1973鋁合金鑄態(tài)組織及均勻化退火組織研究

王正安,汪明樸,楊文超,張 茜,盛曉菲,李 周

(1中南大學材料科學與工程學院,長沙410083; 2中南大學教育部有色金屬材料科學與工程實驗室,長沙410083)

1973鋁合金鑄態(tài)組織及均勻化退火組織研究

王正安1,2,汪明樸1,楊文超1,張 茜1,盛曉菲1,李 周1

(1中南大學材料科學與工程學院,長沙410083; 2中南大學教育部有色金屬材料科學與工程實驗室,長沙410083)

采用光學金相顯微鏡、掃描電鏡、X射線、DSC等分析手段研究了1973高強鋁合金鑄態(tài)和均勻化態(tài)的顯微組織和成分分布。結果表明:合金鑄態(tài)組織為枝晶結構,主要存在α2Al,M gZn2(η相)和A l2CuM g(S相),還存在少量的Al13(FeCu)4相。其中M gZn2相中固溶部分A l原子和Cu原子,A l2CuM g相中固溶分布Zn原子。該合金合適的均勻化處理工藝為470℃/24h。均勻化后,原鑄態(tài)合金中的M gZn2(η相)和A l2CuM g(S相)回溶到基體,僅殘留少量A l13(FeCu)4相和A l7Cu2Fe相,晶內析出大量彌散分布的球形Al3Zr粒子。

A l2Zn2M g2Cu合金;均勻化;顯微組織

1973高純鋁合金擠壓厚板/型材是某型號機所需的關鍵承力結構材料,主要用于飛機的機翼整體結構油箱。該材料也是國外新一代飛機的重要結構材料之一,它具有優(yōu)良的力學性能、疲勞斷裂韌性和冷加工成形性能,是制造具有優(yōu)異綜合性能的航空用寬厚板的先進鋁合金材料。與傳統(tǒng)的國產高強高純7A09鋁合金相比,在保持高強度的前提下1973合金斷裂韌性要高10%～15%、裂紋試樣沖擊功要高0.5～1倍、剩余強度要高25%～30%、抗疲勞裂紋擴展約低20%～40%。

1973合金屬于可熱處理強化A l2Zn2M g2Cu系鋁合金,采用半連續(xù)水冷鑄錠時,由于合金凝固速度過快,合金化元素在鑄錠中不可避免地會存在偏離平衡狀態(tài)的組織,即所謂的枝晶偏析和較多的非平衡共晶組織,這種成分和組織的不均勻性將使合金在熱加工過程中容易發(fā)生過燒,熱加工塑性明顯降低并形成帶狀組織,有時還會產生熱加工開裂現(xiàn)象,并增加了合金的各向異性和腐蝕敏感性[1-3]。而通過均勻化處理,可以消除這種成分和組織的不均勻性,降低鑄錠熱加工過程中的流變應力,改善鑄錠的熱塑性[4,5]。在目前報道的研究文獻中[2,5-8],A l2Zn2M g2Cu系鋁合金鑄錠主要存在四種類型的第二相:α2A l相、η2M gZn2相、T2A l2Zn3M g3相和S2A l2CuM g相。Mondal和M uk2 hopadhuay[9-11]等在7055合金的鑄錠中還發(fā)現(xiàn)存在θ2A l2Cu相,在450℃均勻化35h后,η2M gZn2相和θ2 A l2Cu相基本回溶到基體當中,剩下第二相為S相和富Cu的T相;而Xie[12]等在研究7050合金中,發(fā)現(xiàn)其鑄態(tài)組織主要存在α2A l,σ2(A lCuZn)2M g相,S2 A l2CuM g相,θ2A l2Cu相,M g2Si相,A l7Cu2Fe和A l13Fe4相。A l2Zn2M g2Cu系鋁合金鑄態(tài)組織中存在的相,在均勻化退火過程中也可能發(fā)生成分的改變甚至是相轉變[13,14],因此了解A l2Zn2M g2Cu系鋁合金鑄錠和均勻化過程第二相的組織與形貌是非常重要的。

本工作的研究目的主要是通過金相顯微鏡、掃描電鏡、X射線和DSC相結合的方法,系統(tǒng)地研究1973鋁合金鑄態(tài)和均勻化態(tài)顯微組織特征與相成分的組成,其結果對優(yōu)化1973鋁合金均勻化制度具有重要的指導意義。

1 實驗方法

采用半連續(xù)鑄軋工藝制備了<600mm的1973鋁合金錠坯。表1為鑄錠的化學成分。對錠坯進行線切割,在錠坯半中間部位取樣分析,在廂式電阻爐里均勻化退火,退火溫度分別為450,460℃和470℃,退火時間均為24h,退火后試樣直接淬入室溫水中。

采用Leica DM ILM HC金相顯微鏡和FEISiri2 on200場發(fā)射掃描電鏡以及FEITecnai G20透射電鏡觀察鑄態(tài)和均勻化處理后合金的晶粒、境界、第二相以及彌散相,并利用掃描電鏡所配EDAX能譜分析第二相的元素組成。利用D/max 2500型X射線衍射儀對不同狀態(tài)合金的物相進行分析,掃描速度為8(°)/ min。對所得的XRD衍射譜,使用MD IJade 5.0軟件進行分析。利用DSC實驗,探測鑄錠中低熔點相的溶解溫度,進而確定合金的均勻化溫度。DSC試樣取直徑5.5mm、厚度為4.0mm的圓片,在550℃固溶處理60min后水淬,然后立即在STA 449C同步熱分析儀上進行DSC實驗,實驗環(huán)境在氬氣保護下進行,試樣從室溫加熱至650℃,加熱速度為10℃/min。

表1 1973鋁合金鑄錠的化學成分(質量分數(shù)/%)Table 1 Chemical composition of as2cast 1973 aluminum alloy(mass fraction/%)

2 結果與分析

2.1 鑄態(tài)顯微組織分析及其成分分析

圖1為實驗合金的鑄態(tài)金相照片。由圖1可見,合金的鑄態(tài)組織主要由α2A l固溶體與晶界上和枝晶間的低熔點共晶相組成。晶?；境实容S狀,尺寸約為150μm,在晶界處和晶內均分布有大量的第二相顆粒,并且在晶界上還能看到存在一些顯微疏松組織(圖1(c)所示)。這些疏松組織產生的原因可能在于合金液態(tài)收縮和凝固收縮大于固態(tài)收縮、凝固期過長、氣體含量過高,在后凝固部位很容易出現(xiàn)疏松組織,它們割裂了晶粒間的聯(lián)系,應力在這些地方容易集中成為裂紋源,從而產生裂紋開裂現(xiàn)象,對合金的力學性能的影響較為顯著,嚴重影響合金的加工性能。而這些呈網(wǎng)狀連續(xù)分布的晶界間非平衡共晶相,其脆性大,塑性低,由于合金組織的遺傳性特征,這種不均勻組織在加工后會極大地影響合金的強韌性,并增加合金的各向異性。

圖1 鑄態(tài)合金金相顯微組織照片(a)低倍顯微組織;(b)非平衡共晶組織;(c)顯微疏松組織Fig.1 Op ticalmicrographs of as2cast alloys(a)macrostructure;(b)non2equilibrium eutectic structure;(c)micro2loose structure

對鑄態(tài)合金組織進行掃描電鏡面掃描分析,其結果如圖2所示。由圖2可見,鑄態(tài)組織中合金元素的分布是不均勻的,在晶界與枝晶間及其非平衡第二相間合金元素顯著富集,其偏析程度Cu>M g>Zn。在晶粒內部,越靠近晶界附近,合金元素含量越高,區(qū)域偏析越嚴重。

圖2 鑄態(tài)組織及其主要合金元素的面分布(a)鑄態(tài)背散射電子像;(b)Zn;(c)Mg;(d)CuFig.2 M icrostructure and elements distribution of as2cast alloy (a)BSE of as2cast microstructure;(b)Zn;(c)M g;(d)Cu

進一步對鑄態(tài)組織進行X射線物相分析和掃描電鏡定點能譜分析,結果如圖3、圖4和表2所示。由X射線衍射圖譜可見(圖3),鑄態(tài)組織主要由α(A l), η(M gZn2)與S(A l2CuM g)相組成。掃描電鏡能譜分析表明(圖4),鑄態(tài)合金中,晶內和晶界的粗大第二相主要為A l2CuM g和M gZn2相,其中A l2CuM g相呈灰色,M gZn2呈白色,晶內分布的大量細小棒狀白色第二相,經(jīng)分析也為M gZn2相。由定點能譜分析結果(表2)可知,A l2CuM g相中固溶了2.99%(原子分數(shù),下同)的Zn;M gZn2相中固溶了9.27%Cu和部分的A l,因而M gZn2相可表示為M g(A l,Zn,Cu)2擴展相,這在一些文獻中也有過報道[14]。晶界上還存在一些呈板狀分布的粗大相,經(jīng)能譜分析為應該含F(xiàn)e的A l13Fe4相,但由于其中固溶了4.92%的Cu,因此同樣也可以將其表示為A l13(FeCu)4擴展相。因為這種含F(xiàn)e相在鑄態(tài)合金中含量較少,在X射線中并不能發(fā)現(xiàn)其衍射峰。

圖3 鑄態(tài)合金的X射線衍射圖譜分析Fig.3 XRD pattern of the as2cast alloy

圖4 鑄態(tài)合金的掃描電鏡能譜分析 (a)化合物A和B;(b)化合物CFig.4 EDSanalysis of as2cast alloy (a)compound A and B;(b)compound C

表2 實驗合金鑄態(tài)組織中金屬間化合物的化學成分(原子分數(shù)/%)Table 2 Chemical compositionsof intermetallic compounds in experiment alloy as2cast(atom fraction/%)

由此可見,鑄態(tài)合金中存在大量的M g(A l,Zn, Cu)2相和A l2CuM g相,在晶內和晶界處均存在嚴重的成分偏析和區(qū)域偏析,因此在熱加工前必須進行均勻化退火,以消除組織的不均勻性。

2.2 鑄態(tài)合金的DSC分析

圖5所示為鑄態(tài)合金在差熱分析儀上測得的DSC分析曲線,圖6為合金中兩種低熔點共晶相的平衡相圖。

圖5 鑄態(tài)合金的DSC曲線分析Fig.5 DSC analysis curves of as2cast alloys

由圖5可以看出,鑄態(tài)合金在474.2,491.8℃和636.8℃有吸熱峰,前兩個峰對應于合金中兩個低熔點共晶相,后一個峰對應于合金的溶化溫度。由鑄態(tài)的掃描電鏡能譜分析(圖4和表2)可知,474.2℃對應于合金中α2A l+M g(A l,Zn,Cu)2非平衡共晶相, 49118℃對應于合金中α2A l+A l2CuM g非平衡共晶相。為了防止合金過燒,合金在隨后均勻化處理的溫度不能超過474.2℃。

2.3 均勻化態(tài)合金顯微組織及其成分分析

圖6是鑄態(tài)合金經(jīng)過不同溫度均勻化后,合金的金相顯微組織照片和掃描電鏡背散射電子像。由圖6可以明顯看出,經(jīng)均勻化后,合金晶粒組織明顯長大,從鑄態(tài)組織的150μm左右長大到400μm左右。合金中晶內和晶界處的偏析明顯減少。合金經(jīng)過450℃保溫24h處理后,晶界上非平衡低熔點共晶相逐漸溶解,枝晶網(wǎng)絡已經(jīng)變稀,殘留相逐漸減少;合金經(jīng)過460℃保溫24h后,晶界已十分細小,枝晶偏析和非平衡相基本消除;而合金經(jīng)過470℃均勻化保溫24h后,合金中殘留的非平衡低熔點共晶相已基本完全消除,僅剩下一些均勻化處理而無法消除的含F(xiàn)e相。而由圖6(e)的金相組織照片可以看出,經(jīng)過470℃/ 24h均勻化處理后,合金組織并沒有發(fā)生明顯的過燒現(xiàn)象。

采用DSC差熱分析實驗,對不同溫度均勻化后的合金組織進行分析,如圖7所示?？梢钥闯?隨著均勻化溫度的升高,合金中非平衡共晶組織的熔化峰面積逐漸減小,非平衡共晶組織溶解程度逐漸增大。合金經(jīng)過450℃均勻化24h,還可以看到M g(A l,Zn,Cu)2擴展相和A l2CuM g相的熔化峰,但峰的面積相較于鑄態(tài)合金已經(jīng)減小;而經(jīng)過460℃退火24h后,M g (A l,Zn,Cu)2擴展相的熔化峰已基本消失,說明M g (A l,Zn,Cu)2擴展相基本已經(jīng)回溶到基體當中,但還存在少量的A l2CuM g相;經(jīng)過470℃退火24h,M g (A l,Zn,Cu)2擴展相和A l2CuM g相的熔化峰基本上已經(jīng)看不到,這說明這兩種非平衡共晶相在470℃均勻化處理后,確實都已經(jīng)基本消除。

將經(jīng)過不同溫度均勻化后的合金進行掃描電鏡BSE像觀察和EDS能譜分析如圖8和表3所示?？梢钥闯?合金在經(jīng)過450℃均勻化后,晶內呈白色棒狀分布的M g(A l,Zn,Cu)2擴展相基本都已經(jīng)回溶到基體中,但晶界處仍殘留一些少量的M g(A l,Zn,Cu)2擴展相。Fan等[15]在研究A l2Zn2M g2Cu系鋁合金的均勻化處理過程中發(fā)現(xiàn),大部分的η2M g(A l,Zn,Cu)2擴展相溶解到基體當中,還有少量一部分轉變成S2 A l2CuM g相,并分析了η相→S相的轉變機制,同時在S相的長大和粗化過程中,伴隨著S相的溶解,即S相的含量逐漸降低。450℃均勻化處理后,晶界處主要分布的是灰色S2A l2CuM g相,但在晶內還可以看到部分A l13(FeCu)4擴展相和一種新的含F(xiàn)e相,經(jīng)EDS分析為A l7Cu2Fe相(圖8(a),(b)),這種A l7Cu2Fe相較于灰色的A l13(FeCu)4擴展相呈灰白色分布,并且兩種不同的含F(xiàn)e相明顯混合在一起,Xie[12]等在對7050合金的鑄態(tài)組織研究中也發(fā)現(xiàn)這兩種不同的含F(xiàn)e相互相混合在一起,不過作者沒有進一步說明原因;合金經(jīng)過460℃均勻化效果更好,M g(A l,Zn,Cu)2擴展相已全部回溶到基體中,晶界處的A l2CuM g相也大量減少,合金組織主要以A l13(FeCu)4相和A l7Cu2Fe相存在,其中A l7Cu2Fe相含量增多;經(jīng)過470℃均勻化后,合金組織中僅能發(fā)現(xiàn)A l13(FeCu)4相和A l7Cu2Fe相,由于兩種含F(xiàn)e相的熔點較高,均勻化處理無法消除。

圖6 不同溫度均勻化鑄態(tài)合金的金相和掃描電鏡背散射顯微組織照片(a),(b)450℃/24h;(c),(d)460℃/24h;(e),(f)470℃/24hFig.6 Opticalmicrographs and SEM backscattered images of as2cast alloy after different homogenization treatments (a),(b)450℃/24h;(c),(d)460℃/24h;(e),(f)470℃/24h

圖7 不同均勻化溫度下合金的DSC曲線分析Fig.7 DSC analysis curves of as2cast alloys after different homogenization treatments

通過均勻化處理,發(fā)現(xiàn)未完全回溶的M g(A l,Zn, Cu)2擴展相中還殘留少量的Cu原子,大概只有2156%,大部分Cu原子已從M g(A l,Zn,Cu)2擴展相中擴散出去,回溶到基體當中,因此其Cu含量相較鑄態(tài)合金來說要低得多;而A l2CuM g相中的Zn原子則完全擴散出去,回溶到了基體當中,因此在均勻化后的A l2CuM g相中并沒有探測到Zn原子的存在。同時在均勻化過程中,發(fā)現(xiàn)合金鑄態(tài)組織中存在的板狀A l13(FeCu)4相雖然成分并沒有發(fā)生多大變化(表1和表2),但形貌已不再呈板狀分布,而是和新生成的A l7Cu2Fe相混合在一起,邊界也較圓滑。并且隨著均勻化溫度的升高,發(fā)現(xiàn)合金中A l13(FeCu)4相逐漸減少,而A l7Cu2Fe相有不斷增加的趨勢(見圖8(c), (d))。這可能由于在均勻化過程中,隨著M gZn2相和A l2CuM g相逐漸回溶到基體當中,基體中固溶了相當數(shù)量的Cu原子,同時由于Cu原子向晶界偏析程度很大,不斷地向晶界處擴散,使得晶界處存在足夠多的Cu原子,可能發(fā)生了A l13(FeCu)4擴展相→A l7Cu2Fe相的相變過程,類似于文獻報道[16]的5182合金的共析轉變:A lm(Fe,M n)→A l3(Fe,M n)+(m-3)A l,由于A l原子擴散出去,從而發(fā)生了這一類型的共析轉變,這一過程受A l原子擴散控制。

2.4 均勻化合金的TEM像

圖8 450,460℃和470℃均勻化合金的掃描電鏡第二相分析(a),(b)450℃/24h;(c)460℃/24h;(d)470℃/24hFig.8 SEM backscattered images analysisof as2cast alloy after different homogenization treatments (a),(b)450℃/24h;(c)460℃/24h;(d)470℃/24h

表3 實驗合金均勻化處理后組織中金屬間化合物的化學成分(原子分數(shù)/%)Table 3 Chemical compositions of intermetallic compounds in homogenized alloy(atom fraction/%)

圖9 合金470℃均勻化24h后的TEM顯微組織相應的選取電子衍射圖 (a)A l3Zr粒子明場像;(b)選取電子衍射圖;(c)Al3Zr粒子的高分辨照片F(xiàn)ig.9 TEM microstructure image and the corresponding selected electron diffraction pattern by 470℃/24h homogenized treatment (a)BF image2Al3Zr particles;(b)SADP;(c)HRTEM of Al3Zr

470℃均勻化24h后合金的透射電鏡組織照片和選取電子衍射圖譜分析,如圖9所示,晶內存在大量均勻彌散分布的A l3Zr粒子,尺寸大約為20nm。Zr在鋁合金中的最大作用可抑制再晶界,提高再晶界溫度。在室溫合金中主要以過飽和的固溶體形式存在。通過高溫均勻化處理,這些A l3Zr粒子從基體中彌散析出,由圖9可以明顯看出,A l3Zr粒子與位錯之間緊密的交互作用對合金的再結晶有非常好的抑制作用,使合金中亞晶數(shù)量增多。圖9(c)是A l3Zr粒子的高分辨TEM照片,可以明顯看出,A l3Zr的選區(qū)電子衍射圖和快速傅里葉轉換圖(圖9(c)A)完全對應。并且A l3Zr粒子在[001]Al帶軸下與基體呈明顯的共格關系,顆粒熱穩(wěn)定性好。圖9(c)A區(qū)對應的是A l基體的晶格,而B區(qū)對應的是來自A l3Zr的晶格。從高分辨晶格條紋像和來自高分辨不同區(qū)域的快速傅里葉轉換圖上明顯可以看出:A l3Zr的點陣常數(shù)為A l基體(200)面的2倍,因此得其點陣常數(shù)a=0.405nm,為L 12型A l3Zr粒子。A l3Zr與基體的取向關系可以表示為(001)Al//(001)Al3Zr,[001]Al//[001]Al3Zr。

3 分析與討論

A l2Zn2M g2Cu系高強鋁合金作為一種可時效強化型合金,使合金元素最大限度地溶入基體形成過飽和固溶體,這是產生時效強化的前提。因此,在均勻化過程中應采取措施使非平衡共晶化合物充分溶解,而溶解的關鍵又取決于原子的擴散,這就要求給原子提供足夠的擴散動力和擴散時間。

從鑄態(tài)合金X射線分析中可知鑄態(tài)合金中主要含有三種相:A l,M gZn2相和A l2CuM g相,分析X射線圖譜(圖3),通過絕熱法來計算鑄態(tài)合金的A l,M g2 Zn2相和A l2CuM g相的含量。以A l為內標物質,根據(jù)

式中:WX表示X相被測試樣中的質量分數(shù);IX表示第X相的衍射相強度;Α表示N個相中被選定為內標相的物相名稱,其中:

根據(jù)PDF卡片,可知:

根據(jù)Jade軟件測量計算得:

同理計算可得:

由此可見,鑄態(tài)合金中,Al的含量大約為95169% (質量分數(shù),下同),M gZn2相的含量約為2172%, A l2CuM g相的含量約為1.59%。合金成分中的M g +Zn總和大約在8%左右,而鑄態(tài)合金中M gZn2相含量只有2.72%左右,說明鑄態(tài)合金中還有大量的M g和Zn原子固溶在基體當中,基體處于高能的過飽和狀態(tài),有析出平衡第二相的趨勢,并且合金在快速冷凝過程中鑄錠內部形成了很強的內應力,使合金的壓力加工性能變差。因此,在壓力加工前鑄態(tài)高強鋁合金必須經(jīng)過均勻化處理,以消除枝晶偏析,使初生的非平衡共晶溶解,提高合金元素在基體中的固溶度,均勻組織,降低內應力,從而提高合金的熱塑性。

而均勻化退火制度主要參數(shù)是加熱溫度和保溫時間。根據(jù)菲克第一定理: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,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(shù),與合金的本質、固溶體類型、成分、晶粒尺寸、溫度有關。根據(jù)均勻化理論,合金元素在固溶體中的擴散系數(shù)與溫度的關系可用式(8)表示:

式中:D0為常數(shù);Q為擴散激活能;R為氣體常數(shù);T為均勻化熱力學溫度。式(8)表明,溫度稍有升高將使擴散過程明顯加速。而非平衡共晶相在固溶體中的溶解時間又與其尺寸、均勻化溫度及合金成分有關:

式中:α和b為隨均勻化溫度及合金成分而改變的系數(shù);δ為共晶相的平均厚度。由此可見,為了達到充分均勻化的目的,在盡可能提高均勻化退火溫度的同時,應視溫度高低選取恰當?shù)谋貢r間。

在不同溫度的均勻化條件下,加熱溫度較低,合金元素擴散系數(shù)低,金屬間化合物溶解速度較慢。在均勻化過程中,對低熔點共晶來說,在保溫前期已經(jīng)大量溶解,延長保溫時間,溶解量有所增加但效果不大;對高熔點共晶來說,尚未達到其溶解溫度,基本上不溶解,且部分低熔點共晶在均勻化過程中逐步轉化為高熔點共晶,由此必然會造成較多的殘留共晶。因此,要想充分均勻化,只有進一步提高均勻化溫度。

在本研究合金中,通過450℃均勻化,M gZn2相和A l2CuM g相均減少,而低熔點共晶相M gZn2的溶解速度相較高熔點共晶相A l2CuM g相,其溶解速度也較快。通過460℃均勻化后,可以看到M gZn2相完全回溶到基體當中,但A l2CuM g相還有少量殘余。經(jīng)過470℃均勻化后,兩種非平衡共晶相均已全部回溶到基體當中,僅剩下兩種不同種類的含F(xiàn)e相無法消除;并且在低于合金低熔點共晶相溶化溫度474.2℃的前提下,合金組織并沒有發(fā)生明顯的過燒現(xiàn)象,所以,470℃/24h可作為本實驗合金最佳的均勻化制度。

1973鋁合金在經(jīng)過470℃均勻化24h后,晶內均勻存在大量彌散分布的A l3Zr粒子,這些A l3Zr粒子與位錯之間緊密的交互作用對合金的再結晶有非常好的抑制作用,使合金中亞晶數(shù)量增多。彌散的A l3Zr質點尺寸小,密集度很高,對位錯的滑移和攀沿以及晶界的移動具有很強的釘扎作用,可以穩(wěn)定變形組織的亞結構,阻礙加熱時位錯重新排列成亞晶界及隨后發(fā)展成大角度晶界的過程,從而阻礙了再結晶的形核。

4 結論

(1)1973鋁合金鑄態(tài)組織主要存在α2A l,M gZn2(η相)和A l2CuM g(S相),還存在少量的A l13(FeCu)4相;鑄態(tài)組織成分分布不均勻,存在嚴重的枝晶偏析,其元素偏析程度Cu>M g>Zn;非平衡共晶相在晶界處呈連續(xù)網(wǎng)狀分布;M gZn2(η相)固溶了一定的A l原子和Zn原子,而A l2CuM g(S相)固溶了少量的Zn原子。M gZn2(η相)和A l2CuM g(S相)兩種低熔點共晶對應的溶化溫度分別為474.2℃和491.8℃。

(2)1973鋁合金均勻化過程中隨著均勻化溫度的升高,粗大的M gZn2(η相)和A l2CuM g(S相)逐漸回溶到基體,僅殘留少量難溶的A l13(FeCu)4相和A l7Cu2Fe相。晶內析出大量彌散分布的圓形A l3Zr顆粒。

(3)1973鋁合金的最佳均勻化工藝為470℃/24h。

[1] 王洪,付高峰,孫繼紅,等.超高強鋁合金研究進展[J].材料導報, 2006,20(2):58-60.

[2] 賀永東,張新明,游江海.7A 55合金均勻化處理[J].中國有色金屬學報,2006,16(4):638-644.

[3] 田福泉,李念奎,崔建忠.超高強鋁合金強韌化的發(fā)展過程及方向[J].輕合金加工技術,2005,33(2):1-9.

[4] 鐘皓,韓逸,陳琦,等.7150鋁合金鑄態(tài)組織中第二相的形貌及相組成[J].特種鑄造及有色合金,2008,28(2):106-108.

[5] ROBSON J D.Op timizing the homogenization of zirconium con2 taining commercial aluminum alloys using a novel p rocess model [J].Materials Science and Engineering A,2002,338:219-229.

[6] STILLER K,WARREN PJ,HANSEN V,et al.Investigation of p recipitation in an Al2Zn2Mg alloy after two step aging treat2 ment at 100℃and 150℃[J].Materials Science and Engineering A,2001,270:55-63.

[7] PURDY G R,KIRKALKY J S.Homogenization by diffusion [J].Metall Trans,1971,2(2):371-378. [8] COLEG S.In homogeneities and their control via solidification [J].M etall Trans,1971,2(2):357-370.

[9] FAN X G,JANG D M.Evolution of intermetallic phases of A l2 Zn2M g2Cu alloy during heat treatment[J].Transactions of Non2 ferrous Metals Society of China,2006,16:1247-1250.

[10] MONDAL C,MU KHOPADHYA Y A K.On the nature of T (A l2M g3Zn3)and S(A l2CuM g)phases p resent in as2cast and annealed 7055 aluminum alloy[J].Materials Science and Engi2 neering A,2005,391:367-376.

[11] MU KHOPADHYA YA K.On the nature of the second phase particles p resent in as2cast Al2Cu2Mg2Ag alloy[J].Scripta Ma2 terialia,1999,41:667-672.

[12] XIE FY,YAN X Y,DING L,et al.A study of microstructure and microsegregation of aluminum 7050 alloy[J].Materials Sci2 ence and Engineering A,2003,355:144-153.

[13] MU KHOPADHYA Y A K.Compositional characterization of Cu rich phase particles p resent in as2cast Al2Cu2Mg(2Li)alloys con2 taining Ag[J].Metallurgical and Materials Transactions A, 1999,30:1693-1704.

[14] HE Yong2dong,ZHANG Xin2ming.The effect and mechanism of minor Cr and Mn and Ti and Zr on Al2Zn2Mg2Cu alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2005,15(10):1594 -1601.

[15] FAN X G,JANGD M.Themicrostructure evolution of an A l2 Zn2Mg2Cu alloy during homogenization[J].Materials Letters, 2006,60:1475-1479.

[16] L I Y J,ARNBERGL.A eutectoid phase transformation for the p rimary intermetallic particle form Alm(Fe,Mn)to Al3(Fe,M n) in AA 5182 alloy[J].Acta Materialia,2004,52:2945-2952.

M icrostructure of A s2cast and Homogenized 1973 A luminum A lloy

WANG Zheng2an1,2,WANGM ing2pu1,YANGWen2chao1, ZHANG Qian1,SHENG Xiao2fei1,L IZhou1
(1 School of Materials Science and Engineering,Central South University,Changsha 410083, China;2 Key Labo rato ry of Nonferrous M etal M aterials Science and Engineering, M inistry of Education,Central South University,Changsha 410083,China)

The microstructure and the composition distribution of as2cast and homogenized 1973 alloy w ere studied by means of op ticalmicrograph,scanning electron micrograph,X2ray diffractometry and DSC.The as2cast microstructure and the homogenizing temperatures of the alloy were determined. The results show that the as2castm icrostructure is dendrite structure.Itmainly consistsofα2A l,M g2 Zn2(η)phase and A l2CuM g(S)phase,and A l13(FeCu)4phases were also observed.Theηphase (M gZn2)dissolves aluminum and copper,and A l2CuM g phase show s solubility of zinc.The p roper homogenizing p rocessof thisalloy isat 470℃for 24h.After homogenization,ηphase and Sphase dis2 so lve almost into the matrix,leaving a small amount A l13(FeCu)4phase and A l7Cu2Fe phases only.A large number of A l3Zr phasesw ith spheric shape were also observed,dispersing inside grains.

A l2Zn2M g2Cu alloy;homogenization;m icrostructure

TG113.12

A

100124381(2010)0520056208

國家“863”項目(2006AA 03Z517)

2009211205;

2010203229

王正安(1963—),男,博士研究生,主要從事高性能鋁合金的研究,聯(lián)系地址:重慶市西南鋁業(yè)集團有限責任公司技術質量部(401326), E2mail:wza@swa.com.cn

汪明樸,男,教授,博導,聯(lián)系地址:湖南長沙市中南大學材料科學與工程學院(410083),E2mail:mpwang@mail.csu.edu.cn