王洪伍，陳士宇，紀(jì) 冰，張松旭

(東北輕合金有限責(zé)任公司，黑龍江 哈爾濱 150060)

高強鋁合金由于其具有較高的強度和斷裂韌性及良好的耐腐蝕性能，而被廣泛應(yīng)用于航空、航天等領(lǐng)域[1]。高強鋁合金主要是通過Zn、Mg、Cu主合金元素固溶處理后形成過飽和固溶體，后續(xù)時效處理析出彌散強化相而獲得高的性能，但較多的難溶殘留相(如S相和Al7Cu2Fe相)不利于性能的提高。同時，鋁合金在鑄造過程中由于快速冷卻和非平衡結(jié)晶，導(dǎo)致鑄錠中出現(xiàn)嚴(yán)重的晶內(nèi)偏析和區(qū)域偏析及內(nèi)應(yīng)力，晶界上存在粗大的非平衡共晶，嚴(yán)重影響鋁合金的機械加工性能，導(dǎo)致加工時第二相或第二相與基體界面產(chǎn)生裂紋，進(jìn)而使合金過早開裂[1-2]。因此必須對鑄錠進(jìn)行均勻化處理[3]。在鑄錠均勻化處理過程中，因偏析而富集在晶界和枝晶網(wǎng)處的低熔點共晶化合物和強化相將發(fā)生溶解，從而改善了鑄錠組織，提高了其機加工性能。鋁合金均勻化主要分為單級均勻化、分級均勻化及多級高溫均勻化等工藝。本試驗主要研究Al-8.9Zn-2.2Cu-2.2Mg-0.15Zr高強鋁合金均勻化退火過程中的微觀組織演變。

1 試驗材料及方法

試驗材料為中試條件下生產(chǎn)的Al-8.9Zn-2.2Cu-2.2Mg-0.15Zr高強鋁合金(以下簡稱試驗合金)方鑄錠中心位置試樣，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)實測值分別為8.7Zn、2.0Cu、1.9Mg，余量Al?？紤]熱處理爐爐溫精度為±5 ℃，結(jié)合試驗合金鑄態(tài)DSC分析，分別按表1的工藝將鑄態(tài)合金進(jìn)行均勻化處理，然后通過差示掃描量熱儀和掃描電鏡等分析手段，研究合金均勻化過程中的微觀組織演變。

表1 試驗合金均勻化處理工藝

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 鑄態(tài)組織分析

試驗合金鑄態(tài)組織SEM形貌如圖1所示。從圖1a中可以看出，鑄態(tài)組織偏析明顯，在晶界及枝晶網(wǎng)間存在大量連續(xù)的非平衡共晶和一些粗大的第二相，同時在圖1b中可以發(fā)現(xiàn)一些片層狀易溶解結(jié)構(gòu)和離散粒子。表2為圖1b中標(biāo)定位置的EDS元素成分分析結(jié)果，其中A點和C點為Mg(Al,Cu,Zn)2相，B點為(α(Al)+Mg(Al,Cu,Zn)2)相，D點為θ(Al2Cu)相。

圖1 試驗合金鑄態(tài)組織SEM形貌

表2 圖1b中標(biāo)定位置的EDS元素成分分析(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

2.2 鑄態(tài)DSC分析

試驗合金鑄態(tài)DSC分析如圖2所示。通過DSC曲線可知，合金中低熔點共晶相的起始熔化溫度約為474 ℃，因此該合金鑄態(tài)單級均勻化溫度不應(yīng)超過474 ℃。此外，通過吸熱峰的熱焓值還可定性計算出峰的面積，其代表合金中相的體積分?jǐn)?shù)[4]。

圖2 試驗合金鑄態(tài)DSC曲線

2.3 均勻化態(tài)組織分析

鑄態(tài)試樣分別經(jīng)(466±5)℃(12±2)h、(466±5)℃(24±2)h、(466±5)℃(72±2)h和(466±5)℃(12±2)h+(476±5)℃(24±2)h不同均勻化工藝處理后，進(jìn)行SEM形貌分析，結(jié)果如圖3所示。通過對比分析發(fā)現(xiàn)，均勻化后組織均無過燒現(xiàn)象；1#試樣的均勻化態(tài)組織枝晶網(wǎng)變得細(xì)小，但枝晶網(wǎng)大量存在且連續(xù)分布；隨著均勻化保溫時間的延長，2#試樣的枝晶網(wǎng)呈現(xiàn)斷續(xù)分布；3#試樣的枝晶網(wǎng)斷續(xù)分布且數(shù)量有所減少；經(jīng)雙級均勻化后的4#試樣晶界上的非平衡共晶幾乎完全消失，相的回溶很充分。

圖3 不同均勻化態(tài)試驗合金SEM形貌

2.4 均勻化態(tài)DSC分析

將均勻化處理后的合金進(jìn)行DSC分析，結(jié)果如圖4所示。低熔點相開始熔化溫度和熱焓值如表3所示。分析可知，在試驗溫度內(nèi)存在兩個吸熱峰，低熔點相開始熔化溫度分別約為474 ℃和482 ℃，隨著DSC加熱的進(jìn)行，非平衡共晶相發(fā)生溶解，峰1是由于θ相的溶解[5]，峰2是由于Mg(Al,Cu,Zn)2相的熔解[6]，峰3是S(Al2CuMg)相的吸熱峰，其起始點約為488 ℃。相的溶解和熱晗值的關(guān)系如圖5所示。圖5說明，均勻化過程中峰1消失，峰2快速減弱，開始出現(xiàn)新的吸熱峰3，表明Al2Cu和Mg(Al,Cu,Zn)2相溶解的同時伴隨新的S(Al2CuMg)相的出現(xiàn)。

圖5 Mg(Al,Cu,Zn)2和S(Al2CuMg)相的溶解和熱焓值的關(guān)系

表3 鑄態(tài)和均勻化態(tài)合金DSC曲線吸熱峰起始點溫度和熱焓值

圖4 鑄態(tài)和均勻化態(tài)合金的DSC曲線

2.5 均勻化態(tài)SEM分析

均勻化后試樣進(jìn)行SEM分析，如圖6所示。其標(biāo)定位置的合金成分見表4。綜合圖6和表4可以看出，1#試樣晶界上的層片狀非平衡低熔點共晶組織開始減少；2#試樣晶界上仍然有少量Mg(Al,Cu,Zn)2相和S相；3#試樣晶界上的Mg(Al,Cu,Zn)2相進(jìn)一步回溶，但仍然有少量S相存在；雙級均勻化退火后的4#試樣，晶界上Mg(Al,Cu,Zn)2相幾乎完全消失，并且S相的體積分?jǐn)?shù)變得更小。

圖6 均勻化態(tài)合金SEM形貌

表4 圖6中標(biāo)定位置的EDS元素成分分析(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

3 結(jié) 論

本試驗研究了Al-8.9Zn-2.2Cu-2.2Mg-0.15Zr合金均勻化退火過程中的微觀組織演變，得出以下結(jié)論：

1)Al-8.9Zn-2.2Cu-2.2Mg-0.15Zr合金鑄態(tài)組織主要包括α(Al)樹枝晶、非平衡共晶(α(Al)+Mg(Al,Cu,Zn)2)、Mg(Al,Cu,Zn)2和θ(Al2Cu)相。

2)采用(466±5)℃保溫不同時間的單級均勻化退火，合金中的Mg(Al,Cu,Zn)2相一部分溶解，一部分轉(zhuǎn)化為S(Al2CuMg)相，而Al2Cu相全部溶解，均勻化效果并不理想。

3)采用(466±5)℃(12±2)h+(476±5)℃(24±2)h雙級均勻化退火，合金中的樹枝晶和非平衡共晶幾乎完全消失，相的回溶更加充分，均勻化效果較好。