楊 路, 陳立超, 祝 哮, 張 宇, 劉兆偉

(遼寧忠旺集團有限公司，遼寧 遼陽 111003)

7449鋁合金是法國Pechiney公司于1996年注冊的一種高純高強韌Al-Zn-Mg-Cu合金，用來替代7150-T651合金[1-3]。由于7449合金的合金元素含量較高，在凝固過程中易發(fā)生晶間偏析，形成非平衡共晶相。這些非平衡共晶相及粗大金屬間化合物的形成會嚴重影響合金的后續(xù)變形加工，從而對合金的綜合性能產(chǎn)生不利影響[4]。并且合金在結(jié)晶過程中，由于冷卻強度和溫度的變化，導致鑄錠結(jié)晶冷卻后組織存在內(nèi)應力和成分偏析，這幾種因素都會導致其變形抗力的增加，因此鑄錠應該進行均勻化處理，否則鑄件容易出現(xiàn)裂紋，降低使用壽命。鑄錠在均勻化過程中，內(nèi)應力得以消除，晶內(nèi)偏析得以改善，進而改善鑄錠的性能。

目前國內(nèi)對7449鋁合金系統(tǒng)化研究較少，本文意在通過對7449鋁合金均勻化工藝的研究和組織分析，對鑄錠后續(xù)擠壓加工、熱處理研究做良好的技術(shù)基礎，總結(jié)出適合工業(yè)化生產(chǎn)的均勻化制度。

1 試驗方案

本試驗采用7449鋁合金，其化學成分見表1。圖1為Al-Zn-Mg-Cu相圖鋁角的單項區(qū)分布狀態(tài)示意圖，該圖中有3組互溶固溶體，分別是Mg3Zn3Al2和CuMg4Al6、MgZn2和Al2CuMg、Cu6Mg2Al5和Mg2Zn11。圖2為Al-Zn-Mg-Cu四面體中，含Al量為90%的平面上200℃時的相區(qū)分布圖，根據(jù)Zn、Mg、Cu的含量，確定7449合金處于α(Al)+MgZn2+S(Al2CuMg)+T(AlZnMgCu)相區(qū)。

表1 7449合金化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

圖1 Al-Zn-Mg-Cu相圖鋁角的單項區(qū)分布狀態(tài)示意圖Fig.1 Schematic diagram of single-region distribution of Al-Zn-Mg-Cu phase diagram

圖2 Al-Zn-Mg-Cu四面體中含Al量為90%的平面上200℃時的相區(qū)分布圖Fig.2 Phase profile at 200 ℃ on a plane containing 90% Al in Al-Zn-Mg-Cu tetrahedrons

使用JMATPRO進行理想狀態(tài)下的鑄錠相組成模擬，用合金優(yōu)化后含量為Al-1.5Cu-0.1Fe-2.35Mg-0.06Si-7.8Zn(wt.%)的成分進行模擬，得出理想狀態(tài)下鑄錠的相組成圖及各相析出溫度如圖3所示。由圖3可以看出，按照選取的合金成分，7449鑄錠在理想狀態(tài)下的相組成有S相、T相、MgZn2、Al7Cu2Fe和Mg2Si。

因為α(Al)+T在478℃時達到非平衡共晶溫度，α(Al)+S在496℃時達到非平衡共晶溫度，所以先在低于478℃保溫一段時間，目的是使α(Al)+T非平衡共晶相消除，然后在低于α(Al)+S相的熔化溫度496℃下進行處理，從而最大限度消除S相。為了保證均勻化過程中不過燒，通常采用的均勻化溫度為相熔化溫度的0.90～0.95倍。所以，試驗均勻化溫度定為440℃和470℃，一般7xxx系鋁合金均勻化總時間為24h～48h，且雙級均勻化時間第二級高于第一級，根據(jù)上述原則，設定均勻化工藝為440℃×12h+470℃×24h。作為對比，進行短時加熱的不完全均勻化退火，一般7xxx系合金的去應力退火時間為3～6h，設定退火工藝為450℃×4h。

圖3 理想狀態(tài)下鑄錠相組成及析出溫度模擬Fig.3 Simulation of phase composition and precipitation temperature of ingot under ideal condition

使用JMATPRO進行440℃×12h+470℃×24h均勻化后晶內(nèi)成分偏析的模擬分析，結(jié)果如圖4所示。由模擬分析結(jié)果可以看出，均勻化剛開始時組織成分偏析較大，隨著均勻化的進行，成分偏析逐漸減小，到均勻化結(jié)束時，基本消除了晶內(nèi)偏析，說明均勻化工藝制定合理。

Fig.4 成分偏析的模擬分析Fig.4 Component segregation simulation analysis

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 力學性能

用萬能拉伸試驗機AG-X100KNH測試材料的力學性能，整理后如表2所示。通過表2可看出，均勻化(440℃×12h+470℃×24h)態(tài)鑄錠與退火態(tài)(450℃×5h)鑄錠相比，抗拉強度、屈服強度、延伸率均得到了提升。這是因為經(jīng)過450℃×5h的退火，消除內(nèi)應力的同時已經(jīng)有部分相溶解后析出，但彌散顆粒強化不明顯；而雙級均勻化各強化相細小均勻分布，較于退火態(tài)，提高了7449鋁合金的強度和韌性。

表2 退火態(tài)和均勻化態(tài)力學性能

2.2 微觀組織

圖5為鑄錠經(jīng)450℃×4h退火處理后不同位置低倍組織形貌，由圖5可以看出無論是邊部、中部還是心部，沿晶處都保留著部分粗大的鑄態(tài)金屬間共晶相，粗大的共晶相會造成明顯的成分偏析。但沿晶界周圍，又出現(xiàn)了部分共晶相的溶解，且加熱后緩冷的過程中，出現(xiàn)了第二相在粗大共晶相周圍的析出，即出現(xiàn)了一定均勻化的組織特征。圖6為均勻化處理后的晶粒度低倍組織形貌，由圖可知，邊部到心部的晶粒度分別為4級、3級、4級，均勻化后晶粒大小均勻，均勻化效果良好。

圖7為均勻化處理后的高倍圖片，由圖可知，經(jīng)過440℃×12h+470℃×24h雙級均勻化后，邊部、中部和心部的第二相回溶都較為充分均勻，析出大量細小的彌散顆粒，釘扎晶界和亞晶界，只殘留少許未溶相，這為抑制后續(xù)擠壓加工及固溶過程中的再結(jié)晶有著重要作用。

圖7 均勻化鑄錠不同位置的高倍組織形貌Fig.7 High magnification morphology of homogenization ingot at different positions

2.3 能譜分析

圖8為均勻化鑄錠邊部到心部的SEM點掃描圖片，各點進行能譜分析整理如表3所示。根據(jù)圖8中各點的位置和能譜分析結(jié)果，點3、7、11分別代表邊部、心部、中部基體的成分，可以看出無論哪個部分的α(Al)中固溶的Mg、Zn原子百分比都在2%左右，Mg對應的質(zhì)量百分數(shù)為1.6%左右，Zn對應的質(zhì)量百分數(shù)為5%左右，說明大部分的Mg和Zn都固溶在基體中或者以少量MgZn2的形式析出，且經(jīng)過均勻化處理后，邊部到心部的α(Al)的成分均勻。點4發(fā)現(xiàn)了雜質(zhì)Si的存在，大部分Si在7449鋁合金中都以游離的Si形式存在，這部分Si容易成為裂紋的起源而引起材料斷裂，極少部分以Mg2Si形式存在(點5)。點8、10發(fā)現(xiàn)了灰色含雜質(zhì)Fe相Al7Cu2Fe，且在雜質(zhì)相中發(fā)現(xiàn)了極少的Al2Cu(點9)，此處的Al2Cu已起不到強化作用。含F(xiàn)e相和含Si雜質(zhì)相一樣，在室溫下很難溶解，起到缺口作用，對合金的斷裂韌性有不良影響。點1、2、6發(fā)現(xiàn)了較多的S相，在點12發(fā)現(xiàn)了T相，說明在均勻化后的緩慢冷卻過程中，析出了較多的S相和T相，且呈細小彌散分布，是7449鋁合金在后續(xù)加工過程中具備良好的塑性加工性能和強韌性的前提和基礎，且總體掃描結(jié)果與模擬分析結(jié)果相匹配。

圖8 均勻化鑄錠不同位置SEM圖片F(xiàn)ig.8 SEM pictures of homogenization ingot in different positions

表3 各點能譜分析結(jié)果

3 結(jié)論

(1) 7449合金鑄錠在經(jīng)過440℃×12h+470℃×24h均勻化處理后，較于450℃×4h的退火處理，力學性能也更加優(yōu)異，第二相回溶更充分，消除了晶內(nèi)偏析且無過燒現(xiàn)象，析出大量細小的彌散顆粒，釘扎晶界和亞晶界，只殘留少許未溶相。

(2) 均勻化后7449鑄錠的微觀組織均勻，大部分MgZn2都已經(jīng)回溶到基體中，析出的強化相主要為S相和T相，雜質(zhì)Fe和Si的主要存在形式為Al7Cu2Fe和游離Si。Al7Cu2Fe和游離Si容易成為裂紋的起源而引起材料斷裂，極少量的Mg和雜質(zhì)Si形成了Mg2Si相，含F(xiàn)e雜質(zhì)相中偶有少量的Al2Cu，但已起不到強化作用，所以控制合金中雜質(zhì)Si和Fe含量對7449鋁合金的性能有著重大影響。

(3) 點掃描分析結(jié)果成與JMATPRO模擬分析結(jié)果基本一致。