雙級固溶工藝對7050鋁合金組織與力學(xué)性能的影響

姜中濤，汪 鑫，周志明，林海濤，楊緒盛，代芳芳

(1.重慶文理學(xué)院 新材料技術(shù)研究院，重慶 402160;2.重慶理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400054；3.西南鋁業(yè)(集團(tuán))有限責(zé)任公司，重慶 401326)

鋁及其合金，特別是7050鋁合金作為一種優(yōu)良的結(jié)構(gòu)材料，具有比強(qiáng)度高、密度小、抗腐蝕性能優(yōu)越等特點(diǎn)，已被廣泛應(yīng)用于汽車、航空航天、軍事工業(yè)等領(lǐng)域[1-3]。近年來，我國對二三線城市支線飛機(jī)的需求量大，7050鋁合金作為能承受高負(fù)荷零部件的關(guān)鍵材料[4](如飛機(jī)起落架室、機(jī)身、機(jī)翼、托架等重要部件)，顯得尤為重要。

鍛造態(tài)7050鋁合金中存在的第二相主要有η相(MgZn2)、難溶S相(Al2CuMg)和含F(xiàn)e(Al7Cu2Fe)不溶雜質(zhì)相[5-6]。這些尺寸大于1 μm的粗大第二相在合金變形過程中，容易引起應(yīng)力集中，并誘發(fā)裂紋擴(kuò)展，以及引起微電偶腐蝕[7]。因此，7×××系鋁合金的超高性能很大程度上依賴于熱處理工藝，特別是固溶和隨后的時(shí)效熱處理，其中固溶處理是最主要和關(guān)鍵的步驟[8-9]，是時(shí)效強(qiáng)化的第一步。

早期學(xué)者研究表明[10-12]，常規(guī)單級固溶過程中，單純依靠升高固溶溫度，并不能使合金中第二相充分固溶到基體中，但溫度過高合金晶粒顯著長大，反而會降低合金性能。與常規(guī)固溶相比[13]，雙級固溶處理是通過逐步提高固溶溫度，升高多相共晶溫度，從而避免發(fā)生組織過燒的熱處理方法。強(qiáng)化固溶后，合金中未溶相得到充分溶解，粗大析出相大量減小，組織均勻性得到提高。最重要的是提高了合金元素的固溶程度，為時(shí)效強(qiáng)化的進(jìn)行增加了驅(qū)動力，進(jìn)而提高合金的強(qiáng)度、韌性等性能。近期，Wang等[14]研究表明，Al-Zn-Mg-Cu合金經(jīng)過雙級固溶+非等溫時(shí)效的熱處理后，具有優(yōu)異的硬度(195.7 HV)和抗拉強(qiáng)度(680 MPa)，接近于T6熱處理態(tài)，同時(shí)具有更加優(yōu)異的抗晶間腐蝕和剝落腐蝕性能。目前，對7×××系鋁合金雙級固溶的研究主要集中在固溶后合金的組織變化，而對雙級固溶過程中的組織演變研究較少。

為此，本文以航空用鍛造態(tài)7050鋁合金為研究對象，主要研究雙級固溶過程中的組織演變，以及雙級固溶+雙級時(shí)效(T74)對合金微觀組織、力學(xué)性能和導(dǎo)電率的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為航空用鍛造態(tài)7050鋁合金，合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為6.5Zn、2.5Cu、2.2Mg、0.12Zr，余量Al。合金固溶和時(shí)效熱處理工藝路線如圖1所示。固溶分為兩種方式，一是雙級固溶處理：450 ℃保溫1 h，然后1.5 h升溫到495 ℃，最后在495 ℃下保溫0.5 h；二是作為對比試樣，常規(guī)單級固溶處理：477 ℃下保溫4 h。兩種固溶處理的淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間都小于15 s，66 ℃水淬。試樣分別經(jīng)雙級固溶和常規(guī)單級固溶后，接著進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效處理在鼓風(fēng)干燥箱內(nèi)進(jìn)行，工藝為雙級時(shí)效(T74)即121 ℃×4 h+177 ℃×5 h。

圖1 熱處理工藝流程圖

為了研究雙級固溶過程中的組織演變，在固溶的各個(gè)階段淬火取樣，如圖1所示的A、B、C點(diǎn)，對比試樣為單級固溶淬火試樣(圖1中D點(diǎn))。合金微觀組織觀察的試樣經(jīng)過粗磨、細(xì)磨、拋光、腐蝕處理，腐蝕劑為Graff Seagent試劑(試劑成分為1 mL HF+16 mL HNO3+3 g CrO3+83 mL H2O)，通過Gemini SEM-300型掃描電鏡及其配套的能譜儀(EDX)對固溶前后以及時(shí)效后的微觀組織進(jìn)行分析。用透射電鏡表征時(shí)效析出相，將φ3 mm×0.8 mm的透射電鏡試樣先粗磨再細(xì)磨到80 μm，然后進(jìn)一步采用雙噴減薄方法制備，雙噴試劑為30%硝酸+70%甲醇(體積分?jǐn)?shù))，溫度為-20～-30 ℃，直流電壓為15 V。按照ASTM B557-2006，用線切割機(jī)加工板狀拉伸試樣，每個(gè)熱處理工藝取3個(gè)試樣，在WDW-200電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸性能試驗(yàn)。電導(dǎo)率測試按照GB/T 12966—2008《鋁合金電導(dǎo)率渦流測試方法》進(jìn)行測量，每個(gè)試樣測量3個(gè)試驗(yàn)點(diǎn)，取平均值作為試樣的電導(dǎo)率，導(dǎo)電率=電導(dǎo)率/58×100%。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 固溶處理對第二相演變的影響

圖2為鍛態(tài)7050鋁合金的SEM圖。由圖2可以看出，合金中有大量非平衡凝固的第二相組織。經(jīng)EDX能譜分析，合金中大量均勻細(xì)小、尺寸為1～3 μm的棒狀第二相主要含Mg和Zn兩種元素，推測為η相(MgZn2)；少量近球形第二相中Cu/Mg原子比約為1，推測為難溶S相(Al2CuMg)；還有極少量有明顯棱邊的粗大第二相，其Cu/Fe原子比約為2，推測此相為不溶的雜質(zhì)相Al7Cu2Fe。一般而言，7×××系超硬鋁合金中主要的強(qiáng)化相為MgZn2、T(Al2Zn3Mg3)、S(Al2CuMg)，而時(shí)效效果主要由MgZn2和T相提供，S相的強(qiáng)化效果不大。但是，由于工業(yè)鋁合金的時(shí)效處理一般在180 ℃以下進(jìn)行，而時(shí)效溫度大于200 ℃才會發(fā)生T相的析出，因此T相對7×××系合金的強(qiáng)化無貢獻(xiàn)，MgZn2相是鍛態(tài)7050鋁合金的主要強(qiáng)化相，而在固溶處理過程中，S相和雜質(zhì)相很難消除，其存在會大大降低合金的斷裂韌性及力學(xué)性能。

圖2 鍛態(tài)7050合金的SEM照片

圖3為7050鋁合金固溶處理過程中不同保溫階段的淬火組織照片。其中圖3(a～c)為雙級固溶各個(gè)階段的組織，圖3(d)為對比試樣經(jīng)單級固溶處理的淬火組織。由圖1可知，雙級固溶處理分為3個(gè)階段，第一階段為450 ℃保溫1 h；第二階段為1.5 h升溫到495 ℃；第三階段為495 ℃保溫0.5 h。與鍛造態(tài)組織相比(見圖2)，第一階段保溫結(jié)束后(A點(diǎn))，合金中η相完全消失，如圖3(a)中只觀察到類球形的S相和雜質(zhì)Al7Cu2Fe相；隨著溫度升高到495 ℃，第二階段保溫結(jié)束(B點(diǎn))，合金中S相大量減少，而雜質(zhì)Al7Cu2Fe相依然存在(圖3(b))；當(dāng)495 ℃保溫0.5 h后(C點(diǎn))，合金中只有少量Al7Cu2Fe相存在(圖3(c))，難溶S相完全消失。由此可見，盡管最終固溶溫度較高，超過7050鋁合金的共晶點(diǎn)486 ℃[15]，但是組織并未發(fā)生過燒。這是由于合金中多種相的熱穩(wěn)定性和固溶程度不同，在不同升溫階段中，當(dāng)某一相溶解后，增加了剩余相的共晶溫度。對比單級固溶處理如圖3(d)所示(D點(diǎn))，合金中還剩余大量的S相和Al7Cu2Fe相，且尺寸較大，這不利于合金性能的提高。雙級固溶可大幅增加固溶飽和度，消除粗大的第二相，從而更好地為時(shí)效處理做好準(zhǔn)備。

圖3 圖1中不同固溶階段7050合金的SEM圖片

2.2 固溶處理對性能的影響

圖4為7050鋁合金經(jīng)單級固溶+雙級過時(shí)效(T74)處理、雙級固溶+T74時(shí)效處理的室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線，表1為合金性能數(shù)據(jù)。可以看出，7050鋁合金經(jīng)雙級固溶+T74時(shí)效處理后，強(qiáng)度顯著高于單級固溶+T74時(shí)效處理，抗拉強(qiáng)度達(dá)到611.9 MPa，屈服強(qiáng)度達(dá)到587.5 MPa，而伸長率與單級固溶相比變化不大，為13.5%。因此，相同時(shí)效工藝下，雙級固溶的合金強(qiáng)度顯著高于單級固溶，且保持較好的伸長率。

圖4 不同固溶工藝+雙級時(shí)效后7050鋁合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

表1 不同固溶工藝+雙級時(shí)效后7050鋁合金的性能

由表1可知，雙級固溶+T74處理合金的導(dǎo)電率明顯高于單級固溶+T74處理的合金，導(dǎo)電率為42.43%IACS，鋁合金的導(dǎo)電率與其時(shí)效處理時(shí)強(qiáng)化相析出程度有關(guān)。時(shí)效處理的過程，就是過飽和固溶體逐步析出溶質(zhì)原子過程，合金晶格畸變程度減小，內(nèi)應(yīng)力降低，從而電子運(yùn)動變得容易，導(dǎo)電率升高。對于同一時(shí)效處理的7050鋁合金，導(dǎo)電率越高，說明強(qiáng)化相析出程度越高。另外，導(dǎo)電率也是用來評價(jià)鋁合金抗應(yīng)力腐蝕開裂性能的方法，一般而言，導(dǎo)電率越高，抗應(yīng)力腐蝕開裂敏感性就越小。對于航空用7050鋁合金，導(dǎo)電率要求大于38%IACS，并在保證高強(qiáng)度的前提下，導(dǎo)電率越高越好。因此，雙級固溶+T74處理的7050鋁合金在保持較高力學(xué)性能的同時(shí)，更有利于提高其抗應(yīng)力腐蝕性能。

2.3 固溶處理對時(shí)效析出相的影響

7050鋁合金獲得高強(qiáng)度的機(jī)理主要是時(shí)效析出強(qiáng)化，即高溫固溶后形成過飽和固溶體，在低溫時(shí)效過程中析出細(xì)小(納米級)、彌散分布的第二相，從而阻礙位錯(cuò)運(yùn)動，提高合金強(qiáng)度。時(shí)效析出相的形貌、數(shù)量、分布等除了直接與時(shí)效工藝有關(guān)外，主要與固溶有關(guān)，雙級固溶過程減少了未溶相數(shù)量，提高了合金過飽和程度，使合金時(shí)效析出相變驅(qū)動力增加，析出相數(shù)量增加，合金強(qiáng)度升高。

為了分析不同固溶處理后雙級時(shí)效組織對試樣性能的影響，對試樣微結(jié)構(gòu)進(jìn)行高倍SEM觀察，圖5為不同固溶+雙級時(shí)效處理后7050鋁合金的微觀組織。由圖5可知，經(jīng)過雙級固溶+雙級時(shí)效后的合金，晶內(nèi)析出相的密度明顯高于單級固溶+雙級時(shí)效處理。提高7050鋁合金力學(xué)性能的主要措施是合適的時(shí)效處理工藝，同樣的時(shí)效工藝下，合金中獲得均勻、細(xì)小、高密度的析出相，可顯著阻礙位錯(cuò)運(yùn)動，提高合金的強(qiáng)度，這是雙級固溶+雙級時(shí)效處理后拉伸強(qiáng)度高于單級固溶+雙級時(shí)效處理的主要原因。另外，雙級固溶+雙級時(shí)效處理晶界析出相(Grain boundary precipitates, GBPs)尺寸較大，并呈明顯斷續(xù)狀，晶界無析出帶(Precipitation free zone, PFZ)寬度也較大。一般而言，7050鋁合金的耐腐蝕性與GBPs和PFZ密切相關(guān)。晶界是時(shí)效析出相的優(yōu)先形核位置，析出相的長大和粗化也伴隨著PFZ的形成[16]。GBPs的連續(xù)分布對鋁合金的耐蝕性是有害的，這是由于彌散分布的GBPs可以固定H原子，起到提高耐腐蝕性的目的。由2.2節(jié)分析可知，析出相的析出程度越高，合金的導(dǎo)電率就越高，且高導(dǎo)電率提高了合金的耐腐蝕性。TEM微觀組織分析表明，雙級固溶后的合金析出相密度高于單級固溶的合金，且GBPs呈斷續(xù)分布，PFZ較寬，都是獲得高導(dǎo)電率的原因。由此可知，微觀組織的差異決定了雙級固溶+雙級時(shí)效處理合金的導(dǎo)電率高于單級固溶+雙級時(shí)效處理合金。

圖5 不同固溶工藝+雙級時(shí)效后7050合金的微觀組織

3 結(jié)論

1)雙級固溶處理顯著提高了7050鋁合金的拉伸強(qiáng)度和導(dǎo)電率，同時(shí)保持較好的伸長率，抗拉強(qiáng)度為611.9 MPa，屈服強(qiáng)度為587.5 MPa，導(dǎo)電率為42.43%IACS，而伸長率為13.5%。

2)雙級固溶處理提升7050鋁合金強(qiáng)度和導(dǎo)電率的主要原因是，雙級固溶處理使難溶的Al2CuMg完全固溶，提高了合金的過飽和程度，增加晶內(nèi)時(shí)效析出相的數(shù)量，并使晶界析出相彌散化。