7A55合金鑄錠均勻化研究

周志軍，林順巖

（西南鋁業(yè)（集團(tuán)）有限責(zé)任公司，重慶401326）

0 前言

近年來(lái)，隨著高強(qiáng)鋁合金應(yīng)用的擴(kuò)大，特別是隨著航空航天技術(shù)的快速發(fā)展，對(duì)其性能的要求也越來(lái)越高。7A55鋁合金是航空航天新一代輕質(zhì)高強(qiáng)結(jié)構(gòu)材料，在美國(guó)已用于制造波音777飛機(jī)的上翼蒙皮。由于7A55合金具有很高的強(qiáng)度和較好的塑性，而且耐腐蝕性也達(dá)到較高的水平，因此其應(yīng)用范圍是相當(dāng)廣泛的，如龍骨架、水平尾翼、導(dǎo)軌等等。采用T77工藝處理的7A55合金強(qiáng)度比7075-T6和7075-T76分別提高25%和40%，比7150-T6和T77狀態(tài)的也提高10%，而抗應(yīng)力腐蝕性能介于7150-T6和T77狀態(tài)之間，而且斷裂韌性好，抗疲勞裂紋擴(kuò)展能力強(qiáng)[1-3]。

與普通高強(qiáng)鋁合金相比7A55合金的合金化程度高，其合金熔鑄及熱處理技術(shù)仍存在一定的難度。相比其他鑄造方式，半連續(xù)鑄造能夠減少夾雜、氣孔和縮孔等缺陷，提高成材率，目前在工業(yè)上得到了廣泛應(yīng)用。采用半連續(xù)鑄造法生產(chǎn)7A55超高強(qiáng)鋁合金時(shí)，因鑄造時(shí)冷卻速度快，合金元素來(lái)不及從固溶體中析出而使合金基體處于過(guò)飽和狀態(tài)，致使鑄錠組織會(huì)不同程度地偏離平衡狀態(tài)，使合金的塑性和韌性明顯降低[4-5]。通過(guò)均勻化處理能夠消除鑄錠內(nèi)的應(yīng)力，減小枝晶偏析，改善組織均勻性，有利于后續(xù)加工。鋁合金鑄錠均勻化處理的研究已有許多報(bào)道，但7A55合金的均勻化研究還不多見(jiàn)。為此，本文研究了7A55合金鑄錠在不同均勻化處理工藝條件下鑄錠組織和性能的變化，為7A55鋁合金鑄錠均勻化工藝的制訂提供理論和實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 試驗(yàn)方法

試制的400 mm×1 320 mm 7A55合金方錠的化學(xué)成分如表1所示。

表1 7A55合金實(shí)際化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）

在鑄錠橫截面中心切取40 mm×40 mm×25 mm的小塊試樣，分別在400℃/8 h+465℃/0 h、24 h、36 h、48 h下進(jìn)行均勻化處理，出爐水冷。

用布氏硬度計(jì)和電導(dǎo)儀測(cè)試不同均勻化處理?xiàng)l件下合金的硬度和電導(dǎo)率，隨后觀察合金的金相顯微組織變化，采用SEM研究不同均勻化處理?xiàng)l件下合金的物相組成及其變化。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 鑄態(tài)DSC差熱分析

圖1 為7A55鋁合金鑄錠的DSC差熱分析曲線。從圖1中可以看出：鑄錠在467～500℃時(shí)有明顯的吸熱峰?？紤]到合金鑄錠的均勻化處理目的是讓合金元素Mg、Zn、Cu等盡可能充分地?cái)U(kuò)散到固溶體基體中，使成分更加均勻，消除成分偏析和枝晶偏析而不產(chǎn)生過(guò)燒現(xiàn)象，因此，均勻化溫度不能高于481℃，比較安全并適用于大生產(chǎn)的溫度為467℃以內(nèi)。

圖1 7A55鑄錠DSC差熱分析曲線

2.2 不同均勻化處理?xiàng)l件下的硬度和電導(dǎo)率

圖2 顯示了鑄態(tài)和經(jīng)400℃/8 h+465℃/X h均勻化處理后7A55合金的電導(dǎo)率和硬度的變化，其中鑄態(tài)合金的電導(dǎo)率為42.26 %IACS，硬度為72 HB。鑄錠經(jīng)400℃/8 h均勻化處理后，合金電導(dǎo)率急劇下降，硬度急劇上升；經(jīng)二級(jí)均勻化后，隨二級(jí)保溫時(shí)間增加，合金的電導(dǎo)率先降低后趨于穩(wěn)定，布氏硬度先升高后趨于穩(wěn)定。在二級(jí)均勻化24 h后，電導(dǎo)率和硬度的變化很小，在400℃/8 h+465℃/36 h時(shí)，電導(dǎo)率值最低（28.29%IACS），硬度最高（144 HB）。

圖2 7A55合金不同均勻化狀態(tài)下的電導(dǎo)率和硬度變化曲線

2.3 金相組織分析

圖3 是7A55合金鑄態(tài)及不同均勻化處理態(tài)的金相照片。圖3表明，7A55合金鑄錠有明顯的枝晶組織，存在明顯枝晶偏析現(xiàn)象，晶界存在著粗大的共晶組織；經(jīng)400℃/8h均勻化處理后，晶界上部分非平衡共晶組織逐漸回溶到基體固溶體中，但仍殘留大量的第二相；經(jīng)400℃/8 h+465℃/24 h后，在晶界處的非平衡凝固的共晶組織和難溶的第二相的數(shù)量較單級(jí)均勻化處理大幅度降低，均勻化效果更加顯著；當(dāng)二級(jí)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至36 h時(shí)，晶界上的殘留相有相對(duì)減少，但繼續(xù)延長(zhǎng)二級(jí)保溫時(shí)間，晶界上的殘留相無(wú)明顯變化。

圖3 不同均勻化處理態(tài)的金相照片（200倍）

2.4 掃描電鏡分析

為了進(jìn)一步研究鑄錠均勻化對(duì)合金顯微組織的影響，采用掃描電子顯微鏡來(lái)觀察分析均勻化處理后的顯微組織。從BSE組織和面掃描分析（見(jiàn)圖4和圖5）中可以看出：原始鑄態(tài)組織分布不均勻，第二相沿晶界呈網(wǎng)狀分布，合金元素Mg、Zn、Cu不均勻地分布在晶界處，其含量比晶內(nèi)高出很多，存在明顯的成分偏析；經(jīng)400℃/8 h均勻化處理后，晶界附近及晶界上的第二相已部分溶解，枝晶偏析也相應(yīng)減??；經(jīng)400℃/8 h+465℃/24 h處理后，晶界上的第二相分布由連續(xù)性分布變成間斷性分布，晶界上的第二相大部分已溶解，但仍殘留少量未溶解的第二相；將二級(jí)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至36 h時(shí)，晶界上的第二相進(jìn)一步溶解，不過(guò)仍存在部分難溶相，此時(shí)合金中主要的合金元素Mg、Zn、Cu分布均勻；36 h后，繼續(xù)延長(zhǎng)保溫時(shí)間，晶界上的殘留相沒(méi)有明顯的變化。

圖4 不同狀態(tài)下的7A55合金鑄錠BSE組織及能譜分析

圖5 不同狀態(tài)下的7A55合金鑄錠面掃描圖

結(jié)合資料[6]，通過(guò)能譜分析（見(jiàn)圖4）可知，鑄態(tài)組織中主要含有T（AlZnMgCu）相、η（Mg-Zn2）相和S（Al2CuMg）相。經(jīng)400℃/8 h處理后，大部分η相回溶到基體中，同時(shí)晶界上有少量的T相回溶；經(jīng)400℃/8 h+465℃/24 h處理后，η相消失，大部分T相回溶到基體中，晶界上殘留少量的T相和S相以及難溶相Al7Cu2Fe；延長(zhǎng)二級(jí)保溫時(shí)間至36 h，T相充分回溶，晶界上只殘留少量的Al2CuMg相和Al7Cu2Fe相；繼續(xù)延長(zhǎng)保溫時(shí)間至48 h，晶界上仍存在少量的Al2CuMg相和Al7Cu2Fe相，無(wú)明顯變化。

3 分析與討論

通過(guò)金相與電鏡分析可以發(fā)現(xiàn)，7A55合金鑄錠存在枝晶組織，且有枝晶偏析現(xiàn)象，主要合金元素Zn、Mg、Cu分布不均勻，同時(shí)晶界處存在著粗大的T相和S相，并且在晶界附近存在η相。這是因?yàn)?A55合金的合金化程度高，在半連續(xù)鑄造這種非平衡結(jié)晶條件下，結(jié)晶的固相與隨后析出的固相成分來(lái)不及均勻擴(kuò)散，最終形成由枝晶狀的α固溶體及非平衡共晶組成的組織，造成枝晶網(wǎng)胞心部與邊部化學(xué)成分不同，同時(shí)非平衡共晶組織分布不均勻，沿晶界呈網(wǎng)狀分布。

均勻化處理可以在一定程度上消除鑄錠組織的不均勻性，而良好的均勻化處理組織是保證合金具有良好塑性加工性能和強(qiáng)韌性等綜合力學(xué)性能的前提和基礎(chǔ)[2]。一般來(lái)說(shuō)，合金鑄錠的電導(dǎo)率和硬度的變化取決于固溶體的飽和程度。

7A55合金中含有Zr元素，該元素在快速凝固條件下會(huì)形成溶有該元素的過(guò)飽和固溶體。在均勻化退火溫度下，由于Zr元素在鋁固溶體中的平衡濃度低，相應(yīng)的化合物相會(huì)從固溶體中析出[2]。有研究表明[7-10]，含Zr的Al-Zn-Mg-Cu合金鑄錠經(jīng)傳統(tǒng)的單級(jí)均勻化處理后，Al3Zr析出相在合金基體內(nèi)分布不均勻，在枝晶間及晶界附近形成含Al3Zr析出相的無(wú)析出區(qū)，這有利于該區(qū)域再結(jié)晶的發(fā)生，從而導(dǎo)致其力學(xué)性能及斷裂韌性的降低。為了提高該合金再結(jié)晶抗力，有些學(xué)者指出[11]，在合金均勻化前于250～400℃溫度區(qū)間進(jìn)行預(yù)處理，可以提高Al3Zr析出相的密度使其分布更均勻，進(jìn)而降低合金再結(jié)晶比例。結(jié)合工業(yè)生產(chǎn)實(shí)際，第一級(jí)均勻化選擇400℃/8 h，既可得到彌散細(xì)小的Al3Zr組織，又能節(jié)約時(shí)間，使經(jīng)濟(jì)效益最大化。同時(shí)在此溫度下，大部分MgZn2已回溶進(jìn)基體，合金中的第二相體積分?jǐn)?shù)相應(yīng)減小。因?yàn)閆n、Mg元素是7A55合金的主要元素，所以此時(shí)合金中MgZn2回溶的數(shù)量要比Al3Zr析出量多。因此，鑄錠經(jīng)400℃/8 h預(yù)處理后，電導(dǎo)率下降，硬度上升。

為達(dá)到最佳均勻化效果和加速均勻化過(guò)程的目的，應(yīng)盡可能地提高均勻化退火溫度，同時(shí)保證不會(huì)產(chǎn)生過(guò)燒現(xiàn)象。結(jié)合DSC曲線知道，7A55合金比較安全的溫度在467℃以內(nèi)，所以根據(jù)工業(yè)化大生產(chǎn)的穩(wěn)定性需求，第二級(jí)均勻化溫度宜選擇465℃。鑄錠經(jīng)400℃/8 h+465℃/X h均勻化處理后，晶界上的第二相分布由連續(xù)性分布變成間斷性分布，在晶界處的T相大幅降低，回溶到基體內(nèi)，使基體呈飽和固溶體狀態(tài)，晶界殘留部分難溶相，此時(shí)電導(dǎo)率降低，硬度升高。當(dāng)二級(jí)均勻化保溫24 h后，晶界上大部分的T相回溶至基體中，只殘留少量的T相和S相以及Al7Cu2Fe難溶相；將保溫時(shí)間延長(zhǎng)至36 h時(shí)，晶界上只殘留S相和Al7Cu2Fe難溶相，剩余的T相回溶充分，此時(shí)電導(dǎo)率略微降低，硬度也略有上升；保溫時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)至48 h后，晶界上仍然存在S相和難溶相Al7Cu2Fe，同時(shí)硬度有微弱的下降，電導(dǎo)率略有上升。這是因?yàn)樵?65℃下延長(zhǎng)保溫時(shí)間是無(wú)法回溶S相的，同時(shí)延長(zhǎng)保溫時(shí)間有可能粗化晶粒，從而造成合金硬度下降。

綜上所述，根據(jù)工業(yè)化實(shí)際大生產(chǎn)的需求，從控制生產(chǎn)成本和提高生產(chǎn)效率的角度出發(fā)，7A55合金鑄錠均勻化退火制度宜選擇400℃/8 h+465℃/36 h。

4 結(jié)論

（1）7A55合金鑄錠主要含有T（AlZnMgCu）相、η（MgZn2）相和S（Al2CuMg）相。

（2）鑄錠經(jīng)400℃/8 h均勻化處理后，合金電導(dǎo)率急劇下降，硬度急劇上升；經(jīng)400℃/8 h+465℃/X h均勻化處理后，隨二級(jí)保溫時(shí)間增加，合金的電導(dǎo)率先降低后趨于穩(wěn)定，布氏硬度先升高后趨于穩(wěn)定。

（3）根據(jù)工業(yè)化實(shí)際大生產(chǎn)的需求，從控制生產(chǎn)成本和提高生產(chǎn)效率的角度出發(fā)，宜選擇7A55合金鑄錠均勻化退火制度為400℃/8 h+465℃/36 h。此時(shí)低熔點(diǎn)共晶相充分回溶，晶界上只殘留難溶的S相以及Al7Cu2Fe相。