2000,280:102-7.

[3]Williams J C, Jr Starke E A. Progress in structural materials for aerospace systems [J]. Acta Mater, 2003,51(19):5775-5799.

[4]N.J. Henry Holroyd and G.M. Scamans. Stress Corrosion Cracking in Al-Zn-Mg-Cu Aluminum Alloys in Saline Environments[J]. Metallurgical and Materials Transactions A,2013,44:1230-1253.

[5]7068 Data Sheet. AMI, UK. www.advancedmetals.com (accessed 2007).

[6]Rod and Bar Alloy 7068 Technical Data Sheet. Kaiser Aluminum. www.kaiseraluminum.com (accessed 2006).

[7]戴曉元，夏長(zhǎng)清，劉昌斌,等.固溶處理及時(shí)效對(duì)7xxx鋁合金組織與性能的影響[J].材料熱處理學(xué)報(bào)，2007,28(4)：59-63.

[8]Kanghua Chen, Hongwei Liu, Zhuo Zhang,et al. The improvement of constituent dissolution and mechanical properties of 7055 aluminum alloy by stepped heat treatments[J]. Journal of Materials Processing Technology,2003,142:190-196.

[9]M.Puiggall, A. Zielinski,et al. Effect of Microstructure on Stress Corrision Cracking of an Al-Zn-Mg-Cu Alloy[J]. Corrosion Science, 1998,415(40):805-819.

[10]賀永東，陳明安，張新明.Al-Zn-Mg-Cu合金第二相粒子及其無(wú)析出區(qū)與晶界的作用過(guò)程研究[J].稀有金屬材料與工程,2009,38(12):2093-2099.

[11]A.F. Norman, K. Hyde,et al. Examination of the effect of Sc on 2000 and 7000 series aluminium alloy castings: for improvements in fusion welding[J]. Materials Science and Engineering A ,2003,354:188-198.

[12]WANG Tao, YIN Zhi-min, SUN Qiang. Effect of homogenization treatment on microstructure and hot workability of high strength 7B04 aluminium alloy[J]. Trans. Nonferrous Met. SOC. China ,2007,17:335-339.

[13]Ying Deng, Zhimin Yin, Fuguan Cong. Intermetallic phase evolution of 7050 aluminum alloy during homogenization[J]. Intermetallics ,2012,26:114-121.

[14]BIN-LUNG OU, JI-GANG YANG, and MON-YU WEI. Effect of Homogenization and Aging Treatment on Mechanical Properties and Stress-Corrosion Cracking of 7050 Alloys[J]. Metallurgical and Materials Transactions A,2007,38:1760-1773.

[15]寧愛(ài)林.析出相及其分布對(duì)高強(qiáng)鋁合金力學(xué)性能的影響[D].長(zhǎng)沙：中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院, 2007：100-112.