固溶制度对1933铝合金自由锻件组织和力学性能的影响

张新明，欧 军，刘胜胆，徐 敏

(1. 中南大学 材料科学与工程学院，长沙 410083；2. 中南大学 有色金属材料科学与工程教育部重点实验室，长沙 410083)

7×××系 Al-Zn-Mg-Cu 超高强铝合金具有优良的比强度、比刚度和加工性能，广泛应用于航空领域[1−2]。

固溶处理是提高Al-Zn-Mg-Cu系合金性能的关键工序之一，其主要目的是要将合金元素充分溶入铝基体中，并在快速淬火后，获得空位与溶质原子的过饱和固溶体。固溶过程中，在第二相溶解的同时，合金会不可避免地发生再结晶。研究表明，固溶过程中组织的变化如再结晶程度及晶粒尺寸等会影响合金时效后的力学性能[3−4]、断裂韧性[5−6]与耐蚀性能[7]等。黄振宝等[3]研究固溶处理对7A55铝合金的组织和力学性能的影响，发现再结晶组织相比未再结晶组织会降低合金的力学性能。FJELDLY等[8]研究发现，Al-Zn-Mg合金固溶处理后得到的晶粒组织对应变不均匀程度有影响，纤维组织较再结晶组织可减少应变的局部化。PARK等[5]对7475合金的研究也发现，未再结晶或部分再结晶组织比再结晶组织时效后有更好的断裂韧性。所以，采用合适的固溶处理，使第二相充分溶入基体，并控制再结晶，可以提高Al-Zn-Mg-Cu系合金的性能。

1933铝合金是俄罗斯在в93 铝合金基础上研发的一种Al-Zn-Mg-Cu系合金[9−10]。因其具有较高的强度和断裂韧性以及较好的抗应力腐蚀性能，尤其具有低的淬火敏感性，其锻件大量用作飞机的隔框材料及一些大尺寸接头材料[11]。本文作者以 1933自由锻件为对象，研究其在不同温度固溶过程中组织和力学性能的变化，以期为优化1933锻件的固溶工艺、控制再结晶组织提供依据。

1 实验

研究所用材料为厚度为80 mm的1933自由锻件，锻造温度区间为350~400 ℃。其名义成分为7.0 Zn，2.0 Mg，1.0 Cu，0.12 Zr，Fe和Si总含量小于0.1(质量分数，%)，且Fe的含量大于Si的。

固溶处理在盐浴炉中进行。固溶温度分别为420、450、470、490和 510 ℃，固溶时间 30、60和 100 min。样品固溶后，立即淬入室温水中，并取样进行组织观察分析。样品进行120 ℃、24 h人工时效处理，然后进行金相组织观察与力学性能测试。

用于金相组织观察的样品经过粗磨、抛光后采用阳极覆膜处理，在XJP−6A 型金相显微镜上进行观察。采用 X 射线衍射技术对合金形变态的样品进行物相分析。在Sirion200型扫描电镜(SEM) 上对析出相尺寸、形态及分布情况进行观察和分析，对典型析出相进行能谱分析(EDX)。透射电镜观察在TECNAI G220分析电镜上进行，加速电压为 200 kV。力学性能测试在CSS−44100万能材料力学拉伸机上进行，拉伸速度2 mm/min。

2 结果与分析

2.1 合金的锻造组织

图1所示为1933铝合金锻件的金相组织。其中，L为金属的主变形方向，N为终锻法向。由图1可见，合金经过锻压后，晶粒沿主变形方向被压扁，基体中分布着弥散的第二相粒子。图2与表1所示分别为合金的SEM像及能谱分析结果。通过SEM像并结合能谱分析发现，两种相存在于铝基体中。尺寸较大且呈块状的初生相(5~15 μm)为Al7Cu2Fe相(见图2中B所示)。沿主变形方向弥散分布的第二相(0.5~3.0 μm)含Al、Zn、Mg和Cu元素(见图2中A所示)。结合X射线衍射分析结果(见图3)可知，合金形变态组织中分布的弥散第二相主要为η(MgZn2)析出相。

图1 1933铝合金锻件的金相组织Fig.1 OM image of 1933 Al alloy forging

图2 1933铝合金锻件的SEM像Fig.2 SEM image of 1933 Al alloy forging

表1 典型第二相能谱分析结果Table 1 EDX results of constituents in forgings

图3 1933铝合金锻件的XRD谱Fig.3 XRD pattern of 1933 Al alloy forging

2.2 固溶制度对晶粒组织的影响

锻件经固溶处理后，随温度和时间不同，发生不同程度的再结晶。图4和5所示分别为合金固溶处理后的金相组织及再结晶程度统计结果。从图4中可以看出，合金在固溶时间较短(如 470 ℃、30 min，图4(a)所示)或者固溶温度较低(如 420 ℃、60 min，图4(d)所示)的情况下，发生少数再结晶(再结晶程度小于15%)，再结晶晶粒分布在原始晶界上的粗大初生相周围；随着固溶温度升高、时间延长(如490 ℃、60 min，图 4(b)所示)，再结晶程度有所增加。图 4(e)所示为510 ℃固溶时合金的金相组织，结合图5可知，合金在510 ℃固溶60 min后，再结晶程度明显增加(48%)，且开始向原始晶粒内部长大，合金发生普遍再结晶。

图4 锻件固溶时效后的金相组织Fig.4 OM images of forgings after solution treatment and aging: (a) 470 , 30℃ min; (b) 470 , 60℃ min; (c) 470 , 100℃ min;(d) 420 , 60℃ min; (e) 490 ℃, 60 min; (f) 510 , 60℃ min

图5 不同固溶温度时再结晶程度与时间的关系Fig.5 Relationships between recrystallization fraction and time at different solution treatment temperatures

2.3 固溶制度对第二相的影响

图6 锻件固溶后的SEM像Fig.6 SEM images of forgings after solution-treatment:(a) 420 , 60℃ min; (b) 470 , 60℃ min; (c) 490 ℃, 60 min

表2 图6中典型第二相能谱分析结果Table 2 EDX results of constituents of remnant particles after solution treatment in Fig.6

图6与表2所示分别为锻件在3种固溶制度下的SEM像及能谱分析结果。由图6可看出，固溶处理时，合金中尺寸较小的η相很快溶解，而尺寸较大的含Fe初生相没有溶解。合金经过420 ℃固溶60 min后，样品中小尺寸的η相已基本溶解，而大尺寸的η相溶解较慢，仍有部分η相保留在样品中，如图6(a)所示；随着固溶温度的上升，基体中第二相溶解速率加快，在470 ℃固溶60 min后，η相几乎完全溶解，基体中只剩下Al7Cu2Fe相(见图6(b))。此后，随着温度继续升高只能观察到Al7Cu2Fe相(见图6(c))。由于熔点较高，合金中的Al7Cu2Fe相在固溶过程中不能消除，故其形貌和尺寸等在固溶处理过程中没有变化。

2.4 固溶温度对合金力学性能的影响

1933锻件经过不同温度固溶处理60 min后再经120 ℃、24 h人工时效后的力学性能如图7所示。从图7可以看出，从420 ℃开始，抗拉强度和屈服强度随着温度的升高逐渐提高；在固溶温度为470 ℃时达到最大值；此后随着固溶温度继续升高，抗拉强度与屈服强度呈下降趋势。伸长率则先减小后增加，在470 ℃时最小。由此可知，1933铝合金锻件最佳的固溶温度为 470 ℃。确定最佳固溶温度后，对锻件进行不同时间固溶处理，随后进行120 ℃、24 h人工时效后进行室温拉伸，其结果如图8所示。由图8可知，随着固溶时间延长，合金的抗拉强度及屈服强度先增大，达到峰值后减小，而伸长率则先减小后增大，抗拉强度与屈服强度的最大值出现在60 min处。此后继续延长时间，抗拉强度与屈服强度均减小。因此，1933铝合金锻件的最佳固溶制度为470 ℃、60 min。

图7 1933锻件经不同温度固溶60 min后再经120 ℃、24 h时效后的力学性能Fig.7 Mechanical properties of 1933 forging after solution treatment for 60 min at different temperatures and aging at 120 ℃ for 24 h

图8 1933锻件经470 ℃固溶不同时间再经120 ℃、24 h时效后的力学性能Fig.8 Mechanical properties of 1933 forging after solution treatment at 470 ℃ for different times and aging at 120 ℃for 24 h

3 讨论

固溶处理对 7×××系铝合金力学性能的影响主要来自以下两个方面：1) 基体中第二相的溶解程度；2) 再结晶程度。

固溶处理的主要目的是使合金元素充分溶入基体，获得过饱和固溶体，影响这一过程的主要因素是固溶温度、保温时间和淬火速度。其中，固溶温度是最显著的影响因素。固溶温度越高(不产生过烧)，溶质原子溶解越充分，合金的过饱和度越高，且空位浓度增加，同时基体成分更加均匀。随后的时效过程中，强化相的析出将具有更大的相变驱动力，可减少析出相的临界晶核尺寸，提高形核率，使析出相的数量增多，尺寸减小，分布弥散均匀，从而提高时效析出强化效果，提高合金强度[12]。固溶处理后，若基体中仍残留粗大的η相，会降低合金的过饱和度和时效强化潜力。由合金固溶后的SEM观察可知(见图6)，1933锻件经过420 ℃固溶60 min后，仍有部分η相残留在基体中。而当固溶温度上升到470 ℃时，η相已经充分溶解，只剩下初生Al7Cu2Fe相。Al7Cu2Fe相熔点较高，在固溶过程中不能溶解。因此，固溶温度从420 ℃上升到470 ℃时，锻件中的η相溶解更加充分，合金时效后的强度逐渐上升。

但固溶温度过高，将使合金再结晶程度增加，降低合金的强度。一般而言，固溶过程中再结晶的发生不可避免，但可以通过合适的工艺尽量控制再结晶。如优化合金成分以减少初生相(减少激发再结晶的形核点)，通过合适的均匀化制度优化Al3Zr粒子的尺寸与分布(钉扎晶界，抑制再结晶)和避免固溶温度过高(减少再结晶驱动力)等。

对于本合金，再结晶主要是位于初始晶界上的粗大初生相通过粒子激发形核机制(PSN)产生[13](见图9)。随后再结晶晶粒的晶界向原始晶粒内部迁移。在含Zr的7×××系铝合金中，晶内弥散分布的Al3Zr粒子往往会对晶界的迁移产生阻碍作用，从而抑制再结晶[13−15]。由 TEM 观察可知，原始晶粒内部均匀分布着20~40 nm的Al3Zr粒子(见图10)。图11所示为在样品中通过TEM观察到的典型的Al3Zr粒子钉扎晶界的结果。由图11可知，Al3Zr粒子钉扎晶界的迁移，抑制再结晶。所以，在470 ℃及以下固溶时，再结晶主要发生在晶粒内 Al3Zr粒子分布较少的区域，而Al3Zr粒子密度较大的原始晶粒内部主要是发生回复。图12所示为锻件经不同固溶温度固溶后的TEM像。由图12可知，发生回复的原始晶粒内部由大量1~6 μm的亚晶组成，如图12(a)所示。由于各亚晶方位不同，对晶内位错的滑移起阻碍作用，从而能够提高合金的强度。而锻件经过510 ℃、60 min固溶后，原始晶粒内部发生再结晶，锻件的再结晶程度显著增加。这是由于510 ℃固溶时时，高温促使晶界迁移的驱动力增加，使其能够挣脱Al3Zr粒子的钉扎，迁移到原始晶粒内部。原始晶粒被新的不含亚结构的再结晶晶粒取代，如图12(b)所示。再结晶组织相比回复组织，消除原始晶粒内部的亚结构，从而降低合金强度。

图9 经450 ℃、30 min固溶后再结晶晶粒在第二相周围的形成Fig.9 Recrystallized grains forming around second phase after 450 ℃, 30 min solution treatment

图10 合金经470 ℃、60 min固溶后原始晶粒内部弥散分布的Al3Zr粒子的TEM像Fig.10 TEM image of Al3Zr dispersoids in interior of original grains of alloy after 470 ℃, 60 min solution treatment

图11 470 ℃、60 min固溶过程中Al3Zr粒子对晶界的钉扎作用Fig.11 Pinning effect of Al3Zr dispersoids on grain boundaries during 470 ℃, 60 min solution treatment

图12 锻件经不同固溶温度固溶后的TEM像Fig.12 TEM images of forging solution treated at different temperatures: (a) 470 ℃, 60 min; (b) 510 ℃, 60 min

综上分析可知，1933锻件经470 ℃、60 min固溶后，η相溶解充分同时再结晶程度很低，所以经此制度固溶再时效处理后，1933锻件具有最佳的力学性能。

4 结论

1) 锻件在470 ℃以下固溶时，由于Al3Zr粒子对晶界的钉扎作用，再结晶程度较低(＜15%)。

2) 锻件在 510 ℃固溶处理时，再结晶程度显著增加(为 48%)。

3) 锻件中的初生相只有 Al7Cu2Fe相，固溶时不溶解。η相在420 ℃以上固溶一定时间后(如470 ℃、60 min)可完全溶解。

4) 1933铝合金锻件最佳的固溶制度为470 ℃、60 min。在此固溶制度下，锻件经120 ℃、24 h人工时效后的抗拉强度为548 MPa，屈服强度为489 MPa。

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