Al-Zn-Mg-Cu合金加工過程組織演變研究

汲慶濤， 楊慧， 趙忠超， 史曉明， 孫有政，3

（1.山東南山科學技術研究院有限公司山東省鋁合金壓力加工技術創新中心，龍口 264000；2.山東南山鋁業有限公司國家鋁合金壓力加工工程技術研究中心，龍口 264000；3.煙臺南山學院工學院，龍口 264000）

0 前言

7 ××× 系鋁合金由于具有強度高、塑性好、比強度大等優點，廣泛應用于航空航天、船舶和建筑等領域[1-3]。眾所周知，固溶和時效處理是Al-Zn-Mg-Cu 合金獲得優異綜合性能的關鍵步驟[4-5]。Al-Zn-Mg-Cu 合金在固溶處理時，可溶相可以重溶到基體中，形成過飽和固溶體，為后續時效處理作準備[6]。合金在T6時效處理后，會在晶內形成較細小且分布均勻的GP 區和η′析出相，晶界上存在連續析出相，使合金具有較高的強度，但抗應力腐蝕（SCC）性能較差[7]。合金經過T7X 雙級過時效處理后，晶界析出相會變粗、不連續，從而提高合金的抗SCC性能[8-9]。同時，合金經過T7X處理后，晶內的析出相也變得更粗，與采用T6 時效相比，合金強度降低了10%～15%。為了提高合金的綜合性能，提出了回歸再時效（RRA）熱處理工藝，該工藝與T7X工藝一樣，使合金具有較好的耐腐蝕性，同時保持與T6相似的強度水平[10]。

雖然目前對Al-Zn-Mg-Cu 系鋁合金擠壓型材在單個生產工藝上進行了大量研究，如T6、T7X等時效工藝[11-12]，但比較缺乏多個工藝聯系起來的系統性研究，而擠壓材料的性能與合金成分，以及均質、擠壓、固溶、時效等一系列工藝有關[13-14]。因此，本研究圍繞Al-Zn-Mg-Cu 合金均質、擠壓、固溶和時效處理后微觀組織，對每一步工藝的組織進行了表征，研究了Al-Zn-Mg-Cu 合金在熱處理過程中組織的演變。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗材料為Al-Zn-Mg-Cu 系7175 鋁合金，厚度約30 mm，化學成分見表1。鑄棒經473 ℃/24 h均質后在加熱爐中加熱到420 ℃，采用反向擠壓機進行擠壓，擠壓后空冷至室溫，后續采用475 ℃/2.5 h固溶淬火和120 ℃/12 h+165 ℃/5 h 雙級過時效熱處理工藝。本文分別對均質、擠壓、固溶及時效后型材進行取樣研究。

表1 7175合金化學成分（質量分數/%）

1.2 試驗方法

采用Jmatpro軟件對合金的平衡相進行計算。為觀察試樣晶粒形態和第二相分布，采用100#、800#、1200#砂紙打磨后，進行拋光得到平整光亮的表面，然后用Keller 試劑對其進行腐蝕，在Axio Imager M2m 金相顯微鏡和FEI NOVA NANOSEM 450掃描電子顯微鏡下對其微觀結構進行研究。采用JEM 2100F 透射電子顯微鏡觀察晶內和晶間第二相。為保證透射樣品具有良好的效果，先用線切割切成2 mm 薄片，然后減薄至50 μm，沖成?3 mm小圓，最后雙噴減薄。

2 試驗結果

2.1 合金中熱力學平衡相

通過JmatPro 軟件計算的7175鋁合金平衡相組成如圖1所示。從圖1（a）中可以看該相出，隨著溫度降低，661 ℃首先析出Al7Cr相，隨后該相又重新溶入到基體中。固相線溫度以下從525 ℃開始合金發生固態相變，從α（Al）固溶體中依次析出AlCrMgMn相、Mg2Si 相、Al6Mn 相、Al2CuMg 相、MgZn2相和AlCuMgZn 相，析出溫度分別為525 ℃、520 ℃、467 ℃、448 ℃、402 ℃和251 ℃。根據圖1（b）可知，該鋁合金在室溫下的平衡相組成約為87.41%α （Al）、7.31%MgZn2相、2.50%AlCuMgZn 相、1.31% AlCrMgMn 相、 0.74% Al6Mn 相、 0.55%Al2CuMg相和0.16%Mg2Si相。對于Al-Zn-Mg-Cu系合金來說，MgZn2相為主要的強化相，選擇475 ℃作為固溶溫度，該固溶溫度下，鋁合金中的大部分相均能固溶到Al 基體中，AlCrMgMn 相和Mg2Si 相形成溫度較高，較難溶于基體中。AlCrMgMn 相能在合金組織內彌散分布，起到釘扎位錯運動，細化晶粒的作用[15]。Mg2Si 相為初生相，在鋁合金中主要為雜質相，會對合金的性能造成不利的影響，相含量通常隨著Si元素的含量降低而降低。

圖1 7175鋁合金平衡相組成

2.2 OM及SEM組織分析

圖2 為7175 鋁合金在不同狀態下的顯微組織，圖2（a）為均質態組織，可以看出鑄錠經過均質后晶間的第二相較少，晶粒尺寸在200 μm左右。圖2（b）、圖2（c）、圖2（d）分別為擠壓態組織、固溶態組織和時效態組織，可以看出7175 擠壓后組織主要呈現纖維狀晶粒組織，在擠壓和后續的固溶時效處理過程中，沒有發生明顯的再結晶，一直保持金屬流線組織。擠壓態含有的第二相較多，不僅在晶界處存在大顆粒第二相，還在晶內彌散分布小顆粒第二相。合金經過475 ℃/2.5 h 固溶處理后，彌散分布的第二相重新溶入到基體中，在晶界處存在呈鏈狀分布且破碎的未溶相，固溶態和時效態在光鏡下的組織沒有明顯差異。

圖2 7175鋁合金型材顯微組織

圖3 是7175 鋁合金在不同狀態下的SEM 組織。圖3（a）為均質態的SEM 組織，可以看出晶界處偏聚著4種相，分別為黑色、淺灰色、深灰色和亮白色。晶內彌散分布條狀和圓點狀析出相。圖3（b）為擠壓態的SEM 組織，可以看出，經過擠壓變形后，組織中的第二相破碎，并沿著擠壓方向排列。圖3（c）、圖3（d）分別為固溶和時效處理后的SEM 組織，組織中彌散分布的第二相，經過固溶處理后重新溶入到基體中，產生固溶強化，時效態的SEM組織與固溶態差別不大。表2為能譜分析結果，能譜顯示均質態晶界處的黑色相為Mg2Si相，淺灰色相為Al7Cu2Fe 相，深灰色相為Al2CuMg相，亮白色相為AlCuMgZn相，晶內彌散分布的條狀和圓點狀第二相為MgZn2[16]。擠壓態合金的組織內沿著擠壓方向分布著大量的AlCuMgZn 相，經過475 ℃/2.5 h固溶處理后，鋁合金組織中殘留的第二相主要為Al2CuMg、Al7Cu2Fe相及少量的Mg2Si相。

表2 能譜分析結果

Fe、Si元素在7×××系合金中為雜質元素，熔煉過程中Fe、Si雜質元素在枝晶間偏聚，生成結晶相Al7Cu2Fe 和Mg2Si 相，可以通過控制熔煉過程中的凝固速度、雜質元素含量、細化劑添加速度等來控制合金中結晶相尺寸[17]，后續可通過合理的均勻化工藝來減少雜質相的有害影響[18]。

2.3 TEM組織分析

7175 鋁合金擠壓態TEM 照片結果如圖4 所示，晶內存在三種形態的相，分別為長桿狀、圓球狀、圓棒狀。能譜結果顯示長桿狀為MgZn2相，圓球狀和圓棒狀為同一種相，結合圖1計算結果，分析為AlCrMgMn 相。擠壓態合金晶界連續，晶界上同樣存在AlCrMgMn 相，可以看出AlCrMgMn 起到釘扎晶界和亞晶界的作用。

圖4 擠壓態7175鋁合金型材TEM組織及能譜

7175 鋁合金固溶態和時效態TEM 照片結果如圖5所示。圖5（a）為固溶態TEM組織，可以看出晶內和晶界的彌散相均為AlCrMgMn 相，晶內無其他沉淀相，說明7175 合金在475 ℃下保溫2.5 h 可以使MgZn2相重新溶入到基體中，產生固溶強化作用。圖5（b）為時效態TEM 組織，可以看出，鋁合金在時效態下晶內存在三種析出相，分別為AlCrMgMn 彌散相、板狀析出相和大量圓球狀析出相。晶內存在的大量彌散圓球狀顆粒為η′相[19]，平均尺寸為8～15 nm，圓球狀析出相由GP 區演化而來，與基體半共格。晶內的板狀析出相為η 相，尺寸較大，長度為20～35 nm，寬度在5 nm 左右，化學組成為MgZn2。120 ℃/12 h+165 ℃/5 h 雙級時效會使η ′ 相轉變、長大為η 相，與基體不共格，產生的強化作用沒有η′相大[20]。晶界析出相為MgZn2相，尺寸較晶內大，斷續分布，尺寸在50 nm左右，PFZ寬度為35～45 nm。

圖5 7175鋁合金型材TEM組織

微觀組織中晶內彌散的AlCrMgMn 相，可以控制亞晶粒尺寸，阻止再結晶的產生。時效態晶界處析出相為MgZn2相，結合圖4，MgZn2相中存在微量Cu 元素，MgZn2相在晶界斷續分布造成Cu 元素在晶界上的聚集，可以降低晶界與基體之間的電位差，降低合金的腐蝕敏感性。同時不連續的晶界析出相也可以降低合金的腐蝕敏感性[21]，可以看出，7175鋁合金經過雙級時效熱處理后，其抗腐蝕性能提高，同時晶內存在MgZn2相，晶界處的無沉淀析出帶（PFZ）較寬，可以驗證合金為過時效狀態。

3 結論

（1）7175 鋁合金熱力學平衡相由AlCrMgMn相、Mg2Si 相、Al6Mn 相、Al2CuMg 相、MgZn2相和AlCuMgZn 相組成，實際狀態下還含有少量的雜質相Al7Cu2Fe相。

（2）7175 鋁合金在擠壓、固溶和時效后組織主要呈現纖維狀晶粒組織。475 ℃/2.5 h固溶處理后小尺寸的第二相基本回溶，未溶相為Al7Cu2Fe 相、Mg2Si相及少量Al2CuMg相。

（3）彌散相AlCrMgMn 相在擠壓變形的過程中起到釘扎晶界、細化晶粒的作用。120 ℃/12 h+165 ℃/5 h 雙級時效后，晶內沉淀相為圓球狀顆粒η′相和少量板狀η 相，晶界析出相MgZn2斷續分布，晶界PFZ寬度為35～45 nm之間。