7A55合金鑄錠均勻化研究

周志軍，林順巖

（西南鋁業（集團）有限責任公司，重慶401326）

0 前言

近年來，隨著高強鋁合金應用的擴大，特別是隨著航空航天技術的快速發展，對其性能的要求也越來越高。7A55鋁合金是航空航天新一代輕質高強結構材料，在美國已用于制造波音777飛機的上翼蒙皮。由于7A55合金具有很高的強度和較好的塑性，而且耐腐蝕性也達到較高的水平，因此其應用范圍是相當廣泛的，如龍骨架、水平尾翼、導軌等等。采用T77工藝處理的7A55合金強度比7075-T6和7075-T76分別提高25%和40%，比7150-T6和T77狀態的也提高10%，而抗應力腐蝕性能介于7150-T6和T77狀態之間，而且斷裂韌性好，抗疲勞裂紋擴展能力強[1-3]。

與普通高強鋁合金相比7A55合金的合金化程度高，其合金熔鑄及熱處理技術仍存在一定的難度。相比其他鑄造方式，半連續鑄造能夠減少夾雜、氣孔和縮孔等缺陷，提高成材率，目前在工業上得到了廣泛應用。采用半連續鑄造法生產7A55超高強鋁合金時，因鑄造時冷卻速度快，合金元素來不及從固溶體中析出而使合金基體處于過飽和狀態，致使鑄錠組織會不同程度地偏離平衡狀態，使合金的塑性和韌性明顯降低[4-5]。通過均勻化處理能夠消除鑄錠內的應力，減小枝晶偏析，改善組織均勻性，有利于后續加工。鋁合金鑄錠均勻化處理的研究已有許多報道，但7A55合金的均勻化研究還不多見。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驗依據。

1 試驗方法

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

表1 7A55合金實際化學成分（質量分數/%）

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下進行均勻化處理，出爐水冷。

用布氏硬度計和電導儀測試不同均勻化處理條件下合金的硬度和電導率，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條件下合金的物相組成及其變化。

2 試驗結果

2.1 鑄態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℃時有明顯的吸熱峰。考慮到合金鑄錠的均勻化處理目的是讓合金元素Mg、Zn、Cu等盡可能充分地擴散到固溶體基體中，使成分更加均勻，消除成分偏析和枝晶偏析而不產生過燒現象，因此，均勻化溫度不能高于481℃，比較安全并適用于大生產的溫度為467℃以內。

圖1 7A55鑄錠DSC差熱分析曲線

2.2 不同均勻化處理條件下的硬度和電導率

圖2 顯示了鑄態和經400℃/8 h+465℃/X h均勻化處理后7A55合金的電導率和硬度的變化，其中鑄態合金的電導率為42.26 %IACS，硬度為72 HB。鑄錠經400℃/8 h均勻化處理后，合金電導率急劇下降，硬度急劇上升；經二級均勻化后，隨二級保溫時間增加，合金的電導率先降低后趨于穩定，布氏硬度先升高后趨于穩定。在二級均勻化24 h后，電導率和硬度的變化很小，在400℃/8 h+465℃/36 h時，電導率值最低（28.29%IACS），硬度最高（144 HB）。

圖2 7A55合金不同均勻化狀態下的電導率和硬度變化曲線

2.3 金相組織分析

圖3 是7A55合金鑄態及不同均勻化處理態的金相照片。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象，晶界存在著粗大的共晶組織；經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量較單級均勻化處理大幅度降低，均勻化效果更加顯著；當二級保溫時間延長至36 h時，晶界上的殘留相有相對減少，但繼續延長二級保溫時間，晶界上的殘留相無明顯變化。

圖3 不同均勻化處理態的金相照片（200倍）

2.4 掃描電鏡分析

為了進一步研究鑄錠均勻化對合金顯微組織的影響，采用掃描電子顯微鏡來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（見圖4和圖5）中可以看出：原始鑄態組織分布不均勻，第二相沿晶界呈網狀分布，合金元素Mg、Zn、Cu不均勻地分布在晶界處，其含量比晶內高出很多，存在明顯的成分偏析；經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，枝晶偏析也相應減小；經400℃/8 h+465℃/24 h處理后，晶界上的第二相分布由連續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；將二級保溫時間延長至36 h時，晶界上的第二相進一步溶解，不過仍存在部分難溶相，此時合金中主要的合金元素Mg、Zn、Cu分布均勻；36 h后，繼續延長保溫時間，晶界上的殘留相沒有明顯的變化。

圖4 不同狀態下的7A55合金鑄錠BSE組織及能譜分析

圖5 不同狀態下的7A55合金鑄錠面掃描圖

結合資料[6]，通過能譜分析（見圖4）可知，鑄態組織中主要含有T（AlZnMgCu）相、η（Mg-Zn2）相和S（Al2CuMg）相。經400℃/8 h處理后，大部分η相回溶到基體中，同時晶界上有少量的T相回溶；經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；延長二級保溫時間至36 h，T相充分回溶，晶界上只殘留少量的Al2CuMg相和Al7Cu2Fe相；繼續延長保溫時間至48 h，晶界上仍存在少量的Al2CuMg相和Al7Cu2Fe相，無明顯變化。

3 分析與討論

通過金相與電鏡分析可以發現，7A55合金鑄錠存在枝晶組織，且有枝晶偏析現象，主要合金元素Zn、Mg、Cu分布不均勻，同時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。這是因為7A55合金的合金化程度高，在半連續鑄造這種非平衡結晶條件下，結晶的固相與隨后析出的固相成分來不及均勻擴散，最終形成由枝晶狀的α固溶體及非平衡共晶組成的組織，造成枝晶網胞心部與邊部化學成分不同，同時非平衡共晶組織分布不均勻，沿晶界呈網狀分布。

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韌性等綜合力學性能的前提和基礎[2]。一般來說，合金鑄錠的電導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形成溶有該元素的過飽和固溶體。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，相應的化合物相會從固溶體中析出[2]。有研究表明[7-10]，含Zr的Al-Zn-Mg-Cu合金鑄錠經傳統的單級均勻化處理后，Al3Zr析出相在合金基體內分布不均勻，在枝晶間及晶界附近形成含Al3Zr析出相的無析出區，這有利于該區域再結晶的發生，從而導致其力學性能及斷裂韌性的降低。為了提高該合金再結晶抗力，有些學者指出[11]，在合金均勻化前于250～400℃溫度區間進行預處理，可以提高Al3Zr析出相的密度使其分布更均勻，進而降低合金再結晶比例。結合工業生產實際，第一級均勻化選擇400℃/8 h，既可得到彌散細小的Al3Zr組織，又能節約時間，使經濟效益最大化。同時在此溫度下，大部分MgZn2已回溶進基體，合金中的第二相體積分數相應減小。因為Zn、Mg元素是7A55合金的主要元素，所以此時合金中MgZn2回溶的數量要比Al3Zr析出量多。因此，鑄錠經400℃/8 h預處理后，電導率下降，硬度上升。

為達到最佳均勻化效果和加速均勻化過程的目的，應盡可能地提高均勻化退火溫度，同時保證不會產生過燒現象。結合DSC曲線知道，7A55合金比較安全的溫度在467℃以內，所以根據工業化大生產的穩定性需求，第二級均勻化溫度宜選擇465℃。鑄錠經400℃/8 h+465℃/X h均勻化處理后，晶界上的第二相分布由連續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，使基體呈飽和固溶體狀態，晶界殘留部分難溶相，此時電導率降低，硬度升高。當二級均勻化保溫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；將保溫時間延長至36 h時，晶界上只殘留S相和Al7Cu2Fe難溶相，剩余的T相回溶充分，此時電導率略微降低，硬度也略有上升；保溫時間繼續延長至48 h后，晶界上仍然存在S相和難溶相Al7Cu2Fe，同時硬度有微弱的下降，電導率略有上升。這是因為在465℃下延長保溫時間是無法回溶S相的，同時延長保溫時間有可能粗化晶粒，從而造成合金硬度下降。

綜上所述，根據工業化實際大生產的需求，從控制生產成本和提高生產效率的角度出發，7A55合金鑄錠均勻化退火制度宜選擇400℃/8 h+465℃/36 h。

4 結論

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

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

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