王玉剛，曹石龍，姜 鋒，劉 博，龍夢(mèng)君

(1.山東兗礦輕合金有限公司，山東 鄒城 273500；2.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙 410083)

現(xiàn)代工業(yè)對(duì)材料輕量化、高耐蝕、高強(qiáng)度、高塑性、低能耗等性能的綜合需求日益增加[4-6]。Al-Zn-Mg-Cu系合金因其比強(qiáng)度高、密度低、力學(xué)性能優(yōu)良、加工性能優(yōu)異而被廣泛應(yīng)用于航空航天、軍事工業(yè)和交通運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域[1-2]。Al-Zn-Mg-Cu系合金作為高強(qiáng)鋁合金，一直是飛機(jī)中高強(qiáng)韌結(jié)構(gòu)件以及軌道交通承力結(jié)構(gòu)件的首選材料[3]。目前國(guó)內(nèi)外改進(jìn)Al-Zn-Mg-Cu系合金的主要措施是合理調(diào)整合金元素的含量，添加微量過(guò)渡族元素或稀土元素，盡量減少雜質(zhì)含量，調(diào)整成型工藝和加工工藝等[7-8]。

工業(yè)生產(chǎn)的7A85鋁合金鑄錠一般采用半連續(xù)鑄造的方法，合金存在嚴(yán)重的成分偏析現(xiàn)象，大量的非平衡共晶組織沿晶界呈網(wǎng)狀分布，極大地降低了合金的塑性，增加了后續(xù)加工難度，并且其中Cu、Zn和Mg元素的偏聚和均勻化后殘留的粗大第二相會(huì)嚴(yán)重降低其服役性能[9-10]。為消除鑄錠組織中成分偏析，降低合金中的內(nèi)應(yīng)力以及提高合金的固溶度與熱塑性，需對(duì)鑄錠進(jìn)行均勻化退火處理。均勻化退火溫度和時(shí)間的選擇對(duì)整個(gè)均勻化過(guò)程至關(guān)重要。為了確定該合金合理的均勻化工藝制度，充分挖掘其性能，本試驗(yàn)對(duì)7A85鋁合金鑄錠的均勻化退火工藝進(jìn)行研究。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)所用材料為工廠半連續(xù)鑄造的7A85鋁合金鑄錠，化學(xué)成分見(jiàn)表1。在鑄錠的中部位置鉆取約50 g試樣，酒精浸泡除污除油后在SDT Q600 V8.0 Build 95型熱分析儀進(jìn)行DSC示差掃描量熱分析。DSC試驗(yàn)用氧化鋁作為參比樣品，加熱速率為5 ℃/min，加熱區(qū)間為室溫至700 ℃，記錄熱流隨溫度的變化曲線來(lái)測(cè)定合金初熔點(diǎn)、相變點(diǎn)，以確定合金最佳均勻化溫度。利用線切割從鑄錠中心截取尺寸為20 mm×12.5 mm×3 mm的均勻化試樣，試樣分別在440 ℃、455 ℃、470 ℃、485 ℃、500 ℃溫度均勻化退火24 h。試樣表面經(jīng)機(jī)械打磨并拋光后在HW187.5型布洛維硬度計(jì)及D60K數(shù)字金屬電導(dǎo)率測(cè)量?jī)x上測(cè)量其布氏硬度和電導(dǎo)率，每個(gè)試樣分別取五個(gè)位置的測(cè)量數(shù)據(jù)取其算術(shù)平均值為最終結(jié)果。金相組織采用Leica DFC295金相顯微鏡觀察。所有的金相試樣經(jīng)機(jī)械打磨拋光后，再進(jìn)行電解拋光處理，電解拋光液為10 mL HClO3+90 mL C2H5OH，拋光電壓為18 V，電解拋光時(shí)間為20 s。采用Rigaku SmartLab SE X射線衍射儀對(duì)各均勻化狀態(tài)下的試樣進(jìn)行物相定性分析，工作電壓為40 kV，掃描角度為30°～90°，掃描速度為2°/min。在JMS-IT200型掃描電子顯微鏡下觀察合金第二相粒子形貌、成分及偏析分布情況。

表1 7A85鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of 7A85 aluminum alloy (wt/%)

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 7A85鋁合金鑄態(tài)DSC曲線及顯微組織

圖1為7A85鋁合金鑄態(tài)DSC曲線。由圖1可以看出，7A85鋁合金鑄錠在477 ℃時(shí)出現(xiàn)第一個(gè)吸熱峰，該吸熱峰對(duì)應(yīng)鑄錠中低熔點(diǎn)非平衡共晶組織的熔化溫度，即7A85鋁合金鑄錠發(fā)生過(guò)燒的溫度。在643 ℃附近合金出現(xiàn)第二個(gè)吸熱峰，此時(shí)合金吸收大量熱量并導(dǎo)致基體熔化，即該吸熱峰對(duì)應(yīng)7A85鋁合金基體的熔化溫度。因此，在鑄錠均勻化過(guò)程中，為了避免過(guò)燒，鑄錠均勻化溫度應(yīng)該低于477 ℃。

圖1 7A85鋁合金鑄態(tài)DSC曲線Fig.1 DSC analysis of 7A85 Al alloy as-cast structure

7A85鋁合金鑄錠的金相顯微組織照片如圖2所示。從圖2可見(jiàn)，7A85鋁合金鑄態(tài)組織呈典型的等軸晶。合金鑄錠經(jīng)過(guò)電解拋光處理后，優(yōu)先腐蝕的晶界清晰可見(jiàn)，晶粒尺寸在80 μm～90 μm，晶界存在大量非平衡共晶組織并呈網(wǎng)狀連續(xù)分布(圖2a)。對(duì)鑄態(tài)組織進(jìn)行掃描電子顯微組織觀察以及微區(qū)面掃能譜成分分析，結(jié)果見(jiàn)圖3。在掃描電鏡的背散模式下，觀察到大量第二相沿晶界分布，少量分布在晶粒內(nèi)部(圖3a)。對(duì)圖3a局部區(qū)域進(jìn)行放大并進(jìn)行面掃描能譜分析，可以看出晶界上的白色網(wǎng)狀相由富含Zn、Mg、Cu溶質(zhì)元素和雜質(zhì)元素Fe的非平衡相組成(圖3(d-g))。綜上所述，7A85鋁合金鑄錠組織由典型的等軸晶組成，由α(Al)基體、在晶界偏析的T(AlMgZnCu)相以及富Fe相組成。晶界上大量的非平衡共晶的存在極大降低了合金的塑性，為消除鑄態(tài)組織成分不均勻等缺陷，改善合金加工性能，需對(duì)7A85鋁合金鑄錠進(jìn)行均勻化退火處理。

圖2 7A85鋁合金鑄錠金相顯微組織Fig.2 Optical microstructure of 7A85 Al alloy ingot

2.2 不同溫度保溫24 h均勻化退火后的鑄錠顯微組織

圖4為7A85鋁合金鑄錠在不同溫度保溫24 h均勻化退火后的金相組織。從圖4可知，與均勻化退火前的鑄態(tài)組織相比，鑄錠經(jīng)440 ℃24 h均勻化退火后，晶界明顯變細(xì)(圖4a)，晶界上的非平衡共晶組織部分回溶至基體，但此時(shí)仍有共晶組織殘留。均勻化溫度升高到470 ℃保溫24 h處理后，晶界清晰且平直，晶粒無(wú)明顯長(zhǎng)大(圖4c)。為探究合金鑄錠在不同溫度的均勻化程度和殘余相的分布狀態(tài)，利用掃描電子顯微鏡對(duì)經(jīng)不同溫度保溫24 h均勻化處理的7A85鋁合金鑄錠進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖5所示。從圖5可見(jiàn)，鑄錠經(jīng)440 ℃24 h均勻化處理后，內(nèi)部仍殘余大量共晶組織，但相比于均勻化退火前的鑄錠組織，其晶界上的非平衡共晶有所減少，說(shuō)明在該均勻化溫度下合金中有部分共晶回溶至基體中(圖5a)；合金經(jīng)455 ℃24 h均勻化處理后，晶界上的共晶組織顯著減少(圖5b)，結(jié)合合金的金相圖片，此時(shí)合金鑄錠晶界明顯細(xì)化(圖4b)；隨著均勻化溫度的上升，非平衡相逐漸回溶至鋁基體，網(wǎng)狀析出物逐漸消失，當(dāng)均勻化溫度為470 ℃時(shí)，晶界上的低熔點(diǎn)共晶相已經(jīng)完全回溶至鋁基體中，只留部分難溶相未回溶，組織趨于均勻(圖5c)；繼續(xù)升高均勻化溫度到485 ℃，合金基體表面出現(xiàn)黑色圓點(diǎn)，合金出現(xiàn)過(guò)燒現(xiàn)象(圖5d)。因此，470 ℃24 h為7A85鋁合金鑄錠較為適宜的單級(jí)均勻化退火制度。

圖3 鑄錠掃描電子顯微組織以及微區(qū)面掃能譜成分分析Fig.3 SEM images and energy spectrum micro analysis

圖4 7A85鋁合金鑄錠經(jīng)不同溫度均勻化處理24 h后的金相組織Fig.4 Metallographic structure of 7A85 aluminum alloy ingot after homogenization treatment at different temperatures for 24 h

圖5 7A85鋁合金鑄錠經(jīng)不同溫度均勻化處理24 h后SEM圖片F(xiàn)ig.5 SEM images of 7A85 aluminum alloy ingot after homogenization treatment at different temperatures for 24 h

7A85鑄錠經(jīng)不同溫度均勻化退火24 h后的XRD物相衍射分析結(jié)果如圖6所示。結(jié)合XRD圖譜可知，各狀態(tài)下合金組織的XRD圖譜中除明顯的α(Al)衍射峰外，還存在η(MgZn2)相衍射峰以及雜質(zhì)相Al(Fe,Mn)相衍射峰。而T(AlMgZnCu)相是以Mg(ZnCuAl)2結(jié)構(gòu)存在于合金組織中，η(MgZn2)的衍射峰也對(duì)應(yīng)著T(AlMgZnCu)相的峰位。合金440 ℃24 h及455 ℃24 h均勻化退火后，在XRD圖譜中仍存在η(MgZn2)相及Al6(Fe,Mn)相的衍射峰；隨著均勻化溫度的上升，經(jīng)470 ℃24 h均勻化處理后的合金中仍然存在微弱的η(MgZn2)相的衍射峰，但此時(shí)XRD圖譜中基本上沒(méi)有η(MgZn2)相的衍射峰。從結(jié)果可知，鑄態(tài)合金組織經(jīng)470 ℃以上溫度均勻化退火24 h后，非平衡共晶基本完全回溶至鋁基體。而η(MgZn2)衍射峰存在的原因在于在均勻化過(guò)后的空冷過(guò)程中析出了少量的η(MgZn2)相。

圖6 7A85鋁合金鑄錠經(jīng)不同溫度均勻化退火24 h后的XRDFig.6 XRD curves of 7A85 Al alloy ingot after homogenization treatment at different temperatures for 24 h

2.3 不同溫度保溫24 h均勻化退火后鑄錠的布氏硬度和電導(dǎo)率

7A85鋁合金鑄錠在不同溫度均勻化退火24 h后的布氏硬度及電導(dǎo)率如圖7所示。由圖7a可知，合金的布氏硬度隨著均勻化溫度的升高而升高，當(dāng)均勻化溫度為470 ℃時(shí)，合金硬度最高為68.5 HB；當(dāng)均勻化溫度大于470 ℃時(shí)，合金的硬度隨著均勻化溫度的升高逐漸下降。由圖7b可見(jiàn)，隨著均勻化退火溫度的升高，鑄錠的電導(dǎo)率下降；當(dāng)均勻化溫度為470 ℃時(shí)，鑄錠電導(dǎo)率降至18.5 Ms/m；繼續(xù)升高均勻化退火溫度，電導(dǎo)率變化逐漸平緩。

圖7 7A85鋁合金鑄錠硬度及電導(dǎo)率隨均勻化退火溫度(保溫24 h)變化曲線Fig.7 Hardness and electrical conductivity of 7A85 Al alloy ingots homogenized at different temperatures for 24 h

3 分析與討論

3.1 均勻化處理對(duì)鑄錠顯微組織的影響

在半連續(xù)激冷鑄造條件下，固溶在液相中的Zn、Mg、Cu以及雜質(zhì)元素Fe、Mn等溶質(zhì)元素將在固-液界面處富集，當(dāng)相鄰晶粒長(zhǎng)大并相互接壤時(shí)，富集大量溶質(zhì)原子的液相被擠至晶粒之間，最終在晶界凝固形成富含Zn、Mg、Cu元素以及雜質(zhì)元素的非平衡共晶。在后續(xù)均勻化退火過(guò)程中，通過(guò)原子擴(kuò)散偏析在晶界和晶內(nèi)的低熔點(diǎn)共晶逐漸回溶至基體，粗大晶界網(wǎng)絡(luò)逐步消失，合金組織趨于均勻。

3.2 不同溫度均勻化退火對(duì)鑄錠硬度及電導(dǎo)率的影響

鑄錠的硬度與基體的過(guò)飽和程度及第二相粒子的分布與數(shù)量密切相關(guān)。由于在鑄錠中存在明顯的枝晶偏析和晶界偏析，大量第二相存在于基體中，鑄錠組織過(guò)飽和程度不高且分布在晶界上的粗大第二相對(duì)合金硬度并沒(méi)有太大貢獻(xiàn)，未均勻化退火處理的合金鑄錠硬度最低。當(dāng)7A85鋁合金鑄錠經(jīng)不同溫度均勻化處理后，隨著溫度的升高，偏析在晶界的低熔點(diǎn)共晶逐漸回溶至基體，基體過(guò)飽和程度逐漸增大，合金硬度逐漸增大。當(dāng)均勻化溫度超過(guò)470 ℃時(shí)，合金基體發(fā)生過(guò)燒現(xiàn)象，晶界軟化從而導(dǎo)致合金硬度開(kāi)始下降。

對(duì)于多組元合金而言，影響合金電導(dǎo)率的因素主要有合金基體的過(guò)飽和程度及析出相的數(shù)量。由馬西森定律[12]可知，合金的電阻率ρ為

ρ=ρ0+ρs+ρp+ρv+ρd+ρGB

式中：

ρ0—鋁基體的電阻率；

ρs—固溶原子引起電阻率變化；

ρp—析出相引起的電阻率變化；

ρv、ρd、ρGB—依次代表鑄錠中空位，位錯(cuò)及晶界引起的電阻率的變化。

在多組元合金中，一般認(rèn)為溶質(zhì)原子對(duì)電子的散射作用明顯強(qiáng)于第二相對(duì)電子的散射作用。因此，在均勻化退火過(guò)程中，隨著均勻化溫度逐漸升高，基體的過(guò)飽和程度逐漸增大，溶解在基體中的溶質(zhì)原子濃度也逐漸增大，對(duì)電子的散射作用也越強(qiáng)，合金電阻率逐漸上升，與之對(duì)應(yīng)的合金的電導(dǎo)率逐漸降低。

3.3 7A85鋁合金鑄錠最佳均勻化工藝的選擇

由上述分析可知，當(dāng)合金經(jīng)470 ℃24 h均勻化處理后，半連續(xù)鑄造帶來(lái)的枝晶偏析和晶界偏析缺陷基本上消除，合金基體成分趨于均勻，鑄錠能得到較好的綜合性能，第二相固溶充分；當(dāng)均勻化溫度高于470 ℃時(shí)，合金發(fā)生過(guò)燒現(xiàn)象。因此，7A85鋁合金鑄錠較為理想的單級(jí)均勻化工藝為470 ℃24 h。

4 結(jié) 論

1)半連續(xù)鑄造7A85鋁合金鑄錠的組織由鋁基體和非平衡共晶組成，鑄錠存在嚴(yán)重偏析現(xiàn)象，非平衡共晶呈網(wǎng)狀分布在晶界上。隨著均勻化溫度的升高，低熔點(diǎn)共晶逐漸回溶至鋁基體，偏析現(xiàn)象消除。

2)半連續(xù)鑄造條件下的7A85鋁合金鑄錠的硬度較低。隨著均勻化溫度的升高，偏析在晶界和晶內(nèi)的溶質(zhì)原子逐漸回溶至鋁基體，基體過(guò)飽和度逐漸升高，鑄錠的硬度也逐漸增大，電導(dǎo)率逐漸降低。

3)7A85鋁合金鑄錠最佳的均勻化退火工藝為470 ℃24 h，在該工藝均勻化退火后的網(wǎng)狀非平衡共晶消失，組織均勻。