超高強7055鋁合金均勻化處理制度研究

楊 路， 曹 帥， 馮 梟， 張 宇， 吳 楠

（遼寧忠旺集團有限公司，遼寧 遼陽 111003）

7055鋁合金是美國于1991年注冊的一種高強度Al-Zn-Mg-Cu合金，屬于可熱處理強化合金，廣泛應用于航空航天及軍工等領域，發展前景廣闊[1-5]。近年來，國內外正在大力開發強度更高、韌性及耐腐蝕性能更好的新一代7055鋁合金，這對合金的原材料和鑄錠品質都提出了更高的要求[6-10]。由于7055鋁合金的合金化程度高，在凝固過程中易發生晶間偏析，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重影響合金的后續變形加工，從而對合金的綜合性能產生不利的影響[11]。并且合金在結晶過程中，由于冷卻強度和溫度的變化，鑄錠結晶冷卻后組織存在內應力和成分偏析，導致其變形抗力的增加，因此鑄錠應該進行均勻化處理，否則鑄件容易出現裂紋，降低使用壽命[11-12]。鑄錠在均勻化處理過程中，內應力得以消除，晶內偏析得以改善，進而改善鑄錠的性能[13]。

1 試驗方案

本試驗采用7055鋁合金，其化學成分見表1，通過模擬分析找出最優均勻化處理制度，觀察最優工藝的顯微組織來判斷均勻化效果。Fe，Si在合金中是雜質元素，應嚴格控制其含量，但工業化生產使用的純度99.7%鋁錠中Fe，Si雜質含量較高，故控制Fe的質量分數小于0.15%，Si的質量分數小于0.06%。

表 1 7055 鋁合金化學成分（質量分數/%）Tab.1 Chemical compositions of 7055 aluminum alloy(mass fraction/%)

根據熱力學原理，體系恒溫恒壓平衡的一般條件是總體吉布斯自由能達到最小，組元在各相中的化學勢相等。以此為依據，模擬分析熱力學計算部分采用CALPHAD方法來繪制相圖。

合金為Al-2.0Mg-2.3Cu-8.0Zn-0.1Zr-0.1Fe，以此成分進行鑄錠溫度-相組成模擬，模擬分析結果為理想狀態下的平衡共晶，與實際結果可能有所偏差，模擬分析結果如圖1所示。

由圖 1（b）可以看出，7055 鋁合金鑄錠在 50 ℃時主要相組成為 MgZn2，S 相（Al2CuMg），Al2Cu，Al3Zr（Al3M-DO23）及雜質相 Al7Cu2Fe。結合圖 1（a）可以看出，200 ℃析出Al2Cu時伴隨著S相的減少，Al2Cu會在S相周圍析出，且鑄錠在實際鑄造過程中是不平衡共晶狀態，還會出現含Al，Zn，Mg和Cu的T相，故7055鋁合金鑄錠室溫時主要相組成為 MgZn2、S相、T 相、少量 Al2Cu、Al3Zr及雜質相Al7Cu2Fe。

圖 1 凝固過程中溫度-相組成模擬Fig. 1 Temperature-phase composition simulation during solidification process

模擬凝固過程各元素在鋁液及各相中的含量，模擬結果如圖2所示。圖2（a）為各元素在鋁液中含量變化的情況，隨著鑄錠凝固的進行，溫度降低，Zr，Fe含量曲線平直，說明兩種元素在鑄錠已凝固區和未凝固液態區的成分基本相同，晶粒的形成是從晶核到晶界長大，表明了Zr，Fe的偏析量極小。由630℃降至510 ℃過程中，Mg，Zn和Cu在液態區含量均呈現不同程度的提升，其中Cu提升幅度最大，表明Cu在液態區的擴散速度慢，即偏析程度最大。結合圖 2（b）～2（d）及圖 1 可知，Cu 主要形成 Al2Cu、T相、S相和雜質相Al7Cu2Fe，Mg主要形成S相、T 相、MgZn2，Zn主要形成 T 相和MgZn2。

圖 2 凝固過程中各元素在鋁液中及各相中的含量Fig.2 Contents of each element in liquid aluminum and each phase during solidification

根據模擬分析結果及理論分析，在凝固末期，液態區中的Cu，Zn含量很高，偏析程度很大，但同等條件下Cu的擴散速率相對更慢，所以均勻化處理時主要考慮Cu的晶內偏析。由圖1（a）可知，在200 ℃時，Al2Cu相全部溶于鋁基體，MgZn2相少部分溶入，則設定第一級溫度高于200 ℃，確保Al2Cu的回溶。研究顯示Al3Zr粒子在260 ℃時形核均勻細小[14]，有利于形成均勻彌散釘扎于晶內、晶界的第二相，所以設定一級均勻化處理溫度為260 ℃。MgZn2和S相溶于基體的溫度分別為434 ℃及459 ℃，為保證各相充分溶于基體，設置均勻化處理溫度均高于上述數值，考慮到生產實際情況及理論分析，設定第二、三級均勻化處理溫度為440 ℃和470 ℃。

采用Scheil-Gulliver模型模擬分析均勻化處理計算部分，假設固相中的溶質擴散可以被忽略，同時液相中的溶質擴散非?？?，以至于擴散完全。在此假設前提下，通過設置均勻化處理時間、溫度及二次枝晶間距等條件來計算均勻化處理結果。

經以上分析，已知Cu為影響均勻化處理偏析的主要因素，分別對以上溫度進行不同時間均勻化處理晶內偏析的模擬，結果如圖3所示。根據圖3（a）可知，當均勻化處理溫度為260 ℃，均勻化處理時間1～3 h時，Zr偏析曲線基本重合且平直，說明均勻化處理時間的增加并不會使Zr偏析量減小，此時基體中形成均勻細小的Al3Zr粒子[14]。結合圖3（b）得知，均勻化處理時間1～3 h時，Cu元素偏析曲線完全重合，說明當均勻化處理溫度為260 ℃時，均勻化處理時間對Cu偏析沒有影響。綜合Cu，Zr偏析趨勢，確定溫度260 ℃時的均勻化處理時間為1 h。根據圖 3（c）可知，當溫度為 430 ℃，均勻化處理 1 h后，Cu的偏析程度明顯減小，均勻化處理2 h后其變化趨勢較為平穩，因此確定溫度430 ℃時的均勻化處理時間為2 h。前兩級均勻化制度確認后，分別進行 260 ℃×1 h+430 ℃×2 h+470 ℃×15 h（以下稱為工藝 1）和 260 ℃×1 h+430 ℃×2 h+470 ℃×10 h（以下稱為工藝2）兩種均勻化處理制度后的Cu偏析模擬，結果如圖 3（d）和 3（e）所示。經過工藝 2 處理后，Cu偏析程度依舊較大，質量分數為1.8%～2.2%，而工藝1處理后，Cu偏析曲線明顯平直，此時偏析量小于0.2%，說明晶內偏析基本消除。

圖 3 成分偏析的模擬分析Fig.3 Simulation analysis of the component segregation

因此，模擬分析結果確定最優均勻化處理制度為工藝1，為進一步驗證分析結果，對兩種工藝制度處理后的7055鋁合金鑄錠的力學性能、金相組織和電導率進行對比。

表 2 各均勻化工藝力學性能及硬度Tab.2 Mechanical properties and hardness under different homogenization processes

2 試驗結果及分析

2.1 力學性能及硬度

用萬能拉伸試驗機AG-X100KN測試工藝1和工藝2處理后的7055鋁合金鑄錠的力學性能，結果見表2。通過表2可以看出，工藝1處理后性能與工藝2的相比，抗拉強度、屈服強度和硬度較低，伸長率較高，有利于后續的塑性成形加工，使得加工后合金內應力消除更徹底，組織更均勻。

2.2 金相組織

圖4為7055鋁合金鑄錠經工藝1和工藝2均勻化處理后不同位置組織形貌?？芍?，兩種均勻化制度處理后組織晶粒大小均勻且組織無過燒。經工藝2處理后，鑄錠邊部、心部和中部組織中都存在斷續分布的第二相，均勻化處理不徹底，如圖4（d）～4（f）所示；經工藝1處理后，鑄錠邊部、中部組織中未溶第二相已基本全部回溶于基體，心部組織存在少量第二相，均勻化效果良好，與模擬分析結果相吻合，如圖 4（a）～4（c）所示。

2.3 電導率

分別測試工藝1和工藝2處理后的7055鋁合金鑄錠表面的電導率，測得結果如下：室溫23 ℃的情況下，工藝1處理后鑄錠電導率為27.4 %IACS，工藝2處理后鑄錠電導率為28.0 %IACS?？芍?，工藝1處理后的鑄錠電導率相對更低，即同等條件下，工藝1處理后合金電阻率更大。

圖 4 不同均勻化處理制度下鑄錠不同位置組織形貌Fig.4 Microstructural morphologies of different position in the ingots under different homogenization treatment

影響鋁合金電導率的因素主要有合金化程度、固溶程度和組織形貌[15]。本試驗中，因為合金化程度一致，造成電導率不同的因素只有固溶程度和組織形態，在均勻化過程中，第二相不斷地回溶于鋁基體，回溶的第二相越多則造成基體的過飽和程度越大，過飽和程度越大則對電子的散射能力越大，即電阻率越大。由電導率測試結果可知，工藝1處理后合金電導率更小，電阻率更大，即過飽和程度相對更大，組織回溶更充分，均勻化效果更明顯。

3 結 論

(1) 經過工藝1處理后，7055鋁合金鑄錠的抗拉強度、屈服強度、硬度較低，伸長率較高，有利于后續的塑性成形加工，使得加工后合金內應力消除更徹底，組織更均勻。

(2) 經工藝1處理后，7055鋁合金鑄錠邊部、中部組織中未溶第二相絕大部分回溶于基體，心部組織存在少量第二相，回溶更加充分，均勻化效果良好，與模擬分析結果相吻合。

(3) 經工藝1處理后，7055鋁合金鑄錠電導率更小，電阻率更大，即過飽和程度相對更大，組織回溶更充分，均勻化效果更明顯。