固溶處理制度對(duì)7050 鋁合金組織與性能的影響

曾 舟 黃 瓊 苗景國 康人木 李艷麗 羅 麗

（1.四川工程職業(yè)技術(shù)學(xué)院，德陽 618000；2.四川省航空材料檢測(cè)與模鍛工藝技術(shù)工程實(shí)驗(yàn)室，德陽 618000；3.德陽市產(chǎn)品質(zhì)量監(jiān)督檢驗(yàn)所，德陽 618000）

7050 鋁合金屬于Al-Zn-Mg-Cu 系鋁合金，是一種可熱處理強(qiáng)化的超硬鋁合金材料，具有高強(qiáng)度、高韌性和較好的耐腐蝕性能，被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域[1-3]。本文結(jié)合國內(nèi)外研究熱點(diǎn)，研究了第二級(jí)固溶溫度對(duì)合金組織和性能的影響，以期對(duì)工藝生產(chǎn)提供參考借鑒。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料采用某公司厚為50 mm 的軋制板材，將其制備成標(biāo)準(zhǔn)圓棒狀拉伸試樣和規(guī)格為20 mm×20 mm×3 mm 的結(jié)構(gòu)方程模型（Structural Equation Modeling，SEM）觀察樣，材料化學(xué)成分（wt%）如表1 所示。實(shí)驗(yàn)過程中，采用RX3-45-9 型中溫保護(hù)氣氛箱式爐對(duì)試樣進(jìn)行單、雙級(jí)固溶處理，單級(jí)固溶制度為475 ℃/2 h，雙級(jí)固溶制度為450 ℃/1 h+（470 ℃/1 h、475 ℃/1 h、480 ℃/1 h、485 ℃/1 h、490 ℃/1 h、495 ℃/1 h、500 ℃/1 h）；兩種固溶處理淬火溫度均為室溫，淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間≤10 s。觀察過程中，采用Z250rTL 型智能拉伸試驗(yàn)機(jī)和VHMT 顯微維氏硬度計(jì)測(cè)試抗拉強(qiáng)度與顯微硬度，采用Apreo場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察組織及斷口形貌。

表1 材料化學(xué)成分（wt%）

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能

試樣經(jīng)不同二級(jí)固溶處理的抗拉強(qiáng)度、硬度測(cè)試曲線如圖1 所示。由圖1 可知，在試驗(yàn)溫度范圍內(nèi)，試樣的抗拉強(qiáng)度和硬度會(huì)隨固溶溫度變化呈雙峰值規(guī)律變化，且峰值溫度相同，均為480 ℃與495 ℃，對(duì)應(yīng)抗拉強(qiáng)度分別為491 MPa 和498 MPa，硬度分別為161 HV 和165 HV。其原因應(yīng)在于：在470～480 ℃時(shí)，試樣基體η 相隨固溶溫度升高在478 ℃左右就會(huì)完全溶解，高熔點(diǎn)S 相則部分溶解，金元素固溶導(dǎo)致晶格畸變、位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力增大、強(qiáng)度和硬度不斷攀升；在480～490 ℃時(shí)，試樣發(fā)生再結(jié)晶且晶粒逐漸長大，位錯(cuò)和低角度晶界等缺陷大量消失，使強(qiáng)度、硬度降低[4]；在490～495 ℃時(shí)，隨固溶溫度升高，S 相大量溶解，合金固溶程度進(jìn)一步提高，而再結(jié)晶過程處于相對(duì)穩(wěn)態(tài)，因此抗拉強(qiáng)度再次升高；當(dāng)固溶溫度到達(dá)500 ℃時(shí)，合金發(fā)生過燒，導(dǎo)致強(qiáng)度、硬度驟然下降[5]。經(jīng)測(cè)試，單級(jí)固溶處理試樣的抗拉強(qiáng)度和硬度分別為482 MPa 和153 HV，因此，合理的雙級(jí)固溶處理有利提升7050 鋁合金的強(qiáng)度和硬度。

圖1 不同第二級(jí)固溶溫度下的試樣強(qiáng)度和硬度

2.2 顯微形貌

不同固溶狀態(tài)下試樣的SEM 觀察結(jié)果見圖2。由圖2 可知，雙級(jí)固溶制度下，當(dāng)?shù)诙?jí)固溶溫度低于480 ℃時(shí)，合金基體存在較多尺寸粗大、形狀各異的第二相殘留，如圖2（a）和圖2（b）所示。隨著第二級(jí)固溶溫度升高，這種殘留第二相的尺寸會(huì)逐漸減小，當(dāng)達(dá)到485 ℃后，其尺寸顯著減小，如圖2（c）～圖2（f）所示。其原因在于，較低溫度下，高熔點(diǎn)第二相難以固溶，而隨溫度升高，第二相被促進(jìn)溶解。當(dāng)?shù)诙?jí)固溶溫度達(dá)到500 ℃時(shí)，合金出現(xiàn)局部過燒，部分晶界局部復(fù)熔加寬，并在3 晶粒交界處形成復(fù)熔三角形，晶內(nèi)出現(xiàn)復(fù)熔共晶球，如圖2（g）中箭頭A、B、C 所示。其原因在于，該固溶溫度接近試驗(yàn)材料中低熔點(diǎn)共晶體的熔點(diǎn)。單級(jí)固溶態(tài)下合金基體上第二相粒子分布如圖2（h）所示，殘留的粗大第二相尺寸和數(shù)量介于圖2（b）和圖2（c）之間。

圖2 不同固溶狀態(tài)下的7 試樣微觀組織

2.3 斷口形貌

不同固溶狀態(tài)下的試樣斷口微觀形貌如圖圖3 所示，由圖3 可以看出，試樣斷口微觀形貌均顯示為韌窩形穿晶斷裂，且韌窩和撕裂組織大小、深淺不一，但圖3（a）內(nèi)多數(shù)韌窩中存在大量顆粒狀第二相粒子或雜質(zhì)，圖3（b）內(nèi)韌窩中的第二相粒子明顯減少甚至消失。這是因?yàn)榈诙?jí)高溫固溶過程中，大量高熔點(diǎn)第二相得以溶解進(jìn)入基體，這與上文中SEM 觀察結(jié)果一致。

圖3 不同固溶狀態(tài)下的試樣斷口微觀形貌

3 結(jié)論

（1）相對(duì)單級(jí)固溶處理，雙級(jí)固溶處理有助提升7050 鋁合金試驗(yàn)材料的力學(xué)性能。

（2）對(duì)于雙級(jí)固溶處理，隨第二級(jí)固溶溫度升高，試驗(yàn)材料的強(qiáng)度和硬度在480 ℃和495 ℃時(shí)呈現(xiàn)雙峰值，分別為491 MPa、498 MPa 和161 HV、165 HV，但當(dāng)溫度達(dá)到500 ℃時(shí)，試樣基體產(chǎn)生局部過燒，導(dǎo)致力學(xué)性能驟然降低。

（3）單、雙級(jí)固溶態(tài)試樣斷口形貌均表現(xiàn)為韌窩形穿晶斷裂，但與單級(jí)固溶態(tài)試樣相比，雙級(jí)固溶態(tài)試樣韌窩內(nèi)第二相粒子顯著減少。