均勻化處理對7A55鋁合金組織與性能的影響

李忠盛， 潘復生， 吳護林， 陳韻如

(1.重慶大學材料科學與工程學院，重慶400030;2.中國兵器工業第五九研究所，重慶400039;3.重慶理工大學，重慶400054)

Al-Zn-Mg-Cu超高強度鋁合金由于具有較高的室溫強度和良好的綜合性能，廣泛應用于航空航天、汽車制造和先進武器系統等工程領域［1～3］。通過提高Zn，Mg，Cu等合金元素含量和純度，美國鋁業公司生產的7055鋁合金是目前變形鋁合金中強度最高的合金，而且斷裂韌度好、抗疲勞裂紋擴展能力強［4］，已成為航天航空新一代輕質高強結構材料。由于合金元素含量較高，Al-Zn-Mg-Cu系合金在鑄造過程中極易產生嚴重的枝晶偏析，形成大量的非平衡凝固共晶組織，必須通過均勻化處理消除或降低化學成分和組織不均勻性，提高鑄錠的熱加工塑性，同時使低熔點第二相充分溶解，為后續固溶和時效處理作準備。

7A55鋁合金中Zn，Mg，Cu合金元素總量超過12%，鑄錠均勻化處理過程易過燒與強化元素溶解不充分、分布不均勻之間的矛盾更為突出。因此，均勻化處理是該材料能否獲得理想工藝性能和使用性能的重要環節。有關研究表明［5，6］，Al-Zn-Mg-Cu合金在均勻化期間存在由初生低熔點產物向高熔點產物的轉變現象，目前人們研究7A55鋁合金均勻化處理工藝時，主要考慮單級均勻化溫度和保溫時間對合金微觀組織與性能的影響［7～10］，在雙級均勻化方面的研究少見報道。為此，本工作研究了單級均勻化和雙級均勻化工藝對鑄態7A55鋁合金組織和性能的影響規律，以期為優化高合金元素鋁合金的均勻化處理工藝提供理論和實驗依據。

1 實驗材料及方法

合金的名義成分(質量分數/%)為：Zn 8.0，Mg 2.5，Cu 1.5，Zr 0.18，Cr 0.15，Mn 0.15，余量Al。采用99.99%高純鋁為原料，在電阻爐中進行熔煉，其中Cu，Cr，Mn，Zr以中間合金形式加入。熔煉溫度控制在700～740℃，采用質量分數為0.2%～0.4%的六氯乙烷(C2Cl6)精煉，靜置10～15min后澆入直徑為45mm的金屬模中。

在NETZSCH公司的綜合熱分析儀(STA 449C)上進行差熱分析實驗，以確定非平衡低熔點共晶的熔化熱效應溫度及其峰值，初步確定均勻化溫度，升溫速率為20℃/min。由圖1所示DSC分析曲線可知，加熱過程中鑄態合金第二相轉變在475.1℃和483.1℃溫度范圍內進行，說明在此溫度范圍，合金的非平衡低熔點共晶開始發生熔化?？紤]到實際均勻化加熱速率遠遠低于DSC試驗中的加熱速率，為了防止加熱過程中合金內部組織發生過燒，一般均勻化工藝采取的溫度上限均低于測定溫度。

圖1 鑄態7A55鋁合金DSC分析Fig.1 DSC analysis of the as-cast 7A55 aluminum alloy

根據均勻化退火工藝規程制定原則，本實驗選取450℃為單級均勻化溫度，分別保溫24h，48h，60h，72h，均勻化處理在熱風循環退火爐中進行，保溫結束后出爐空冷。在優化出單級均勻化工藝基礎上，進行雙級均勻化處理，第二級均勻化溫度為470℃，分別保溫6h，12h，24h，36h。均勻化處理后的試樣采用金相顯微鏡和掃描電鏡定性觀測殘留相的大小、數量、分布和形貌等特征，并利用MIAS軟件定量分析殘留相比例。金相試樣采用混合酸(HF為1.0mL，HCl為1.5mL，HNO3為2.5mL，H2O為95mL)進行腐蝕。不同均勻化工藝處理的試樣進行硬度測量，并在 MTS材料試驗機上測試鑄態、450℃/60均勻化、450℃/60h+470℃/12h均勻化試樣的力學性能，對比分析不同均勻化制度對合金塑性的影響。

2 實驗結果

2.1 均勻化處理前的顯微組織

圖2為實驗合金均勻化處理前的顯微組織?？梢?，鑄態組織由樹枝狀的α(Al)相和枝晶間的低熔點共晶組成，基體α(Al)呈等軸狀，低熔點共晶相主要為S相、T相［11］。主要合金元素Zn，Mg，Cu以非平衡共晶的形式在枝晶網絡上富集，造成鑄錠成分偏析，極大地影響了后續加工性能。

圖2 均勻化處理前的顯微組織Fig.2 Microstructure of the as-cast 7A55 aluminum alloy

2.2 不同條件單級均勻化處理后合金的組織和性能

圖3為不同保溫時間單級均勻化處理樣品的顯微組織。對比可以看出，隨著保溫時間延長，非平衡共晶的數量減少，連續分布的共晶逐漸轉變為斷續網狀，而且尺寸小的部分比較容易被溶解，殘留共晶的外形逐漸被球化，但總體而言，殘留的共晶仍然較多。當保溫時間為24h時，合金偏析現象仍然明顯，基體析出相數量較少，如圖3a所示;當保溫時間為48h時，非平衡共晶逐漸溶解，且基體析出相數量增多，分布變得均勻;保溫時間進一步延長至60h時，擴散更加充分，非平衡共晶向斷續網狀轉變;當保溫時間為72h時，易溶共晶基本呈斷續網狀分布，且基體析出相數量進一步增加，均勻性提高，但相比圖3c難溶共晶的數量及分布狀態基本上沒有什么變化。

圖3 不同保溫時間單級均勻化處理樣品的顯微組織Fig.3 Microstructures of 7A55 aluminum alloy after single homogenization under different holding time (a)24h;(b)48h;(c)60h;(d)72h

圖4為單級均勻化條件下殘留共晶比例和硬度隨保溫時間的變化曲線，其中時間為0的點表示鑄態合金的共晶比例和硬度。可見，鑄態合金的共晶比例約為15.2%，隨著均勻化時間延長，共晶比例明顯下降，在開始的24h迅速下降至9.6%，經過60h均勻化處理后，共晶比例下降至7.2%;鑄態合金的硬度為72HRB，其變化規律與殘留共晶比例變化規律相一致，經過60h均勻化處理后，硬度下降至60HRB。

2.3 不同條件雙級均勻化處理后合金的組織和性能

單級均勻化研究表明，保溫時間對共晶相的特征、比例和合金硬度等有較大影響，但過分延長保溫時間效果并不明顯，最佳單級均勻化處理工藝為450℃/60h。

圖4 單級均勻化對殘留共晶比例和硬度的影響Fig.4 Effect of single homogenization on area fraction of residual eutectic and hardness (a)area fraction;(b)hardness

圖5為不同保溫時間雙級均勻化處理樣品的顯微組織。對比可以看出，合金經雙級均勻化處理后，非平衡共晶的數量顯著減少，基體析出相尺寸變大，且分布更加均勻;保溫時間從12h延長到36h，殘留共晶數量及分布狀態變化不大。說明在此條件下過分延長保溫時間并不能有效改善均勻化效果。但均勻化時間延長至36h時，二次枝晶間距變大。

圖5 不同保溫時間雙級均勻化處理樣品的顯微組織Fig.5 Microstructures of 7A55 aluminum alloy after two-stage homogenization under different holding time (a)6h;(b)12h;(c)24h;(d)36h

圖6為雙級均勻化條件下殘留共晶比例和硬度隨保溫時間的變化曲線，其中時間為0的點表示經450℃/60h均勻化處理后合金的殘留共晶比例和硬度?？梢?，在雙級均勻化溫度下保溫適當時間，殘留共晶數量較單級均勻化顯著降低，當保溫時間為12h時，共晶比例僅為2.3%，繼續延長保溫時間則變化不大;在雙級均勻化條件下保溫12h時，合金硬度為55HRB，相比鑄態和單級均勻化處理的合金硬度降低，而繼續延長保溫時間，硬度變化不大。

圖7為鑄態和兩種條件均勻化后7A55鋁合金的抗拉強度及伸長率?？梢姡?A55鋁合金經50℃/ 60h單級均勻化處理后，合金抗拉強度由鑄態時的365MPa下降至288MPa，伸長率急劇上升，由2.1%增大到11.2%;而經450℃/60h+470℃/12h雙級均勻化處理后合金抗拉強度并未降低，但伸長率進一步增大至15.3%。

3 分析與討論

合金由液態轉變為固態過程中，對溶質的溶解能力會產生突變，固相中不能容納的溶質原子富集在結晶前沿的液體層中，如Zn，Mg，Cu等溶質分配系數K＜1的合金元素傾向于在晶界和枝晶邊界集中;而Cr，Mn，Zr等溶質分配系數K＞1的合金元素則傾向于在枝晶網絡內集中［12，13］。因此，必須進行均勻化處理，消除非平衡相，改善合金顯微組織，提高合金的后續加工性能。

圖6 雙級均勻化對殘留共晶比例和硬度的影響Fig.6 Effect of two-stage homogenization on area fraction of residual eutectic and hardness (a)area fraction;(b)hardness

圖7 鑄態和兩種條件均勻化后7A55鋁合金抗拉強度及伸長率Fig.7 Strength and elongation of as-cast and homogenized samples

雙級均勻化能使非平衡共晶盡量減少，有利于提高合金性能，特別適用于第二相變化復雜的高合金化合金［14］。為了防止過燒，單級均勻化處理溫度一般較低，合金元素擴散困難，非平衡共晶溶解速率較慢;隨著保溫時間延長，一部分低熔點共晶逐漸被溶解，另一部分低熔點共晶逐漸轉變為高熔點共晶［5，6］。由于未達到熔點溫度，高熔點共晶基本上不溶解，即使延長時間，效果也不大。因此，單級均勻化處理后殘留共晶數量較多。第一級均勻化處理后合金過燒溫度升高，進行第二級均勻化處理時可適當提高均勻化溫度，加快合金元素擴散速率，并且經過單級均勻化后，殘留共晶尺寸已較小，促使殘留共晶更容易溶解。所以，在第二級均勻化處理階段只要保溫較短暫的時間就能使殘留共晶大量溶解，最后只剩下少部分難溶雜質相。

均勻化處理制度的主要參數是加熱溫度和保溫時間。根據菲克第一定律，在單位時間內，通過單位面積擴散物質的量與垂直該截面方向物質的濃度梯度成正比［15］，即：

式中，J為單位時間內通過單位面積擴散物質的量; D為擴散系數，與合金的本質、固溶體類型、成分、晶粒尺寸、溫度有關，可用阿累尼烏斯公式表示為：

式中，D0為常數;Q為擴散激活能;R為氣體常數; T為熱力學溫度。由此可知，加熱溫度越高，擴散速率越快;隨著擴散過程的進行逐漸減少，說明擴散速率隨著保溫時間的延長由快變慢，因此均勻化處理前期組織變化明顯，繼續延長保溫時間組織變化則不明顯，如圖4a和圖6a所示。

合金硬度與基體的過飽和程度、第二相的大小、形態和物相結構密切相關。在鑄態條件下，合金的物相結構為非平衡的過飽和固溶體和枝晶間粗大的非平衡共晶，由于基體過飽和程度高，再加上非平衡共晶和殘余應力的存在，造成合金硬度較高;均勻化處理后，非平衡共晶充分溶解，殘余應力消除，而且過飽和固溶體分解，在冷卻過程中析出大量無強化效果的平衡第二相，使得合金硬度下降。從圖7對比可知，均勻化處理使合金室溫下塑性顯著提高，這必將改善熱、冷加工變形性能，降低熱軋開裂的危險，改善熱軋帶板的邊緣狀態，可提高擠壓制品的擠壓速率，而且雙級均勻化處理工藝比單級均勻化的效果更佳。

4 結論

(1)經450℃單級均勻化處理后，7A55鋁合金殘留的共晶仍然較多;保溫60h時殘留共晶比例由鑄態合金的 15.2%減少至 7.2%，合金硬度由72HRB降低至 60HRB，伸長率由 2.1%增大至11.2%。

(2)經450℃/60h+470℃雙級均勻化處理后，7A55鋁合金非平衡共晶的數量顯著減少，冷卻過程中有大量平衡第二相析出;保溫12h時殘留共晶比例僅為2.3%，合金硬度下降至55HRB，伸長率增大至15.3%。

(3)在本實驗條件下，7A55合金適宜的均勻化處理工藝為450℃/60h+470℃/12h。

［1］MUKHOPADHYAY A K.High strength aluminum alloys for structural application［J］. Metals Materials and Processes，2007，119(1)：1-6.

［2］CHEN K H，LIU H W，ZHANG Z，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.

［3］黃敏，陳軍洲，戴圣龍，等.時效狀態對7055鋁合金疲勞裂紋擴展速率的影響［J］.航空材料學報，2008，28 (6)：23-26.

［4］KUKASAK D A，HART R M.Aluminum alloy development efforts for compression dominated structure of aircraft［J］.Light Metal Age，1991，49(5)：11-15.

［5］FAN X G，JIANG D M，MENG Q C，et al.The microstructural evolution of an Al-Zn-Mg-Cu alloy during homogenization［J］.Materials Letters，2006，60：1475-1479.

［6］孫鳳仙，高鳳華，李念奎，等.A1-6.1Zn-2.6Mg-1.6Cu超高強鋁合金鑄錠均勻化處理研究［J］.輕合金加工技術，2007，35(1)：16-19.

［7］劉曉濤，董杰，崔建忠，等.高強鋁合金均勻化熱處理［J］.中國有色金屬學報，2003，13(4)：909-913.

［8］賀永東，張新明，游江海.7A55合金均勻化處理［J］.中國有色金屬學報，2006，16(4)：638-644.

［9］黃繼武，尹志民，李杰，等.均勻化處理對7055合金硬度和電導率的影響［J］.稀有金屬，2004，28(1)：175 -178.

［10］仲志國，左秀榮，翁永剛，等.變形鋁合金均勻化熱處理的應用現狀與研究進展［J］.輕合金加工技術，2006，34(1)：10-13.

［11］韓劍，戴起勛，李桂榮，等.稀土釔對7055鋁合金鑄態組織的影響［J］.材料工程，2009，4：67-70.

［12］NAKAI M，TAKEHIKO E.New aspects of development of high strength Al alloys for aerospace applications［J］. Materials Science and Engineering(A)，2002，285：62-68.

［13］SCHAFFER G B，HUO S H.The effect of trace elements on the sintering of an Al-Zn-Mg-Cu-Zr alloy［J］.Acta Materialia，2001，49：2671-2678.

［14］李國鋒，張新明，朱航飛，等.均勻化處理對7B50鋁合金的組織與性能的影響［J］.特種鑄造及有色合金，2008，28(5)：344-347.

［15］梁博，張志峰，陳春生，等.均勻化退火對過共晶Al-17Si合金組織和性能的影響［J］.金屬熱處理，2009，34(12)：18-22.