高溫短時固溶處理對超高強Al-Zn-Mg-Cu合金鍛件組織與性能的影響

王少華, 鐘立偉, 馬志鋒

(1. 中國航發北京航空材料研究院 鋁合金研究所， 北京 100095；2. 中國航發北京航空材料研究院 北京市先進鋁合金材料及應用工程技術研究中心， 北京 100095)

Al-Zn-Mg-Cu系(7×××系)超高強鋁合金因其具有低密度、高比強度、高韌性、易加工、耐腐蝕及經濟耐用等優點，被用于航空航天、軍事工業、交通運輸業以及核工業等領域的主要承力結構零部件[1-4]。然而，隨著對高強鋁合金的綜合性能要求的不斷提高，尤其是在強度方面，超高強鋁合金的制備往往需要添加高含量的合金化元素，以獲得更高的強度。對于高合金化Al-Zn-Mg-Cu合金，高含量的Zn、Mg和Cu易導致合金在均勻化熱處理后仍殘留許多粗大的共晶相[5-7]。如果這些殘留粗大相無法在后續固溶熱處理過程中被消除，則容易導致合金在后續加工及服役過程中發生應力集中和裂紋萌生[8-9]。據相關文獻報道[10]，常規的單級固溶制度溫度一般設置在多相共晶點以下，并且很難完全溶解殘余相。有學者研究發現[11]，在常規單級固溶處理后，快速升溫至高溫進行短時保溫處理的復合強化固溶工藝，可以有效促進高合金化Al-Zn-Mg-Cu合金中殘留相的溶解，從而提高時效態合金的強度。趙建吉等[12]對7085鋁合金的研究表明，強化固溶工藝使合金的強度明顯提升，同時保持較好的斷后伸長率。Sokolowski等[13]發現，與傳統的單級固溶工藝相比，結合第二級高溫短時固溶處理的復合強化固溶工藝可以使殘留富Cu相的數量減少且尺寸減小，進而使強度和斷后伸長率大幅提升。由此可見，在常規單級固溶工藝的基礎上進行高溫短時固溶處理，是提升超高強Al-Zn-Mg-Cu合金力學性能的一條重要途徑。

本文在常規單級固溶工藝的基礎上，研究高溫短時固溶處理溫度、時間對自主研制的高合金化Al-Zn-Mg-Cu合金組織及性能的影響，以期獲得解決合金中殘留相難回溶的問題，并進一步提高合金強度的復合固溶工藝參數，為該合金的工業化批量生產提供參考。

1 試驗材料與方法

試驗用超高強鋁合金為自行制備的高合金元素含量的Al-Zn-Mg-Cu合金，Zn、Mg、Cu、Zr總含量(質量分數，下同)約為15.5%，其中Zn含量高于10%。采用半連續鑄造的方法制備圓形鑄錠，經均勻化退火、擠壓獲得截面為40 mm×100 mm的擠壓帶板。將擠壓帶板加工成尺寸為φ100 mm×40 mm的鍛坯，鍛坯在空氣循環爐內進行350 ℃×5 h退火后在室溫下進行壓縮變形，然后再進行473 ℃×4 h再結晶固溶處理并水淬至室溫。另將鍛坯進行等溫模鍛，然后在空氣爐中進行473 ℃×2 h固溶處理并水淬至室溫，接著進行高溫短時固溶處理并水淬至室溫，隨后進行135 ℃×16 h時效處理。為防止緩慢升溫過程對鍛件性能造成損傷，高溫短時固溶過程需在高精度鹽浴爐中進行。為使更多的第二相溶入鋁基體，充分發揮合金元素的有效作用，本研究采用略高于過燒點的溫度進行短時固溶處理。由前期試驗得知，等溫模鍛狀態試驗合金的過燒點為475 ℃，故擬定高溫短時固溶處理制度為①固溶溫度分別為475、476、478和480 ℃，固溶時間為5 min；②固溶溫度475 ℃，固溶時間分別為0、3、5和7 min。

從時效態等溫模鍛件相同部位取金相試樣，采用Leica DM 2500M型顯微鏡觀察顯微組織，腐蝕劑為Keller試劑(2 mL HF+3 mL HCl+5 mL HNO3+90 mL H2O)。從鍛件縱向(L向)、橫向(LT向)及45°方向分別取拉伸試樣，在CMT-7304型電子萬能材料拉伸試驗機上進行拉伸試驗，測試方法參照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》，拉伸速度為2 mm/min，每個方向的測定值取同一方向3個試樣的平均值。然后采用JSA-6360LA型掃描電鏡觀察LT向拉伸試樣的斷口形貌。

2 試驗結果與討論

2.1 高溫短時固溶處理對鍛件顯微組織的影響

等溫模鍛件經473 ℃×2 h常規固溶處理+不同溫度高溫短時固溶處理5 min+135 ℃×16 h時效后的顯微組織如圖1所示。可以看出，隨著溫度的升高，晶界殘留第二相數量逐漸減少，尺寸逐漸減小。在475 ℃進行高溫短時固溶處理時，極少量區域觀察到三岔晶界(如圖1(a)方框區域所示)，出現輕度過熱跡象；采用476 ℃進行高溫短時固溶處理時，晶界粗化，呈輕度過燒跡象(如圖1(b)所示)；溫度升高到478 ℃時，發生明顯過燒(如圖1(c)所示)；溫度升高到480 ℃時，雖然晶粒整體形貌還保持纖維狀，但觀察到大量等軸狀晶粒，且出現復熔球以及晶界粗化現象，發生嚴重過燒(如圖1(d)所示)。

圖1 不同溫度高溫短時固溶處理5 min下時效態鍛件的顯微組織Fig.1 Microstructure of the as-aged forging with high-temperature short-time solution treatment at different temperatures for 5 min(a) 475 ℃; (b) 476 ℃; (c) 478 ℃; (d) 480 ℃

等溫模鍛件經473 ℃×2 h常規固溶處理+475 ℃高溫短時固溶處理不同時間+135 ℃×16 h時效后的顯微組織如圖2所示。可以看出，鍛件在經473 ℃×2 h 固溶處理后直接進行時效時，殘留第二相尺寸大且數量多，見圖2(a)。增加475 ℃×3 min短時高溫固溶處理后，晶界殘留相數量減少，殘留相尺寸也明顯減小(如圖2(b)所示)，說明高溫短時固溶處理促進了第二相的分解。隨著保溫時間的延長，晶界殘留第二相數量及尺寸進一步減少，在短時高溫固溶處理時間為5 min時，極少量區域觀察到三岔晶界(如圖1(a)方框區域所示)，并且出現輕度過熱跡象；短時高溫固溶處理時間延長至7 min時，三岔晶界明顯增多，晶界加粗，呈輕度過燒跡象(如圖2(c)方框區域所示)。

圖2 475 ℃高溫短時固溶處理不同時間下時效態鍛件的顯微組織Fig.2 Microstructure of the as-aged forging with high-temperature short-time solution treatment at 475 ℃ for different time (a) 0 min; (b) 3 min; (c) 7 min

2.2 高溫短時固溶處理對鍛件力學性能的影響

等溫模鍛件經473 ℃×2 h常規固溶處理+不同溫度高溫短時固溶處理5 min+135 ℃×16 h時效后的力學性能如圖3所示。可以看出，隨著高溫短時固溶處理溫度的提高，鍛件沿3個方向的斷后伸長率均呈明顯下降趨勢，在高溫短時固溶處理溫度達到480 ℃時，L方向及LT方向的斷后伸長率為0；3個方向抗拉強度呈下降趨勢，但是在480 ℃時忽然上升。

圖3 不同溫度高溫短時固溶處理5 min下時效態鍛件的力學性能(a)抗拉強度；(b)伸長率Fig. 3 Mechanical properties of the as-aged forging with high-temperature short-time solution treatment at different temperatures for 5 min(a) tensile strength; (b) elongation

等溫模鍛件經473 ℃×2 h常規固溶處理+475 ℃高溫短時固溶處理不同時間+135 ℃×16 h時效后的力學性能如圖4所示。可以看出，經475 ℃×3 min高溫短時固溶處理后，3個方向抗拉強度都上升了30 MPa 左右，強度比未進行高溫短時固溶處理時提升了4%以上。3個方向斷后伸長率也呈上升趨勢，其中LT方向斷后伸長率變化最為明顯，由3.5%上升至4.7%。高溫短時固溶處理時間超過3 min后，隨著時間的延長，45°方向抗拉強度及斷后伸長率先上升后下降，在5 min時抗拉強度為694 MPa，斷后伸長率為7.1%，力學性能最佳；LT方向抗拉強度呈緩慢上升趨勢，斷后伸長率呈明顯下降趨勢，在3 min時，抗拉強度為775 MPa，斷后伸長率為4.7%，拉伸性能最佳。

圖4 475 ℃高溫短時固溶處理不同時間下時效態鍛件的力學性能(a)抗拉強度；(b)伸長率Fig.4 Mechanical properties of the as-aged forging with high-temperature short-time solution treatment at 475 ℃ for different time(a) tensile strength; (b) elongation

2.3 高溫短時固溶處理對斷口形貌的影響

等溫模鍛件經473 ℃×2 h常規固溶處理+不同溫度高溫短時固溶處理5 min+135 ℃×16 h時效后沿LT方向的拉伸斷口形貌如圖5所示。從圖5(a， b)可以看出，鍛件經475 ℃高溫短時固溶處理5 min后的拉伸斷口形貌為穿晶斷裂和沿晶斷裂的混合斷裂機制，且在斷口中可發現大量細小的等軸晶粒。隨著高溫短時固溶處理溫度升高到476 ℃，等軸晶粒開始長大，如圖5(c， d)所示。當高溫短時固溶處理溫度達到478 ℃時，斷口形貌中可觀察到晶粒粗化現象，且斷裂機制以沿晶斷裂為主，如圖5(e， f)所示。當高溫短時固溶處理溫度達到480 ℃后，可觀察到晶粒開始發生嚴重粗化，對應材料韌性明顯下降，如圖5(g， h)所示。

圖5 不同溫度高溫短時固溶處理5 min下時效態鍛件沿LT方向的拉伸斷口形貌Fig.5 Tensile fracture morphologies along LT direction of the as-aged forging with high-temperature short-time solution treatment at different temperatures for 5 min (a,b) 475 ℃; (c,d) 476 ℃; (e,f) 478 ℃; (g,h) 480 ℃

等溫模鍛件經473 ℃×2 h常規固溶處理+475 ℃高溫短時固溶處理不同時間+135 ℃×16 h時效后沿LT方向的拉伸斷口形貌如圖6所示。從圖6(a，b)可以看出，未經高溫短時處理的斷口形貌為穿晶斷裂和沿晶斷裂的混合斷裂機制。當高溫短時固溶處理時間為3 min時，從斷口中可觀察到細小的等軸狀晶粒，如圖6(c，d)所示，說明此時存在合金沿等軸狀晶粒開裂的現象。當高溫短時固溶處理時間為5 min時，從斷口形貌中可觀察到大量的等軸狀晶粒，且斷裂機制以沿晶斷裂為主，如圖5(a，b)所示。當高溫短時固溶處理時間為7 min時，從斷口形貌中可觀察到晶粒開始發生粗化，且等軸晶粒開始長大，如圖6(e，f)所示。

圖6 475 ℃高溫短時固溶處理不同時間下時效態鍛件沿LT方向的拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphologies along LT direction of the as-aged forging with high-temperature short-time solution treatment at 475 ℃ for different time(a,b) 0 min; (c,d) 3 min; (e,f) 7 min

2.4 分析與討論

結合前文的試驗結果可知，固溶溫度越高，殘留第二相數量越少且尺寸越小，淬火后基體內溶質及空位的過飽和度越高，時效后析出相體積分數越高且彌散度越高[14-15]。如不考慮過燒，最理想的狀態是殘留第二相全部溶解，要達到這一理想狀態，等溫模鍛狀態的合金要在高于475 ℃溫度進行固溶熱處理，而此溫度已達到合金的工程過燒點。再考慮到熱處理設備的精度，批量生產時，采用常規的固溶熱處理方法很難使第二相充分溶解。因此要摸索合適的固溶熱處理制度，盡量提高合金淬火后基體內溶質過飽和度和空位過飽和度，同時避免過燒帶來的性能損傷。本研究證明，高溫短時復合強化固溶處理是一條有效途徑。

由于溶解熱力學和動力學條件不同，Al-Zn-Mg-Cu系高強鋁合金在固溶過程中存在一定的固溶次序[16-17]。在473 ℃×2 h的固溶處理后，低熔點的第二相溶解速度快，先行溶入基體，與此同時，低溫長時固溶使非平衡相充分擴散，分布更加均勻，避免了低熔點相的局部集中引起的非平衡溶化，從而降低高溫短時處理時的過燒風險。在后續的高溫短時處理中，高溫使空位濃度及擴散系數快速升高，加快了高熔點難溶相的分解，使殘留第二相數量減少且尺寸減小，提高合金淬火后基體內溶質過飽和度和空位過飽和度，短時保溫避免了過燒帶來的性能損傷。

試驗表明，進行高溫短時固溶處理時，固溶處理溫度提高，保溫時間應相應縮短，主要是因為處理溫度越高，合金出現過燒所需的時間越短。基于相關理論[18-19]，溫度越高，擴散系數越大，空位濃度越大，提高溫度對合金性能的貢獻大于延長保溫時間的貢獻。但是實際處理過程中，由于零件較厚，熱量從零件外部傳入零件內部從而使整個零件溫度場均勻需要一定時間，如果溫度過高，在很短的時間內零件外部發生過燒而零件內部還處于較低溫度，就無法發揮高溫短時固溶處理的作用。為進一步確定合適的高溫短時固溶處理參數，將試驗合金制備的鍛件在480 ℃下進行高溫短時固溶處理，然后進行135 ℃×16 h時效處理，獲得的顯微組織和力學性能分別如圖7和表1所示。從表1可以看出，高溫短時固溶處理時間為1 min時，鍛件的性能沒有明顯變化；時間延長至1.5 min以后，隨著時間的延長，鍛件的抗拉強度呈上升趨勢，在2.5 min時達到最高，但此時LT方向的斷后伸長率急劇下降。比較后得出，高溫短時固溶處理時間為2 min時，鍛件的綜合力學性能達到最佳匹配，與475 ℃×3 min高溫短時固溶處理時性能相當。由圖7可以看出，在高溫短時固溶處理時間為120 s時出現輕微過燒，150 s時發生明顯過燒。綜合考慮熱量傳遞使零件溫度場均勻所需的時間及實際生產的可操作性，合金高溫短時固溶處理采用475 ℃×3 min為宜。經該參數高溫短時固溶處理后時效態鍛件的透射電鏡組織如圖8所示，由圖8可知，鍛件晶內析出較多盤片狀η′(MgZn2)強化相，晶界沉淀相不連續，而且未觀察到無沉淀析出帶。許多研究證明，該形式的析出相可使合金具有較高的強度及耐腐蝕性能[20-21]。

圖7 480 ℃高溫短時固溶處理不同時間下鍛件的顯微組織Fig.7 Microstructure of the forging after high-temperature short-time solution treatment at 480 ℃ for different time(a) 120 s; (b) 150 s

表1 480 ℃高溫短時固溶處理不同時間下鍛件的力學性能Table 1 Mechanical properties of the forging with high-temperature short-time solution treatment at 480 ℃ for different time

圖8 475 ℃高溫短時固溶處理3 min下時效態鍛件的TEM照片 (a)晶內析出相及沿<110>Al方向選區電子衍射花樣；(b)晶界析出相Fig.8 TEM images of the as-aged forging with high-temperature short-time solution treatment at 475 ℃ for 3 min(a) intragranular precipitates and selected area electron diffraction patterns along <110>Al direction; (b) precipitates along grain boundary

3 結論

1) 經475～480 ℃高溫短時固溶處理5 min的Al-Zn-Mg-Cu 合金鍛件，隨著溫度的增加，晶界殘留粗大第二相數量減少且尺寸縮小，過燒程度從輕度過熱逐漸發展成嚴重過燒，等軸狀晶粒逐漸增多且發生長大；3個方向抗拉強度先降低，然后在480 ℃時忽然升高，斷后伸長率均明顯下降，在480 ℃時L向及LT向斷后伸長率為0；拉伸斷裂機制由穿晶斷裂與沿晶斷裂的混合斷裂機制逐漸發展成以沿晶斷裂為主。

2) 經475 ℃高溫短時固溶處理0～7 min的Al-Zn-Mg-Cu合金鍛件，隨著時間的增加，晶界殘留第二相數量逐漸減少且尺寸逐漸減小，由未過燒逐漸向輕度過熱、輕度過燒發展；在3 min時，3個方向抗拉強度與斷后伸長率逐漸上升，超過3 min后，3個方向抗拉強度與斷后伸長率變化規律不一致，其中LT向斷后伸長率明顯下降；拉伸斷裂機制由穿晶斷裂與沿晶斷裂的混合斷裂機制逐漸發展成以沿晶斷裂為主。

3) 對比高溫短時固溶處理不同溫度與時間下的組織及性能結果，推薦高合金化Al-Zn-Mg-Cu合金鍛件的高溫短時固溶處理制度為475 ℃×3 min。采用該制度時，45°方向抗拉強度最低，為685 MPa；LT向斷后伸長率最低，為4.7%。