7449鋁合金鑄錠均勻化工藝及組織分析

楊 路, 陳立超, 祝 哮, 張 宇, 劉兆偉

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽 111003)

7449鋁合金是法國Pechiney公司于1996年注冊的一種高純高強(qiáng)韌Al-Zn-Mg-Cu合金，用來替代7150-T651合金[1-3]。由于7449合金的合金元素含量較高，在凝固過程中易發(fā)生晶間偏析，形成非平衡共晶相。這些非平衡共晶相及粗大金屬間化合物的形成會嚴(yán)重影響合金的后續(xù)變形加工，從而對合金的綜合性能產(chǎn)生不利影響[4]。并且合金在結(jié)晶過程中，由于冷卻強(qiáng)度和溫度的變化，導(dǎo)致鑄錠結(jié)晶冷卻后組織存在內(nèi)應(yīng)力和成分偏析，這幾種因素都會導(dǎo)致其變形抗力的增加，因此鑄錠應(yīng)該進(jìn)行均勻化處理，否則鑄件容易出現(xiàn)裂紋，降低使用壽命。鑄錠在均勻化過程中，內(nèi)應(yīng)力得以消除，晶內(nèi)偏析得以改善，進(jìn)而改善鑄錠的性能。

目前國內(nèi)對7449鋁合金系統(tǒng)化研究較少，本文意在通過對7449鋁合金均勻化工藝的研究和組織分析，對鑄錠后續(xù)擠壓加工、熱處理研究做良好的技術(shù)基礎(chǔ)，總結(jié)出適合工業(yè)化生產(chǎn)的均勻化制度。

1 試驗(yàn)方案

本試驗(yàn)采用7449鋁合金，其化學(xué)成分見表1。圖1為Al-Zn-Mg-Cu相圖鋁角的單項(xiàng)區(qū)分布狀態(tài)示意圖，該圖中有3組互溶固溶體，分別是Mg3Zn3Al2和CuMg4Al6、MgZn2和Al2CuMg、Cu6Mg2Al5和Mg2Zn11。圖2為Al-Zn-Mg-Cu四面體中，含Al量為90%的平面上200℃時(shí)的相區(qū)分布圖，根據(jù)Zn、Mg、Cu的含量，確定7449合金處于α(Al)+MgZn2+S(Al2CuMg)+T(AlZnMgCu)相區(qū)。

表1 7449合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 Al-Zn-Mg-Cu相圖鋁角的單項(xiàng)區(qū)分布狀態(tài)示意圖Fig.1 Schematic diagram of single-region distribution of Al-Zn-Mg-Cu phase diagram

圖2 Al-Zn-Mg-Cu四面體中含Al量為90%的平面上200℃時(shí)的相區(qū)分布圖Fig.2 Phase profile at 200 ℃ on a plane containing 90% Al in Al-Zn-Mg-Cu tetrahedrons

使用JMATPRO進(jìn)行理想狀態(tài)下的鑄錠相組成模擬，用合金優(yōu)化后含量為Al-1.5Cu-0.1Fe-2.35Mg-0.06Si-7.8Zn(wt.%)的成分進(jìn)行模擬，得出理想狀態(tài)下鑄錠的相組成圖及各相析出溫度如圖3所示。由圖3可以看出，按照選取的合金成分，7449鑄錠在理想狀態(tài)下的相組成有S相、T相、MgZn2、Al7Cu2Fe和Mg2Si。

因?yàn)棣?Al)+T在478℃時(shí)達(dá)到非平衡共晶溫度，α(Al)+S在496℃時(shí)達(dá)到非平衡共晶溫度，所以先在低于478℃保溫一段時(shí)間，目的是使α(Al)+T非平衡共晶相消除，然后在低于α(Al)+S相的熔化溫度496℃下進(jìn)行處理，從而最大限度消除S相。為了保證均勻化過程中不過燒，通常采用的均勻化溫度為相熔化溫度的0.90～0.95倍。所以，試驗(yàn)均勻化溫度定為440℃和470℃，一般7xxx系鋁合金均勻化總時(shí)間為24h～48h，且雙級均勻化時(shí)間第二級高于第一級，根據(jù)上述原則，設(shè)定均勻化工藝為440℃×12h+470℃×24h。作為對比，進(jìn)行短時(shí)加熱的不完全均勻化退火，一般7xxx系合金的去應(yīng)力退火時(shí)間為3～6h，設(shè)定退火工藝為450℃×4h。

圖3 理想狀態(tài)下鑄錠相組成及析出溫度模擬Fig.3 Simulation of phase composition and precipitation temperature of ingot under ideal condition

使用JMATPRO進(jìn)行440℃×12h+470℃×24h均勻化后晶內(nèi)成分偏析的模擬分析，結(jié)果如圖4所示。由模擬分析結(jié)果可以看出，均勻化剛開始時(shí)組織成分偏析較大，隨著均勻化的進(jìn)行，成分偏析逐漸減小，到均勻化結(jié)束時(shí)，基本消除了晶內(nèi)偏析，說明均勻化工藝制定合理。

Fig.4 成分偏析的模擬分析Fig.4 Component segregation simulation analysis

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 力學(xué)性能

用萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)AG-X100KNH測試材料的力學(xué)性能，整理后如表2所示。通過表2可看出，均勻化(440℃×12h+470℃×24h)態(tài)鑄錠與退火態(tài)(450℃×5h)鑄錠相比，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、延伸率均得到了提升。這是因?yàn)榻?jīng)過450℃×5h的退火，消除內(nèi)應(yīng)力的同時(shí)已經(jīng)有部分相溶解后析出，但彌散顆粒強(qiáng)化不明顯；而雙級均勻化各強(qiáng)化相細(xì)小均勻分布，較于退火態(tài)，提高了7449鋁合金的強(qiáng)度和韌性。

表2 退火態(tài)和均勻化態(tài)力學(xué)性能

2.2 微觀組織

圖5為鑄錠經(jīng)450℃×4h退火處理后不同位置低倍組織形貌，由圖5可以看出無論是邊部、中部還是心部，沿晶處都保留著部分粗大的鑄態(tài)金屬間共晶相，粗大的共晶相會造成明顯的成分偏析。但沿晶界周圍，又出現(xiàn)了部分共晶相的溶解，且加熱后緩冷的過程中，出現(xiàn)了第二相在粗大共晶相周圍的析出，即出現(xiàn)了一定均勻化的組織特征。圖6為均勻化處理后的晶粒度低倍組織形貌，由圖可知，邊部到心部的晶粒度分別為4級、3級、4級，均勻化后晶粒大小均勻，均勻化效果良好。

圖7為均勻化處理后的高倍圖片，由圖可知，經(jīng)過440℃×12h+470℃×24h雙級均勻化后，邊部、中部和心部的第二相回溶都較為充分均勻，析出大量細(xì)小的彌散顆粒，釘扎晶界和亞晶界，只殘留少許未溶相，這為抑制后續(xù)擠壓加工及固溶過程中的再結(jié)晶有著重要作用。

圖7 均勻化鑄錠不同位置的高倍組織形貌Fig.7 High magnification morphology of homogenization ingot at different positions

2.3 能譜分析

圖8為均勻化鑄錠邊部到心部的SEM點(diǎn)掃描圖片，各點(diǎn)進(jìn)行能譜分析整理如表3所示。根據(jù)圖8中各點(diǎn)的位置和能譜分析結(jié)果，點(diǎn)3、7、11分別代表邊部、心部、中部基體的成分，可以看出無論哪個(gè)部分的α(Al)中固溶的Mg、Zn原子百分比都在2%左右，Mg對應(yīng)的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為1.6%左右，Zn對應(yīng)的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為5%左右，說明大部分的Mg和Zn都固溶在基體中或者以少量MgZn2的形式析出，且經(jīng)過均勻化處理后，邊部到心部的α(Al)的成分均勻。點(diǎn)4發(fā)現(xiàn)了雜質(zhì)Si的存在，大部分Si在7449鋁合金中都以游離的Si形式存在，這部分Si容易成為裂紋的起源而引起材料斷裂，極少部分以Mg2Si形式存在(點(diǎn)5)。點(diǎn)8、10發(fā)現(xiàn)了灰色含雜質(zhì)Fe相Al7Cu2Fe，且在雜質(zhì)相中發(fā)現(xiàn)了極少的Al2Cu(點(diǎn)9)，此處的Al2Cu已起不到強(qiáng)化作用。含F(xiàn)e相和含Si雜質(zhì)相一樣，在室溫下很難溶解，起到缺口作用，對合金的斷裂韌性有不良影響。點(diǎn)1、2、6發(fā)現(xiàn)了較多的S相，在點(diǎn)12發(fā)現(xiàn)了T相，說明在均勻化后的緩慢冷卻過程中，析出了較多的S相和T相，且呈細(xì)小彌散分布，是7449鋁合金在后續(xù)加工過程中具備良好的塑性加工性能和強(qiáng)韌性的前提和基礎(chǔ)，且總體掃描結(jié)果與模擬分析結(jié)果相匹配。

圖8 均勻化鑄錠不同位置SEM圖片F(xiàn)ig.8 SEM pictures of homogenization ingot in different positions

表3 各點(diǎn)能譜分析結(jié)果

3 結(jié)論

(1) 7449合金鑄錠在經(jīng)過440℃×12h+470℃×24h均勻化處理后，較于450℃×4h的退火處理，力學(xué)性能也更加優(yōu)異，第二相回溶更充分，消除了晶內(nèi)偏析且無過燒現(xiàn)象，析出大量細(xì)小的彌散顆粒，釘扎晶界和亞晶界，只殘留少許未溶相。

(2) 均勻化后7449鑄錠的微觀組織均勻，大部分MgZn2都已經(jīng)回溶到基體中，析出的強(qiáng)化相主要為S相和T相，雜質(zhì)Fe和Si的主要存在形式為Al7Cu2Fe和游離Si。Al7Cu2Fe和游離Si容易成為裂紋的起源而引起材料斷裂，極少量的Mg和雜質(zhì)Si形成了Mg2Si相，含F(xiàn)e雜質(zhì)相中偶有少量的Al2Cu，但已起不到強(qiáng)化作用，所以控制合金中雜質(zhì)Si和Fe含量對7449鋁合金的性能有著重大影響。

(3) 點(diǎn)掃描分析結(jié)果成與JMATPRO模擬分析結(jié)果基本一致。