王少華, 鐘立偉, 馬志鋒

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

Al-Zn-Mg-Cu系(7×××系)超高強鋁合金因其具有低密度、高比強度、高韌性、易加工、耐腐蝕及經(jīng)濟耐用等優(yōu)點，被用于航空航天、軍事工業(yè)、交通運輸業(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，隨著對高強鋁合金的綜合性能要求的不斷提高，尤其是在強度方面，超高強鋁合金的制備往往需要添加高含量的合金化元素，以獲得更高的強度。對于高合金化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法在后續(xù)固溶熱處理過程中被消除，則容易導(dǎo)致合金在后續(xù)加工及服役過程中發(fā)生應(yīng)力集中和裂紋萌生[8-9]。據(jù)相關(guān)文獻報道[10]，常規(guī)的單級固溶制度溫度一般設(shè)置在多相共晶點以下，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)單級固溶處理后，快速升溫至高溫進行短時保溫處理的復(fù)合強化固溶工藝，可以有效促進高合金化Al-Zn-Mg-Cu合金中殘留相的溶解，從而提高時效態(tài)合金的強度。趙建吉等[12]對7085鋁合金的研究表明，強化固溶工藝使合金的強度明顯提升，同時保持較好的斷后伸長率。Sokolowski等[13]發(fā)現(xiàn)，與傳統(tǒng)的單級固溶工藝相比，結(jié)合第二級高溫短時固溶處理的復(fù)合強化固溶工藝可以使殘留富Cu相的數(shù)量減少且尺寸減小，進而使強度和斷后伸長率大幅提升。由此可見，在常規(guī)單級固溶工藝的基礎(chǔ)上進行高溫短時固溶處理，是提升超高強Al-Zn-Mg-Cu合金力學(xué)性能的一條重要途徑。

本文在常規(guī)單級固溶工藝的基礎(chǔ)上，研究高溫短時固溶處理溫度、時間對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題，并進一步提高合金強度的復(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 試驗材料與方法

試驗用超高強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)量分數(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)進行350 ℃×5 h退火后在室溫下進行壓縮變形，然后再進行473 ℃×4 h再結(jié)晶固溶處理并水淬至室溫。另將鍛坯進行等溫模鍛，然后在空氣爐中進行473 ℃×2 h固溶處理并水淬至室溫，接著進行高溫短時固溶處理并水淬至室溫，隨后進行135 ℃×16 h時效處理。為防止緩慢升溫過程對鍛件性能造成損傷，高溫短時固溶過程需在高精度鹽浴爐中進行。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燒點的溫度進行短時固溶處理。由前期試驗得知，等溫模鍛狀態(tài)試驗合金的過燒點為475 ℃，故擬定高溫短時固溶處理制度為①固溶溫度分別為475、476、478和480 ℃，固溶時間為5 min；②固溶溫度475 ℃，固溶時間分別為0、3、5和7 min。

從時效態(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型電子萬能材料拉伸試驗機上進行拉伸試驗，測試方法參照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》，拉伸速度為2 mm/min，每個方向的測定值取同一方向3個試樣的平均值。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 試驗結(jié)果與討論

2.1 高溫短時固溶處理對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+不同溫度高溫短時固溶處理5 min+135 ℃×16 h時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 ℃進行高溫短時固溶處理時，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)輕度過熱跡象；采用476 ℃進行高溫短時固溶處理時，晶界粗化，呈輕度過燒跡象(如圖1(b)所示)；溫度升高到478 ℃時，發(fā)生明顯過燒(如圖1(c)所示)；溫度升高到480 ℃時，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)生嚴重過燒(如圖1(d)所示)。

圖1 不同溫度高溫短時固溶處理5 min下時效態(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 ℃高溫短時固溶處理不同時間+135 ℃×16 h時效后的顯微組織如圖2所示?？梢钥闯?，鍛件在經(jīng)473 ℃×2 h 固溶處理后直接進行時效時，殘留第二相尺寸大且數(shù)量多，見圖2(a)。增加475 ℃×3 min短時高溫固溶處理后，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)，說明高溫短時固溶處理促進了第二相的分解。隨著保溫時間的延長，晶界殘留第二相數(shù)量及尺寸進一步減少，在短時高溫固溶處理時間為5 min時，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)輕度過熱跡象；短時高溫固溶處理時間延長至7 min時，三岔晶界明顯增多，晶界加粗，呈輕度過燒跡象(如圖2(c)方框區(qū)域所示)。

圖2 475 ℃高溫短時固溶處理不同時間下時效態(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 高溫短時固溶處理對鍛件力學(xué)性能的影響

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

圖3 不同溫度高溫短時固溶處理5 min下時效態(tài)鍛件的力學(xué)性能(a)抗拉強度；(b)伸長率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 ℃高溫短時固溶處理不同時間+135 ℃×16 h時效后的力學(xué)性能如圖4所示?？梢钥闯?，經(jīng)475 ℃×3 min高溫短時固溶處理后，3個方向抗拉強度都上升了30 MPa 左右，強度比未進行高溫短時固溶處理時提升了4%以上。3個方向斷后伸長率也呈上升趨勢，其中LT方向斷后伸長率變化最為明顯，由3.5%上升至4.7%。高溫短時固溶處理時間超過3 min后，隨著時間的延長，45°方向抗拉強度及斷后伸長率先上升后下降，在5 min時抗拉強度為694 MPa，斷后伸長率為7.1%，力學(xué)性能最佳；LT方向抗拉強度呈緩慢上升趨勢，斷后伸長率呈明顯下降趨勢，在3 min時，抗拉強度為775 MPa，斷后伸長率為4.7%，拉伸性能最佳。

圖4 475 ℃高溫短時固溶處理不同時間下時效態(tài)鍛件的力學(xué)性能(a)抗拉強度；(b)伸長率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 高溫短時固溶處理對斷口形貌的影響

等溫模鍛件經(jīng)473 ℃×2 h常規(guī)固溶處理+不同溫度高溫短時固溶處理5 min+135 ℃×16 h時效后沿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制，且在斷口中可發(fā)現(xiàn)大量細小的等軸晶粒。隨著高溫短時固溶處理溫度升高到476 ℃，等軸晶粒開始長大，如圖5(c， d)所示。當高溫短時固溶處理溫度達到478 ℃時，斷口形貌中可觀察到晶粒粗化現(xiàn)象，且斷裂機制以沿晶斷裂為主，如圖5(e， f)所示。當高溫短時固溶處理溫度達到480 ℃后，可觀察到晶粒開始發(fā)生嚴重粗化，對應(yīng)材料韌性明顯下降，如圖5(g， h)所示。

圖5 不同溫度高溫短時固溶處理5 min下時效態(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 ℃高溫短時固溶處理不同時間+135 ℃×16 h時效后沿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)高溫短時處理的斷口形貌為穿晶斷裂和沿晶斷裂的混合斷裂機制。當高溫短時固溶處理時間為3 min時，從斷口中可觀察到細小的等軸狀晶粒，如圖6(c，d)所示，說明此時存在合金沿等軸狀晶粒開裂的現(xiàn)象。當高溫短時固溶處理時間為5 min時，從斷口形貌中可觀察到大量的等軸狀晶粒，且斷裂機制以沿晶斷裂為主，如圖5(a，b)所示。當高溫短時固溶處理時間為7 min時，從斷口形貌中可觀察到晶粒開始發(fā)生粗化，且等軸晶粒開始長大，如圖6(e，f)所示。

圖6 475 ℃高溫短時固溶處理不同時間下時效態(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)及空位的過飽和度越高，時效后析出相體積分數(shù)越高且彌散度越高[14-15]。如不考慮過燒，最理想的狀態(tài)是殘留第二相全部溶解，要達到這一理想狀態(tài)，等溫模鍛狀態(tài)的合金要在高于475 ℃溫度進行固溶熱處理，而此溫度已達到合金的工程過燒點。再考慮到熱處理設(shè)備的精度，批量生產(chǎn)時，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)過飽和度和空位過飽和度，同時避免過燒帶來的性能損傷。本研究證明，高溫短時復(fù)合強化固溶處理是一條有效途徑。

由于溶解熱力學(xué)和動力學(xué)條件不同，Al-Zn-Mg-Cu系高強鋁合金在固溶過程中存在一定的固溶次序[16-17]。在473 ℃×2 h的固溶處理后，低熔點的第二相溶解速度快，先行溶入基體，與此同時，低溫長時固溶使非平衡相充分擴散，分布更加均勻，避免了低熔點相的局部集中引起的非平衡溶化，從而降低高溫短時處理時的過燒風險。在后續(xù)的高溫短時處理中，高溫使空位濃度及擴散系數(shù)快速升高，加快了高熔點難溶相的分解，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)過飽和度和空位過飽和度，短時保溫避免了過燒帶來的性能損傷。

試驗表明，進行高溫短時固溶處理時，固溶處理溫度提高，保溫時間應(yīng)相應(yīng)縮短，主要是因為處理溫度越高，合金出現(xiàn)過燒所需的時間越短?；谙嚓P(guān)理論[18-19]，溫度越高，擴散系數(shù)越大，空位濃度越大，提高溫度對合金性能的貢獻大于延長保溫時間的貢獻。但是實際處理過程中，由于零件較厚，熱量從零件外部傳入零件內(nèi)部從而使整個零件溫度場均勻需要一定時間，如果溫度過高，在很短的時間內(nèi)零件外部發(fā)生過燒而零件內(nèi)部還處于較低溫度，就無法發(fā)揮高溫短時固溶處理的作用。為進一步確定合適的高溫短時固溶處理參數(shù)，將試驗合金制備的鍛件在480 ℃下進行高溫短時固溶處理，然后進行135 ℃×16 h時效處理，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，高溫短時固溶處理時間為1 min時，鍛件的性能沒有明顯變化；時間延長至1.5 min以后，隨著時間的延長，鍛件的抗拉強度呈上升趨勢，在2.5 min時達到最高，但此時LT方向的斷后伸長率急劇下降。比較后得出，高溫短時固溶處理時間為2 min時，鍛件的綜合力學(xué)性能達到最佳匹配，與475 ℃×3 min高溫短時固溶處理時性能相當。由圖7可以看出，在高溫短時固溶處理時間為120 s時出現(xiàn)輕微過燒，150 s時發(fā)生明顯過燒。綜合考慮熱量傳遞使零件溫度場均勻所需的時間及實際生產(chǎn)的可操作性，合金高溫短時固溶處理采用475 ℃×3 min為宜。經(jīng)該參數(shù)高溫短時固溶處理后時效態(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)強化相，晶界沉淀相不連續(xù)，而且未觀察到無沉淀析出帶。許多研究證明，該形式的析出相可使合金具有較高的強度及耐腐蝕性能[20-21]。

圖7 480 ℃高溫短時固溶處理不同時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 ℃高溫短時固溶處理不同時間下鍛件的力學(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 ℃高溫短時固溶處理3 min下時效態(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，過燒程度從輕度過熱逐漸發(fā)展成嚴重過燒，等軸狀晶粒逐漸增多且發(fā)生長大；3個方向抗拉強度先降低，然后在480 ℃時忽然升高，斷后伸長率均明顯下降，在480 ℃時L向及LT向斷后伸長率為0；拉伸斷裂機制由穿晶斷裂與沿晶斷裂的混合斷裂機制逐漸發(fā)展成以沿晶斷裂為主。

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

3) 對比高溫短時固溶處理不同溫度與時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固溶處理制度為475 ℃×3 min。采用該制度時，45°方向抗拉強度最低，為685 MPa；LT向斷后伸長率最低，為4.7%。