固溶方式對Al-Zn-Mg-Cu合金組織及性能的影響

王經濤, 孫 寧, 余 浪, 李星輝, 麻 芳, 王永紅,程志遠, 郭豐佳

（1.山東南山鋁業股份有限公司 國家鋁合金壓力加工工程技術研究中心，山東 龍口 265713；2.山東南山科學技術研究院有限公司 山東省鋁合金壓力加工技術創新中心，山東 龍口 265713；3.煙臺南山學院 化學工程與技術學院，山東 龍口 265713）

交通運輸是國民經濟的基礎性、先導性產業，交通運輸業的發展水平與國民經濟密切相關，被喻為國民經濟“大動脈”。航空運輸作為交通運輸業的重要組成部分，不僅能夠加速城市間的物質、經濟流動，還能夠促進全球產業鏈及供應鏈的形成[1]。Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金具有比強度高、同等性能密度低、塑性變形優異和可加工性能好等優點，長期以來被廣泛應用于制造各種航空飛機的機翼梁、肋、機艙和機翼壁板、起落架、螺旋槳等高強度結構件[2-4]。

在Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金的生產工序中，固溶淬火處理占據重要地位。固溶淬火處理是指將Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金加熱至固溶相線以上的溫度并保溫一段時間，直至基體中的低熔點共晶第二相充分回溶，使基體處于過飽和固溶狀態，隨后通過快速冷卻（淬火處理），使呈過飽和狀態的鋁基體被保留下來，為后續合金的時效強化處理做準備[5-6]。在Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金的生產中，主要采用單級固溶、多級固溶及強化固溶三種固溶方式，但相比于單級固溶，多級固溶及強化固溶能夠使基體中第二相回溶更充分，使基體的過飽和度更大，更有利于提高后續合金板材的性能。但同時，多級固溶及強化固溶需控制的參數更繁瑣，工序更復雜[1，7-10]。Tang等[11]研究了單級固溶處理對鋁合金的微觀結構演變、拉伸性能和沖擊性能的影響，結果表明，合金中的Mg32（AlZnCu）49相顆粒在470 ℃保溫24 h后全部回溶，并且單級固溶保溫時間的延長能夠導致α-Al晶粒的快速生長。隨著單級固溶處理的進行，合金拉伸性能和沖擊韌性均迅速提高，在470 ℃保溫24 h達到最大峰值后又逐漸降低。Zhang等[12]研究了單級和多級固溶處理對7055鋁合金螺旋面型材顯微組織和性能的影響，研究結果表明，與傳統的單級固溶相比，多級固溶能夠促進基體第二相的溶解，且經多級固溶處理后，合金的晶間相呈明顯的不連續分布狀態，即多級固溶處理可以使合金在保證強度的條件下，擁有良好的耐蝕性能。Xu等[13]研究了多級固溶處理對軋制Al-6.22Zn-2.11Mg-2.39Cu合金微觀組織和力學性能的影響，探索了可溶性組分顆粒的溶解過程和部分再結晶晶粒結構之間的關系。結果表明，MgZn2顆粒在475 ℃下僅保持5 min后就可以完全回溶，而Al2CuMg顆粒的回溶相對困難，其完全回溶需要逐步進行固溶處理。通過在495 ℃的高溫下進行最終的固溶處理步驟，所有的Al2CuMg相顆粒都可以回溶，并且組織的再結晶分數仍可以控制在50%以下。

由上可見，目前國內外學者對Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金的固溶處理已經開展了較多研究，但是針對合金單級固溶與雙級固溶的對比系統性研究以及雙級固溶低溫保溫、高溫保溫具體參數的優化分析鮮有具體性報道。本工作以熱軋態Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金為基礎合金，對其分別進行單級固溶、低溫長時高溫短時雙級固溶以及低溫短時高溫長時雙級固溶處理，通過OM、SEM、DSC、EBSD等技術手段以及電導率測試等檢測方法，系統性對比分析了不同固溶方式對Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金組織及性能的影響，以期更大程度提高合金基體過飽和度，充分發揮合金元素的有效作用。

1 實驗材料及方法

實驗用Al-Zn-Mg-Cu系合金鑄錠采用半連續鑄造方法制備，鑄錠先后經過均勻化熱處理、鋸切銑面等工序后，最終熱軋至32 mm厚度，ICPOES檢測合金成分結果如表1所示。為保證合金在固溶處理過程中不發生組織過燒，對熱軋態板材進行DSC實驗，確定熱軋板中低熔點共晶相的溶解溫度，以進一步確定實驗所采用的固溶制度，具體固溶工藝參數如表2所示。

表2 Al-Zn-Mg-Cu系合金固溶處理工藝參數Table 2 Solution treatment process of Al-Zn-Mg-Cu aluminum alloy

固溶工藝探究實驗于熱空氣循環爐進行，試樣心部位置及爐膛均配備熱電偶以監測溫度，試樣心部到溫開始計時；采用金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡、能譜分析儀對熱軋態及不同固溶方式處理后的顯微組織、第二相及元素固溶情況進行分析；采用NANO SEM 450電鏡附帶EBSD檢測功能對最優固溶制度處理過的板材大小角度晶界、再結晶及織構占比情況進行表征與分析；采用差示掃描量熱儀判定合金熱軋態過燒溫度，并對不同固溶方式效果進行評估，升溫速率為10 ℃/min；采用D60K電導率測定儀分別對固溶處理前后合金的電導率進行測試。

2 實驗結果與分析

2.1 顯微組織分析

圖1為實驗用Al-Zn-Mg-Cu系合金熱軋態及固溶處理后金相顯微組織照片，可見，熱軋及固溶淬火處理后的板材組織內含有沿軋制方向呈鏈狀分布的第二相，并且由圖1可以看出，相對比熱軋態組織，經過固溶淬火處理后，板材組織內的第二相含量減少，尤其細小顆粒第二相已經基本消失不見，組織中僅剩下尺寸較大的相，表明熱軋板材經過固溶淬火處理之后，組織中的低熔點共晶第二相基本回溶。對比S1、S2、S3樣品的金相顯微組織照片可以看出，S2樣品組織中第二相含量與熱軋態板材第二相含量差別不大，S1樣品組織中第二相含量低于熱軋態板材和S2樣品但高于S3樣品，S3樣品組織中的第二相含量最低。表明經所制定固溶工藝制度所處理的樣品，S3樣品固溶程度最大，其次為S1樣品，S2樣品固溶程度較低。

圖1 Al-Zn-Mg-Cu系合金熱軋態及固溶處理后金相顯微組織 （a）熱軋；（b）S1；（c）S2；（d）S3Fig. 1 Microstructures of Al-Zn-Mg-Cu alloy after hot-rolling and solution treatment （a）hot-rolling；（b）S1；（c）S2；（d）S3

圖2為實驗用Al-Zn-Mg-Cu系合金熱軋態及固溶處理后SEM組織照片，表3為圖2（e），（f）標注相EDS能譜結果。通過對固溶處理后SEM組織的觀察，未見組織內存在過燒特征的復熔球形貌，表明所選擇固溶處理溫度合理，不會引起組織發生過燒[14-15]。從圖2（e）可以看出，熱軋態板材組織中存在大量沿軋制方向分布的第二相顆粒，并且主要有三種形貌，結合表3相元素占比情況可推斷出，三種相分別是細小彌散分布的短棒狀或顆粒狀MgZn2（η）相，襯度較暗的長棒狀或橢圓狀第二相Al2CuMg（S）相，呈不規則狀襯度較暗且尺寸大的第二相Al7Cu2Fe相。S相與Al7Cu2Fe相屬于組織遺留相，但S相經均勻化熱處理后，大部分會回溶至基體，僅剩小部分會遺留在組織中，但形狀趨于規則，呈長棒狀或橢圓狀。η相屬低熔點共晶相，能夠在均勻化熱處理及熱軋過程中回溶至基體，但是隨高溫冷卻過程又會重新析出[16]。通過對圖2 SEM組織分析，熱軋態板材經過固溶處理之后，基體組織中的細小彌散η相發生回溶，但組織內仍會存在尺寸較大的S相及Al7Cu2Fe相，并且通過對不同固溶制度下的第二相進行觀察，發現S2制度下樣品組織中仍存在沿軋制方向呈鏈狀分布的η相，但尺寸較熱軋態板材內的η相尺寸大大減小，表明該制度下η相雖能回溶至基體，但回溶效果及回溶程度較低。該現象主要與S2低溫長時保溫有關，一級固溶溫度較低，且保溫時間較長，故η相不能充分回溶。表4為Al-Zn-Mg-Cu系合金熱軋態及固溶處理后200倍 SEM照片第二相尺寸及含量統計表（每種工藝選取5張SEM照片進行統計，取平均值作為參考值），可以看出，熱軋態組織中第二相含量最高為2.97%，且第二相平均尺寸最大為2.45 μm。熱軋板材經固溶處理后，組織內的第二相含量及尺寸均發生不同程度的下降，第二相含量方面，S3樣品最低，為0.39%，相比于熱軋態板材組織第二相含量下降了86.87%；第二相平均尺寸方面，S1樣品最低，為2.09 μm，相比于熱軋態板材組織第二相尺寸下降了14.69%。

圖2 Al-Zn-Mg-Cu系合金熱軋態及固溶處理后SEM組織 （a）熱軋；（b）S1；（c）S2；（d）S3；（e）熱軋樣品放大組織；（f）S3樣品放大組織Fig. 2 SEM microstructures of Al-Zn-Mg-Cu alloy after hot-rolling and solution treatment （a）hot-rolling；（b）S1；（c）S2；（d）S3；（e）hot-rolling microstructure amplification；（f）S3 sample microstructure amplification

表3 Al-Zn-Mg-Cu系合金熱軋態及固溶處理后第二相元素成分（質量分數/%）Table 3 Proportion of second phase elements in Al-Zn-Mg-Cu alloy after hot rolling and solution treatment （mass fraction/%）

表4 Al-Zn-Mg-Cu系合金熱軋態及固溶處理后第二相尺寸及含量Table 4 Size and content of the second phase of Al-Zn-Mg-Cu alloy after hot-rolling and solution treatment

2.2 DSC分析

圖3為實驗用Al-Zn-Mg-Cu系合金熱軋態及固溶處理后的DSC熱分析曲線，由圖3可以看出，熱軋態DSC曲線中存在一個明顯的吸熱峰，吸熱峰的初始溫度和峰值溫度分別為477.86 ℃和480.42 ℃，結合相關資料可知[16]，該吸熱峰對應著（α+η）相的溶解，表示合金中的低熔點共晶第二相在477.86 ℃開始發生溶解，在480.42 ℃時溶解效應達到峰值。結合表5 DSC曲線參數及對比熱軋態、固溶處理后的DSC熱分析曲線可發現，板材經過固溶處理之后，（α+η）相的溶解峰減小，溶解峰對應的峰積分面積由熱軋態31.92 mJ降低到S3樣品對應的1.35 mJ，下降了95.77%，表明組織中（α+η）相的體積分數下降。對比S1、S2、S3的吸熱峰積分面積數據可以看出，S2的吸熱峰積分面積最大，表明該固溶工藝制度下樣品內的（α+η）相體積分數最大，反映出相比其他固溶工藝制度，S2的固溶效果欠佳，不能夠使基體內的低熔點共晶相最大程度回溶。對比S1與S3制度下的吸熱峰積分面積，S3峰面積最小，表明該固溶制度下的低熔點共晶相體積分數最小，其回溶程度最大。原因主要是S3制度為低溫短時高溫長時保溫，相比于S1制度，S3高溫固溶時間較長，從而導致低熔點共晶相的回溶程度較高，即S3樣品對應的吸熱峰積分面積最小。

圖3 Al-Zn-Mg-Cu系合金熱軋態及固溶處理后DSC熱分析曲線Fig. 3 DSC thermal analysis curves of Al-Zn-Mg-Cu alloy after hot rolling and solution treatment

表5 Al-Zn-Mg-Cu系合金熱軋態及固溶處理后DSC熱分析曲線參數Table 5 DSC thermal analysis curve parameters of Al-Zn-Mg-Cu alloy after hot rolling and solution treatment

2.3 電導率分析

鋁合金中的合金元素是影響合金電導率的主要因素之一，當合金元素在α-Al基體中作為溶質原子時，會促進基體形成晶格畸變，這種畸變會使電子通過材料的過程變得困難，強化對電子的散射作用，降低鋁合金的電導率[17-18]。圖4為實驗合金熱軋及固溶處理后的電導率變化趨勢，通過對實驗合金熱軋態及固溶處理后電導率數值（每組數據測試5組，取平均值作為參考值）的分析可知，熱軋態板材由于組織內存在大量的第二相粒子，改善了組織離子電場的規整性，減少了電子的散射，合金的電導率最大。而合金經過固溶處理之后，組織內的低熔點共晶第二相發生回溶，溶質原子和空位形成過飽和固溶體，使α-Al基體的晶格發生嚴重的歪扭畸變，使得阻礙電子運動的散射源數量和密度都增加，從而導致了電導率降低。相對于熱軋態組織，S3樣品的電導率降低幅度最大，降低了39.90%，表明在所選擇固溶制度下，S3固溶制度最能引起α-Al基體晶格畸變。

圖4 Al-Zn-Mg-Cu系合金熱軋態及固溶處理后電導率數值Fig. 4 Conductivity values of Al-Zn-Mg-Cu alloy after hotrolling and solution treatment

通過對比實驗用Al-Zn-Mg-Cu系合金熱軋態及不同固溶制度處理后的金相、SEM、DSC熱分析曲線及電導率可知，所選用固溶淬火制度未使組織發生過燒，且經過不同固溶制度處理后的合金板材，均獲得了不同程度的呈過飽和狀態的基體。對比S1、S2、S3三種固溶制度處理下的合金板材樣品，可以明顯推斷出S3樣品組織的過飽和程度最高，S1樣品組織的過飽和程度次之，S2樣品組織的過飽和程度較差，并且在金相、SEM、DSC及電導率數據中均得到驗證。對比S1與S2工藝，S2固溶處理后實驗合金的固溶程度較低，這是因為S2固溶工藝第一級固溶溫度較低，合金中的第二相來不及充分地回溶，雖然第二級固溶溫度較高，但固溶保溫時間較短（20 min），因此其固溶程度略低于S1單級固溶。S3工藝制度為低溫短時高溫長時固溶，該工藝能夠在避免組織過燒的安全溫度下使得組織中的低熔點共晶相開始回溶，并且二級高溫長時固溶能夠保證低熔點共晶第二相充分回溶的條件下盡最大程度使組織呈過飽和狀態，通過前文數據也可表明，S3低溫短時高溫長時固溶效果要優于S1單級固溶。

2.4 EBSD分析

Al-Zn-Mg-Cu系合金在固溶淬火過程中，組織會不可避免地發生再結晶現象，并隨固溶時間的延長，合金的再結晶程度逐漸增大，當合金再結晶組織超過50%之后，能夠顯著降低合金的力學性能[1，16]。為探究S3樣品的再結晶程度及組織中的織構類型及占比情況，取全厚度S3樣品的心部位置進行EBSD測試，圖5為S3樣品晶界重構圖、晶粒方向分布圖、織構分布圖及取向分布函數圖。在圖5（a）中，紅色晶界為2°～5°晶界，藍色晶界為5°～15°晶界，黑色晶界為15°～65°晶界，通過數據處理可得，S3樣品心部位置2°～5°晶界占比為28.5%，5°～15°晶界占比為23.6%，15°～65°晶界占比為47.9%，表明S3樣品大角度晶界占比未超過50%。圖5（b）為S3樣品心部位置的GOS圖，設置藍色區域為低應變小數值區域，通過數據處理可得，該藍色區域占比為47.1%，與大角度晶界占比相近，均不超過50%，表明S3樣品組織的再結晶程度低于50%，不會因再結晶現象而影響合金的性能。圖5（c），（d）及表6為S3樣品心部位置的織構分布情況及類型占比，可以看出，實驗用板材經S3固溶工藝處理后，組織中存在變形織構、剪切織構和再結晶織構三種類型織構，存在明顯的軋制織構取向，最大取向密度f（g）= 9.380。其中變形織構主要包括{112}〈111〉銅織構、{011}〈211〉黃銅織構、{123}〈634〉S織構，剪切織構主要包括{001}〈110〉旋轉立方織構，再結晶織構主要包括{001}〈100〉立方織構，除此之外還有一定量的{110}〈001〉高斯織構[19]，并且再結晶織構占比較低。

圖5 S3樣品晶界重構圖、晶粒方向分布圖、織構分布圖及取向分布函數圖 （a） 晶界重構圖；（b） 晶粒方位方向圖；（c） 織構分布圖；（d） 取向分布函數圖Fig. 5 Grain boundary reconstruction， grain orientation spread， crystal orientation and orientation distribution function of S3 sample （a） grain boundary reconstruction， （b） grain orientation spread， （c） texture distribution， （d） orientation distribution function

表6 S3樣品織構類型占比統計Table 6 Proportion statistics of texture types of S3 sample

3 結論

（1）分別對Al-Zn-Mg-Cu系合金熱軋態板材進行475 ℃/60 min單級固溶及473 ℃/40 min+477 ℃/20 min、473 ℃/20 min+477 ℃/40 min雙級固溶，合金組織均未出現過燒現象，并且熱軋板經過固溶處理之后，組織中的低熔點共晶第二相已基本回溶，473 ℃/20 min+477 ℃/40 min雙級固溶工藝處理后樣品電導率最低，固溶效果最佳，α-Al基體過飽和程度最大。

（2）經473 ℃/20 min+477 ℃/40 min雙級固溶處理后的板材心部位置大角度晶界占比為47.9%，晶粒方向分布圖低應變再結晶區域面積占比為47.1%，表明經該固溶工藝處理后的組織再結晶程度低于50%，板材不會因再結晶現象而影響合金的性能。

（3）經473 ℃/20 min+477 ℃/40 min雙級固溶處理后的板材組織中存在{112}〈111〉、{011}〈211〉、{123}〈634〉變形織構，{001}〈110〉剪切織構和{001}〈100〉再結晶織構，除此之外還有一定量的{110}〈001〉高斯織構。