回歸再時(shí)效對(duì)7055鋁合金組織與性能的影響

冷文兵，羅銘強(qiáng)，鄭健全，馬得勝

（廣東興發(fā)鋁業(yè)有限公司，廣東 佛山 528100）

Al-Zn-Mg-Cu系新型超高強(qiáng)鋁合金具有強(qiáng)度高﹑韌性高﹑抗腐蝕性好等優(yōu)點(diǎn)，是航空航天等高科技領(lǐng)域在關(guān)鍵結(jié)構(gòu)的典型材料[1]。7055鋁合金在T6狀態(tài)下具有高強(qiáng)度的特性，但抗腐蝕性能較差；通過(guò)過(guò)時(shí)效熱處理T7X，可提高抗腐蝕性，但其抗拉強(qiáng)度會(huì)隨之下降10%～15%[2]；回歸再時(shí)效(RRA)[3]包括3個(gè)步驟：①進(jìn)行T6x(即預(yù)時(shí)效)，②在較高溫度下短時(shí)間保溫﹑水淬。③進(jìn)行峰時(shí)效(即再時(shí)效)。在保持高強(qiáng)度基礎(chǔ)上，提高鋁合金抗腐蝕性能。從微觀結(jié)構(gòu)看，GP區(qū)和η′相彌散分布在晶粒內(nèi)部，所以η相在晶界上呈現(xiàn)不連續(xù)地分布狀態(tài)[4,5]。

目前RRA研究主要涉及兩個(gè)方面：一是回歸再時(shí)效過(guò)程中的析出相的演化過(guò)程。Parker[6]認(rèn)為回歸過(guò)程主要是細(xì)小η相的溶解﹑較大尺寸η′相長(zhǎng)大﹑η′轉(zhuǎn)變?yōu)棣窍?Deschamps[8]報(bào)道了回歸過(guò)程涉及GP區(qū)快速溶解及細(xì)小η′相粗化，而且RRA工藝獲得析出相成分分布不同于常規(guī)時(shí)效，析出相Cu元素含量高于基體，Zn元素含量低于基體。二是RRA工藝中最佳回歸時(shí)間研究結(jié)論不一致，分為對(duì)應(yīng)最小硬度﹑第二個(gè)最大硬度及介于兩者之間[9]。張新明等人[10]研究了固溶處理﹑回歸溫度﹑回歸冷卻速率﹑連續(xù)RRA等工藝對(duì)超高強(qiáng)7055鋁合金組織與力學(xué)﹑耐腐蝕性能的相互聯(lián)系和影響規(guī)律。

本文重點(diǎn)研究7055鋁合金回歸行為，通過(guò)分析回歸處理對(duì)合金顯微組織的影響，建立回歸顯微組織演化模型，闡明回歸行為特征，獲得最佳的回歸時(shí)效工藝。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

本次實(shí)驗(yàn)所用材料為7055鋁合金（名義成分Al8Zn2Mg2.3Cu0.12Zr）板材，厚度為20mm，原始組織為軋制態(tài)，具有軋制變形纖維組織。

首先將板材切割成2mm的樣板，經(jīng)過(guò)470℃固溶處理后，保溫1h，再水冷淬火，然后進(jìn)行回歸再時(shí)效（RRA）處理：T6時(shí)效+回歸處理+T6時(shí)效?；貧w處理為分別在170℃﹑180℃﹑190℃﹑200℃進(jìn)行不同時(shí)間的回歸處理。

采用HV-10B型硬度計(jì)測(cè)試硬度，載荷為300 N，每個(gè)樣品測(cè)量5次，除去最大值和最小值，取其余值的平均值；采用7501渦流電導(dǎo)儀測(cè)量其電導(dǎo)率，測(cè)量3次取平均值，并將結(jié)果換算成國(guó)際退火銅標(biāo)準(zhǔn)(IACS%)。

DSC實(shí)驗(yàn)在TA2010熱分析儀器上進(jìn)行，加熱速度為10K/min，加熱溫度范圍為室溫～400℃。采用JEM-2000FX透射電鏡分析其顯微組織，加速電壓設(shè)定為20kV。將合金機(jī)械減薄至100μm，沖壓成Φ3mm的圓片，通過(guò)MTP-1雙噴電解減薄儀減薄，直至合金穿孔。電解液選用含量30%HNO3與70%CH3OH的混合液，維持溫度在-20℃以下。

2 結(jié)果與討論

2.1 7055鋁合金回歸行為特征

圖1為7055合金不同回歸溫度的回歸（R）﹑回歸再時(shí)效（RRA）的硬度﹑電導(dǎo)率曲線。由圖中可以看出，在170℃﹑180℃回歸溫度下，合金隨著回歸時(shí)間的延長(zhǎng)，R硬度曲線先下降后上升至峰值再下降。這是因?yàn)樵诨貧w初期T6時(shí)效析出的細(xì)小彌散的GP區(qū)回溶，合金硬度降低；隨著回歸時(shí)間延長(zhǎng)，較大尺寸的η′相發(fā)生長(zhǎng)大粗化，R曲線上升后降低。在再時(shí)效階段，由于回歸階段基體溶質(zhì)原子增加，提高了合金基體飽和度，再時(shí)效析出彌散第二相，提高RRA硬度曲線。

圖1 7055合金不同溫度回歸處理及RRA曲線

R電導(dǎo)率曲線在回歸初期與硬度曲線趨勢(shì)相近，而在回歸后期電導(dǎo)率迅速增加，與R曲線下降趨勢(shì)相反。在回歸處理前期，由于晶內(nèi)析出相的回溶，導(dǎo)致基體固溶度增加，強(qiáng)化相減少，硬度及電導(dǎo)率下降。隨著回歸時(shí)間延長(zhǎng)，晶內(nèi)亞穩(wěn)相長(zhǎng)大，晶界析出相粗化，電導(dǎo)率上升。在190℃～220℃回歸，R與RRA硬度連續(xù)下降，表明7055合金在短時(shí)間內(nèi)析出相已經(jīng)粗化，合金電導(dǎo)率連續(xù)上升。

超高強(qiáng)鋁合金抗應(yīng)力腐蝕性能取決于晶界析出相，而強(qiáng)度主要取決于晶內(nèi)析出相（GP區(qū)或半共格亞穩(wěn)相）。隨著回歸時(shí)間增加，晶界析出相發(fā)生粗化，形成不連續(xù)的晶界析出形態(tài)，阻斷了腐蝕通道，提高了合金抗腐蝕性能。超高強(qiáng)鋁合金抗腐蝕性能在一定程度上可以采用電導(dǎo)率來(lái)表征。合金在回歸硬度谷值對(duì)應(yīng)的電導(dǎo)率最低，回歸再時(shí)效的耐蝕性較低[8]。

隨著回歸時(shí)間增加，析出相長(zhǎng)大粗化，電導(dǎo)率連續(xù)上升，硬度先增加后降低。從合金電導(dǎo)率與硬度綜合考慮，最佳回歸時(shí)間可選取R硬度曲線的峰值附近。與180℃回歸相比，7055合金在170℃回歸階段析出相粗化效應(yīng)不明顯的。因此，7055合金在170℃/60min回歸再時(shí)效可獲得較好的硬度，電導(dǎo)率的綜合性能達(dá)到最佳水平。

2.2 7055鋁合金回歸組織分析

回歸處理后主要呈現(xiàn)晶界析出相的粗化，晶內(nèi)析出相回溶及新相的重新析出，晶界內(nèi)的組織演變同時(shí)決定經(jīng)回歸處理后的性能。在T6時(shí)效狀態(tài)下，合金基體析出彌散納米強(qiáng)化相，在晶界形成連續(xù)的析出相。經(jīng)過(guò)170℃/60min回歸再時(shí)效處理后，合金基體呈現(xiàn)彌散強(qiáng)化相，而晶界析出相明顯粗化,可獲得較好的抗應(yīng)力腐蝕性能。

對(duì)于T6態(tài)，在180℃左右出現(xiàn)吸熱峰，這是由于合金在T6時(shí)效析出GP區(qū)和細(xì)小的η′相在DSC實(shí)驗(yàn)中溶解，這表明T6時(shí)效析出相主要為GP區(qū)和η′相。在215℃﹑245℃左右出現(xiàn)放熱峰A﹑B,分別對(duì)應(yīng)于η′相與η相的形成。與T6態(tài)相比，R態(tài)和RRA態(tài)試樣的溶解峰為溫度范圍比較寬（160℃～220℃），沒(méi)有明顯的放熱峰A(η′相形成），出現(xiàn)放熱峰B(η相)，這表明回歸處理后GP區(qū)回溶，基體以η′相為主。需要注意的是，RRA態(tài)試樣在265℃左右出現(xiàn)放熱峰C，而R態(tài)沒(méi)有出現(xiàn)該放熱峰，這個(gè)差異應(yīng)該由再時(shí)效過(guò)程產(chǎn)生的。Deschamps[8]認(rèn)為再時(shí)效過(guò)程不僅僅η′相再次析出，而且析出相成分分布不同于常規(guī)時(shí)效，析出相Cu元素含量高于基體，Zn元素含量低于基體，對(duì)合金腐蝕性產(chǎn)生重要的影響。

2.3 回歸過(guò)程理論分析

2.3.1 回歸組織模型分析

一般來(lái)說(shuō)，7055鋁合金析出可分為三個(gè)階段；①析出相的回溶階段；②析出相的生長(zhǎng)階段；③析出相的粗化階段。本次試驗(yàn)的回歸過(guò)程析出相回溶﹑長(zhǎng)大與粗化遵循經(jīng)典的第二相長(zhǎng)大理論。本文基于Kampmann與Wangner數(shù)值模型，建立析出相回歸動(dòng)力學(xué)模型，預(yù)測(cè)回歸過(guò)程中體積分?jǐn)?shù)演變，分析7055合金回歸行為特征。假設(shè)如下：①析出相為球形顆粒，析出相η成分（MgZn2）；②未考慮η′相的形核與η相變；③析出相的回溶﹑長(zhǎng)大與粗化由Mg原子擴(kuò)散控制。

（1）析出相長(zhǎng)大/回溶模型分析。

析出相（半徑r,溶質(zhì)原子摩爾分?jǐn)?shù)Xp）的長(zhǎng)大或回溶取決于析出相/基體界面原子Mg摩爾分?jǐn)?shù)Xi是否超過(guò)基體Mg平均摩爾分?jǐn)?shù)Xm，長(zhǎng)大/回溶速率為：

析出相/基體界面摩爾分?jǐn)?shù)Xi為：

其中Xe為基體平衡摩爾分?jǐn)?shù)，可由熱力學(xué)計(jì)算獲得；σ為析出相/基體界面能（J m-2），Vm是析出相摩爾體積分?jǐn)?shù)。

在回歸過(guò)程中，析出相回溶臨界尺寸由Gibbs-Thomson方程變換計(jì)算：

析出相半徑小于臨界尺寸r＊，則發(fā)生回溶；而析出相半徑超過(guò)臨界尺寸，則發(fā)生長(zhǎng)大粗化。

（2）析出相長(zhǎng)大/粗化模型。

析出相純粗化速率為：

其中X0為合金完全固溶的溶質(zhì)原子摩爾分?jǐn)?shù)。

2.3.2 理論分析

7055鋁合金T6態(tài)基體析出相平均半徑為2.5nm，假設(shè)析出相半徑服從正態(tài)分布，方差為R/4，合金T6態(tài)析出相體積分?jǐn)?shù)為3.2%。模型中的摩爾分?jǐn)?shù)可用Thermocalc軟件推算，經(jīng)計(jì)算，模型計(jì)算參數(shù)如下所示：Xp：0.333；Xe(463K)：5.788×10-3；Xe(453K)：5.245×10-3；D0Mg(m-2s-1)：1×10-3；Q(Jmol-1)：115000；σ(J/m2)：0.28；Vm(m3/mol)：1×105。

從圖2可看出，通過(guò)對(duì)7055合金回歸過(guò)程進(jìn)行析出相體積分?jǐn)?shù)演化可知，7055鋁合金在170℃時(shí)回歸時(shí)間為286s，析出相的體積分?jǐn)?shù)最低，對(duì)應(yīng)回歸硬度谷值，1200s時(shí)析出相體積分?jǐn)?shù)增長(zhǎng)斜率發(fā)生變化，表明析出相向粗化轉(zhuǎn)變，在R電導(dǎo)率表現(xiàn)為峰值特征，與實(shí)驗(yàn)結(jié)果一致。而在190℃回歸55.6s，析出相體積分?jǐn)?shù)最低，213s時(shí)析出相體積分?jǐn)?shù)增長(zhǎng)斜率發(fā)生變化。在190℃回歸實(shí)驗(yàn)測(cè)試初始時(shí)間為5min，合金已經(jīng)發(fā)生粗化，R硬度連續(xù)下降，沒(méi)有觀察到谷值與峰值特征。

圖2 7055合金回歸過(guò)程的體積分?jǐn)?shù)演化

3 結(jié)論

（1）7055鋁合金在170℃﹑180℃回歸硬度存在谷值與峰值，回歸初期的電導(dǎo)率趨勢(shì)與硬度相似；在超過(guò)180℃回歸硬度連續(xù)下降，電導(dǎo)率連續(xù)上升。

（2）在170℃/60min回歸再時(shí)效，基體強(qiáng)化相彌散分布，晶內(nèi)亞穩(wěn)相長(zhǎng)大，晶界析出相粗化，呈現(xiàn)不連續(xù)分布，可獲得7055鋁合金較好的硬度與電導(dǎo)率的綜合性能。

（3）建立基體回歸組織析出相演化模型，定量分析7055鋁合金析出相體積分?jǐn)?shù)演化過(guò)程，解釋7055鋁合金回歸硬度的行為特征。