王少華, 鐘立偉, 馬志鋒

(1. 中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院 鋁合金研究所， 北京 100095；2. 中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院 北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心， 北京 100095)

Al-Zn-Mg-Cu系(7×××系)超高強(qiáng)鋁合金因其具有低密度、高比強(qiáng)度、高韌性、易加工、耐腐蝕及經(jīng)濟(jì)耐用等優(yōu)點(diǎn)，被用于航空航天、軍事工業(yè)、交通運(yùn)輸業(yè)以及核工業(yè)等領(lǐng)域的主要承力結(jié)構(gòu)零部件[1-4]。然而，隨著對(duì)高強(qiáng)鋁合金的綜合性能要求的不斷提高，尤其是在強(qiáng)度方面，超高強(qiáng)鋁合金的制備往往需要添加高含量的合金化元素，以獲得更高的強(qiáng)度。對(duì)于高合金化Al-Zn-Mg-Cu合金，高含量的Zn、Mg和Cu易導(dǎo)致合金在均勻化熱處理后仍殘留許多粗大的共晶相[5-7]。如果這些殘留粗大相無(wú)法在后續(xù)固溶熱處理過(guò)程中被消除，則容易導(dǎo)致合金在后續(xù)加工及服役過(guò)程中發(fā)生應(yīng)力集中和裂紋萌生[8-9]。據(jù)相關(guān)文獻(xiàn)報(bào)道[10]，常規(guī)的單級(jí)固溶制度溫度一般設(shè)置在多相共晶點(diǎn)以下，并且很難完全溶解殘余相。有學(xué)者研究發(fā)現(xiàn)[11]，在常規(guī)單級(jí)固溶處理后，快速升溫至高溫進(jìn)行短時(shí)保溫處理的復(fù)合強(qiáng)化固溶工藝，可以有效促進(jìn)高合金化Al-Zn-Mg-Cu合金中殘留相的溶解，從而提高時(shí)效態(tài)合金的強(qiáng)度。趙建吉等[12]對(duì)7085鋁合金的研究表明，強(qiáng)化固溶工藝使合金的強(qiáng)度明顯提升，同時(shí)保持較好的斷后伸長(zhǎng)率。Sokolowski等[13]發(fā)現(xiàn)，與傳統(tǒng)的單級(jí)固溶工藝相比，結(jié)合第二級(jí)高溫短時(shí)固溶處理的復(fù)合強(qiáng)化固溶工藝可以使殘留富Cu相的數(shù)量減少且尺寸減小，進(jìn)而使強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率大幅提升。由此可見，在常規(guī)單級(jí)固溶工藝的基礎(chǔ)上進(jìn)行高溫短時(shí)固溶處理，是提升超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金力學(xué)性能的一條重要途徑。

本文在常規(guī)單級(jí)固溶工藝的基礎(chǔ)上，研究高溫短時(shí)固溶處理溫度、時(shí)間對(duì)自主研制的高合金化Al-Zn-Mg-Cu合金組織及性能的影響，以期獲得解決合金中殘留相難回溶的問(wèn)題，并進(jìn)一步提高合金強(qiáng)度的復(fù)合固溶工藝參數(shù)，為該合金的工業(yè)化批量生產(chǎn)提供參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用超高強(qiáng)鋁合金為自行制備的高合金元素含量的Al-Zn-Mg-Cu合金，Zn、Mg、Cu、Zr總含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)約為15.5%，其中Zn含量高于10%。采用半連續(xù)鑄造的方法制備圓形鑄錠，經(jīng)均勻化退火、擠壓獲得截面為40 mm×100 mm的擠壓帶板。將擠壓帶板加工成尺寸為φ100 mm×40 mm的鍛坯，鍛坯在空氣循環(huán)爐內(nèi)進(jìn)行350 ℃×5 h退火后在室溫下進(jìn)行壓縮變形，然后再進(jìn)行473 ℃×4 h再結(jié)晶固溶處理并水淬至室溫。另將鍛坯進(jìn)行等溫模鍛，然后在空氣爐中進(jìn)行473 ℃×2 h固溶處理并水淬至室溫，接著進(jìn)行高溫短時(shí)固溶處理并水淬至室溫，隨后進(jìn)行135 ℃×16 h時(shí)效處理。為防止緩慢升溫過(guò)程對(duì)鍛件性能造成損傷，高溫短時(shí)固溶過(guò)程需在高精度鹽浴爐中進(jìn)行。為使更多的第二相溶入鋁基體，充分發(fā)揮合金元素的有效作用，本研究采用略高于過(guò)燒點(diǎn)的溫度進(jìn)行短時(shí)固溶處理。由前期試驗(yàn)得知，等溫模鍛狀態(tài)試驗(yàn)合金的過(guò)燒點(diǎn)為475 ℃，故擬定高溫短時(shí)固溶處理制度為①固溶溫度分別為475、476、478和480 ℃，固溶時(shí)間為5 min；②固溶溫度475 ℃，固溶時(shí)間分別為0、3、5和7 min。

從時(shí)效態(tài)等溫模鍛件相同部位取金相試樣，采用Leica DM 2500M型顯微鏡觀察顯微組織，腐蝕劑為Keller試劑(2 mL HF+3 mL HCl+5 mL HNO3+90 mL H2O)。從鍛件縱向(L向)、橫向(LT向)及45°方向分別取拉伸試樣，在CMT-7304型電子萬(wàn)能材料拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測(cè)試方法參照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》，拉伸速度為2 mm/min，每個(gè)方向的測(cè)定值取同一方向3個(gè)試樣的平均值。然后采用JSA-6360LA型掃描電鏡觀察LT向拉伸試樣的斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 高溫短時(shí)固溶處理對(duì)鍛件顯微組織的影響

等溫模鍛件經(jīng)473 ℃×2 h常規(guī)固溶處理+不同溫度高溫短時(shí)固溶處理5 min+135 ℃×16 h時(shí)效后的顯微組織如圖1所示?？梢钥闯觯S著溫度的升高，晶界殘留第二相數(shù)量逐漸減少，尺寸逐漸減小。在475 ℃進(jìn)行高溫短時(shí)固溶處理時(shí)，極少量區(qū)域觀察到三岔晶界(如圖1(a)方框區(qū)域所示)，出現(xiàn)輕度過(guò)熱跡象；采用476 ℃進(jìn)行高溫短時(shí)固溶處理時(shí)，晶界粗化，呈輕度過(guò)燒跡象(如圖1(b)所示)；溫度升高到478 ℃時(shí)，發(fā)生明顯過(guò)燒(如圖1(c)所示)；溫度升高到480 ℃時(shí)，雖然晶粒整體形貌還保持纖維狀，但觀察到大量等軸狀晶粒，且出現(xiàn)復(fù)熔球以及晶界粗化現(xiàn)象，發(fā)生嚴(yán)重過(guò)燒(如圖1(d)所示)。

圖1 不同溫度高溫短時(shí)固溶處理5 min下時(shí)效態(tài)鍛件的顯微組織Fig.1 Microstructure of the as-aged forging with high-temperature short-time solution treatment at different temperatures for 5 min(a) 475 ℃; (b) 476 ℃; (c) 478 ℃; (d) 480 ℃

等溫模鍛件經(jīng)473 ℃×2 h常規(guī)固溶處理+475 ℃高溫短時(shí)固溶處理不同時(shí)間+135 ℃×16 h時(shí)效后的顯微組織如圖2所示。可以看出，鍛件在經(jīng)473 ℃×2 h 固溶處理后直接進(jìn)行時(shí)效時(shí)，殘留第二相尺寸大且數(shù)量多，見圖2(a)。增加475 ℃×3 min短時(shí)高溫固溶處理后，晶界殘留相數(shù)量減少，殘留相尺寸也明顯減小(如圖2(b)所示)，說(shuō)明高溫短時(shí)固溶處理促進(jìn)了第二相的分解。隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，晶界殘留第二相數(shù)量及尺寸進(jìn)一步減少，在短時(shí)高溫固溶處理時(shí)間為5 min時(shí)，極少量區(qū)域觀察到三岔晶界(如圖1(a)方框區(qū)域所示)，并且出現(xiàn)輕度過(guò)熱跡象；短時(shí)高溫固溶處理時(shí)間延長(zhǎng)至7 min時(shí)，三岔晶界明顯增多，晶界加粗，呈輕度過(guò)燒跡象(如圖2(c)方框區(qū)域所示)。

圖2 475 ℃高溫短時(shí)固溶處理不同時(shí)間下時(shí)效態(tài)鍛件的顯微組織Fig.2 Microstructure of the as-aged forging with high-temperature short-time solution treatment at 475 ℃ for different time (a) 0 min; (b) 3 min; (c) 7 min

2.2 高溫短時(shí)固溶處理對(duì)鍛件力學(xué)性能的影響

等溫模鍛件經(jīng)473 ℃×2 h常規(guī)固溶處理+不同溫度高溫短時(shí)固溶處理5 min+135 ℃×16 h時(shí)效后的力學(xué)性能如圖3所示?？梢钥闯?，隨著高溫短時(shí)固溶處理溫度的提高，鍛件沿3個(gè)方向的斷后伸長(zhǎng)率均呈明顯下降趨勢(shì)，在高溫短時(shí)固溶處理溫度達(dá)到480 ℃時(shí)，L方向及LT方向的斷后伸長(zhǎng)率為0；3個(gè)方向抗拉強(qiáng)度呈下降趨勢(shì)，但是在480 ℃時(shí)忽然上升。

圖3 不同溫度高溫短時(shí)固溶處理5 min下時(shí)效態(tài)鍛件的力學(xué)性能(a)抗拉強(qiáng)度；(b)伸長(zhǎng)率Fig. 3 Mechanical properties of the as-aged forging with high-temperature short-time solution treatment at different temperatures for 5 min(a) tensile strength; (b) elongation

等溫模鍛件經(jīng)473 ℃×2 h常規(guī)固溶處理+475 ℃高溫短時(shí)固溶處理不同時(shí)間+135 ℃×16 h時(shí)效后的力學(xué)性能如圖4所示?？梢钥闯觯?jīng)475 ℃×3 min高溫短時(shí)固溶處理后，3個(gè)方向抗拉強(qiáng)度都上升了30 MPa 左右，強(qiáng)度比未進(jìn)行高溫短時(shí)固溶處理時(shí)提升了4%以上。3個(gè)方向斷后伸長(zhǎng)率也呈上升趨勢(shì)，其中LT方向斷后伸長(zhǎng)率變化最為明顯，由3.5%上升至4.7%。高溫短時(shí)固溶處理時(shí)間超過(guò)3 min后，隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，45°方向抗拉強(qiáng)度及斷后伸長(zhǎng)率先上升后下降，在5 min時(shí)抗拉強(qiáng)度為694 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為7.1%，力學(xué)性能最佳；LT方向抗拉強(qiáng)度呈緩慢上升趨勢(shì)，斷后伸長(zhǎng)率呈明顯下降趨勢(shì)，在3 min時(shí)，抗拉強(qiáng)度為775 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為4.7%，拉伸性能最佳。

圖4 475 ℃高溫短時(shí)固溶處理不同時(shí)間下時(shí)效態(tài)鍛件的力學(xué)性能(a)抗拉強(qiáng)度；(b)伸長(zhǎng)率Fig.4 Mechanical properties of the as-aged forging with high-temperature short-time solution treatment at 475 ℃ for different time(a) tensile strength; (b) elongation

2.3 高溫短時(shí)固溶處理對(duì)斷口形貌的影響

等溫模鍛件經(jīng)473 ℃×2 h常規(guī)固溶處理+不同溫度高溫短時(shí)固溶處理5 min+135 ℃×16 h時(shí)效后沿LT方向的拉伸斷口形貌如圖5所示。從圖5(a， b)可以看出，鍛件經(jīng)475 ℃高溫短時(shí)固溶處理5 min后的拉伸斷口形貌為穿晶斷裂和沿晶斷裂的混合斷裂機(jī)制，且在斷口中可發(fā)現(xiàn)大量細(xì)小的等軸晶粒。隨著高溫短時(shí)固溶處理溫度升高到476 ℃，等軸晶粒開始長(zhǎng)大，如圖5(c， d)所示。當(dāng)高溫短時(shí)固溶處理溫度達(dá)到478 ℃時(shí)，斷口形貌中可觀察到晶粒粗化現(xiàn)象，且斷裂機(jī)制以沿晶斷裂為主，如圖5(e， f)所示。當(dāng)高溫短時(shí)固溶處理溫度達(dá)到480 ℃后，可觀察到晶粒開始發(fā)生嚴(yán)重粗化，對(duì)應(yīng)材料韌性明顯下降，如圖5(g， h)所示。

圖5 不同溫度高溫短時(shí)固溶處理5 min下時(shí)效態(tài)鍛件沿LT方向的拉伸斷口形貌Fig.5 Tensile fracture morphologies along LT direction of the as-aged forging with high-temperature short-time solution treatment at different temperatures for 5 min (a,b) 475 ℃; (c,d) 476 ℃; (e,f) 478 ℃; (g,h) 480 ℃

等溫模鍛件經(jīng)473 ℃×2 h常規(guī)固溶處理+475 ℃高溫短時(shí)固溶處理不同時(shí)間+135 ℃×16 h時(shí)效后沿LT方向的拉伸斷口形貌如圖6所示。從圖6(a，b)可以看出，未經(jīng)高溫短時(shí)處理的斷口形貌為穿晶斷裂和沿晶斷裂的混合斷裂機(jī)制。當(dāng)高溫短時(shí)固溶處理時(shí)間為3 min時(shí)，從斷口中可觀察到細(xì)小的等軸狀晶粒，如圖6(c，d)所示，說(shuō)明此時(shí)存在合金沿等軸狀晶粒開裂的現(xiàn)象。當(dāng)高溫短時(shí)固溶處理時(shí)間為5 min時(shí)，從斷口形貌中可觀察到大量的等軸狀晶粒，且斷裂機(jī)制以沿晶斷裂為主，如圖5(a，b)所示。當(dāng)高溫短時(shí)固溶處理時(shí)間為7 min時(shí)，從斷口形貌中可觀察到晶粒開始發(fā)生粗化，且等軸晶粒開始長(zhǎng)大，如圖6(e，f)所示。

圖6 475 ℃高溫短時(shí)固溶處理不同時(shí)間下時(shí)效態(tài)鍛件沿LT方向的拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphologies along LT direction of the as-aged forging with high-temperature short-time solution treatment at 475 ℃ for different time(a,b) 0 min; (c,d) 3 min; (e,f) 7 min

2.4 分析與討論

結(jié)合前文的試驗(yàn)結(jié)果可知，固溶溫度越高，殘留第二相數(shù)量越少且尺寸越小，淬火后基體內(nèi)溶質(zhì)及空位的過(guò)飽和度越高，時(shí)效后析出相體積分?jǐn)?shù)越高且彌散度越高[14-15]。如不考慮過(guò)燒，最理想的狀態(tài)是殘留第二相全部溶解，要達(dá)到這一理想狀態(tài)，等溫模鍛狀態(tài)的合金要在高于475 ℃溫度進(jìn)行固溶熱處理，而此溫度已達(dá)到合金的工程過(guò)燒點(diǎn)。再考慮到熱處理設(shè)備的精度，批量生產(chǎn)時(shí)，采用常規(guī)的固溶熱處理方法很難使第二相充分溶解。因此要摸索合適的固溶熱處理制度，盡量提高合金淬火后基體內(nèi)溶質(zhì)過(guò)飽和度和空位過(guò)飽和度，同時(shí)避免過(guò)燒帶來(lái)的性能損傷。本研究證明，高溫短時(shí)復(fù)合強(qiáng)化固溶處理是一條有效途徑。

由于溶解熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)條件不同，Al-Zn-Mg-Cu系高強(qiáng)鋁合金在固溶過(guò)程中存在一定的固溶次序[16-17]。在473 ℃×2 h的固溶處理后，低熔點(diǎn)的第二相溶解速度快，先行溶入基體，與此同時(shí)，低溫長(zhǎng)時(shí)固溶使非平衡相充分?jǐn)U散，分布更加均勻，避免了低熔點(diǎn)相的局部集中引起的非平衡溶化，從而降低高溫短時(shí)處理時(shí)的過(guò)燒風(fēng)險(xiǎn)。在后續(xù)的高溫短時(shí)處理中，高溫使空位濃度及擴(kuò)散系數(shù)快速升高，加快了高熔點(diǎn)難溶相的分解，使殘留第二相數(shù)量減少且尺寸減小，提高合金淬火后基體內(nèi)溶質(zhì)過(guò)飽和度和空位過(guò)飽和度，短時(shí)保溫避免了過(guò)燒帶來(lái)的性能損傷。

試驗(yàn)表明，進(jìn)行高溫短時(shí)固溶處理時(shí)，固溶處理溫度提高，保溫時(shí)間應(yīng)相應(yīng)縮短，主要是因?yàn)樘幚頊囟仍礁?，合金出現(xiàn)過(guò)燒所需的時(shí)間越短。基于相關(guān)理論[18-19]，溫度越高，擴(kuò)散系數(shù)越大，空位濃度越大，提高溫度對(duì)合金性能的貢獻(xiàn)大于延長(zhǎng)保溫時(shí)間的貢獻(xiàn)。但是實(shí)際處理過(guò)程中，由于零件較厚，熱量從零件外部傳入零件內(nèi)部從而使整個(gè)零件溫度場(chǎng)均勻需要一定時(shí)間，如果溫度過(guò)高，在很短的時(shí)間內(nèi)零件外部發(fā)生過(guò)燒而零件內(nèi)部還處于較低溫度，就無(wú)法發(fā)揮高溫短時(shí)固溶處理的作用。為進(jìn)一步確定合適的高溫短時(shí)固溶處理參數(shù)，將試驗(yàn)合金制備的鍛件在480 ℃下進(jìn)行高溫短時(shí)固溶處理，然后進(jìn)行135 ℃×16 h時(shí)效處理，獲得的顯微組織和力學(xué)性能分別如圖7和表1所示。從表1可以看出，高溫短時(shí)固溶處理時(shí)間為1 min時(shí)，鍛件的性能沒有明顯變化；時(shí)間延長(zhǎng)至1.5 min以后，隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，鍛件的抗拉強(qiáng)度呈上升趨勢(shì)，在2.5 min時(shí)達(dá)到最高，但此時(shí)LT方向的斷后伸長(zhǎng)率急劇下降。比較后得出，高溫短時(shí)固溶處理時(shí)間為2 min時(shí)，鍛件的綜合力學(xué)性能達(dá)到最佳匹配，與475 ℃×3 min高溫短時(shí)固溶處理時(shí)性能相當(dāng)。由圖7可以看出，在高溫短時(shí)固溶處理時(shí)間為120 s時(shí)出現(xiàn)輕微過(guò)燒，150 s時(shí)發(fā)生明顯過(guò)燒。綜合考慮熱量傳遞使零件溫度場(chǎng)均勻所需的時(shí)間及實(shí)際生產(chǎn)的可操作性，合金高溫短時(shí)固溶處理采用475 ℃×3 min為宜。經(jīng)該參數(shù)高溫短時(shí)固溶處理后時(shí)效態(tài)鍛件的透射電鏡組織如圖8所示，由圖8可知，鍛件晶內(nèi)析出較多盤片狀η′(MgZn2)強(qiáng)化相，晶界沉淀相不連續(xù)，而且未觀察到無(wú)沉淀析出帶。許多研究證明，該形式的析出相可使合金具有較高的強(qiáng)度及耐腐蝕性能[20-21]。

圖7 480 ℃高溫短時(shí)固溶處理不同時(shí)間下鍛件的顯微組織Fig.7 Microstructure of the forging after high-temperature short-time solution treatment at 480 ℃ for different time(a) 120 s; (b) 150 s

表1 480 ℃高溫短時(shí)固溶處理不同時(shí)間下鍛件的力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of the forging with high-temperature short-time solution treatment at 480 ℃ for different time

圖8 475 ℃高溫短時(shí)固溶處理3 min下時(shí)效態(tài)鍛件的TEM照片 (a)晶內(nèi)析出相及沿<110>Al方向選區(qū)電子衍射花樣；(b)晶界析出相Fig.8 TEM images of the as-aged forging with high-temperature short-time solution treatment at 475 ℃ for 3 min(a) intragranular precipitates and selected area electron diffraction patterns along <110>Al direction; (b) precipitates along grain boundary

3 結(jié)論

1) 經(jīng)475～480 ℃高溫短時(shí)固溶處理5 min的Al-Zn-Mg-Cu 合金鍛件，隨著溫度的增加，晶界殘留粗大第二相數(shù)量減少且尺寸縮小，過(guò)燒程度從輕度過(guò)熱逐漸發(fā)展成嚴(yán)重過(guò)燒，等軸狀晶粒逐漸增多且發(fā)生長(zhǎng)大；3個(gè)方向抗拉強(qiáng)度先降低，然后在480 ℃時(shí)忽然升高，斷后伸長(zhǎng)率均明顯下降，在480 ℃時(shí)L向及LT向斷后伸長(zhǎng)率為0；拉伸斷裂機(jī)制由穿晶斷裂與沿晶斷裂的混合斷裂機(jī)制逐漸發(fā)展成以沿晶斷裂為主。

2) 經(jīng)475 ℃高溫短時(shí)固溶處理0～7 min的Al-Zn-Mg-Cu合金鍛件，隨著時(shí)間的增加，晶界殘留第二相數(shù)量逐漸減少且尺寸逐漸減小，由未過(guò)燒逐漸向輕度過(guò)熱、輕度過(guò)燒發(fā)展；在3 min時(shí)，3個(gè)方向抗拉強(qiáng)度與斷后伸長(zhǎng)率逐漸上升，超過(guò)3 min后，3個(gè)方向抗拉強(qiáng)度與斷后伸長(zhǎng)率變化規(guī)律不一致，其中LT向斷后伸長(zhǎng)率明顯下降；拉伸斷裂機(jī)制由穿晶斷裂與沿晶斷裂的混合斷裂機(jī)制逐漸發(fā)展成以沿晶斷裂為主。

3) 對(duì)比高溫短時(shí)固溶處理不同溫度與時(shí)間下的組織及性能結(jié)果，推薦高合金化Al-Zn-Mg-Cu合金鍛件的高溫短時(shí)固溶處理制度為475 ℃×3 min。采用該制度時(shí)，45°方向抗拉強(qiáng)度最低，為685 MPa；LT向斷后伸長(zhǎng)率最低，為4.7%。