7A55合金铸锭均匀化研究

周志军，林顺岩

（西南铝业（集团）有限责任公司，重庆401326）

0 前言

近年来，随着高强铝合金应用的扩大，特别是随着航空航天技术的快速发展，对其性能的要求也越来越高。7A55铝合金是航空航天新一代轻质高强结构材料，在美国已用于制造波音777飞机的上翼蒙皮。由于7A55合金具有很高的强度和较好的塑性，而且耐腐蚀性也达到较高的水平，因此其应用范围是相当广泛的，如龙骨架、水平尾翼、导轨等等。采用T77工艺处理的7A55合金强度比7075-T6和7075-T76分别提高25%和40%，比7150-T6和T77状态的也提高10%，而抗应力腐蚀性能介于7150-T6和T77状态之间，而且断裂韧性好，抗疲劳裂纹扩展能力强[1-3]。

与普通高强铝合金相比7A55合金的合金化程度高，其合金熔铸及热处理技术仍存在一定的难度。相比其他铸造方式，半连续铸造能够减少夹杂、气孔和缩孔等缺陷，提高成材率，目前在工业上得到了广泛应用。采用半连续铸造法生产7A55超高强铝合金时，因铸造时冷却速度快，合金元素来不及从固溶体中析出而使合金基体处于过饱和状态，致使铸锭组织会不同程度地偏离平衡状态，使合金的塑性和韧性明显降低[4-5]。通过均匀化处理能够消除铸锭内的应力，减小枝晶偏析，改善组织均匀性，有利于后续加工。铝合金铸锭均匀化处理的研究已有许多报道，但7A55合金的均匀化研究还不多见。为此，本文研究了7A55合金铸锭在不同均匀化处理工艺条件下铸锭组织和性能的变化，为7A55铝合金铸锭均匀化工艺的制订提供理论和实验依据。

1 试验方法

试制的400 mm×1 320 mm 7A55合金方锭的化学成分如表1所示。

表1 7A55合金实际化学成分（质量分数/%）

在铸锭横截面中心切取40 mm×40 mm×25 mm的小块试样，分别在400℃/8 h+465℃/0 h、24 h、36 h、48 h下进行均匀化处理，出炉水冷。

用布氏硬度计和电导仪测试不同均匀化处理条件下合金的硬度和电导率，随后观察合金的金相显微组织变化，采用SEM研究不同均匀化处理条件下合金的物相组成及其变化。

2 试验结果

2.1 铸态DSC差热分析

图1 为7A55铝合金铸锭的DSC差热分析曲线。从图1中可以看出：铸锭在467～500℃时有明显的吸热峰。考虑到合金铸锭的均匀化处理目的是让合金元素Mg、Zn、Cu等尽可能充分地扩散到固溶体基体中，使成分更加均匀，消除成分偏析和枝晶偏析而不产生过烧现象，因此，均匀化温度不能高于481℃，比较安全并适用于大生产的温度为467℃以内。

图1 7A55铸锭DSC差热分析曲线

2.2 不同均匀化处理条件下的硬度和电导率

图2 显示了铸态和经400℃/8 h+465℃/X h均匀化处理后7A55合金的电导率和硬度的变化，其中铸态合金的电导率为42.26 %IACS，硬度为72 HB。铸锭经400℃/8 h均匀化处理后，合金电导率急剧下降，硬度急剧上升；经二级均匀化后，随二级保温时间增加，合金的电导率先降低后趋于稳定，布氏硬度先升高后趋于稳定。在二级均匀化24 h后，电导率和硬度的变化很小，在400℃/8 h+465℃/36 h时，电导率值最低（28.29%IACS），硬度最高（144 HB）。

图2 7A55合金不同均匀化状态下的电导率和硬度变化曲线

2.3 金相组织分析

图3 是7A55合金铸态及不同均匀化处理态的金相照片。图3表明，7A55合金铸锭有明显的枝晶组织，存在明显枝晶偏析现象，晶界存在着粗大的共晶组织；经400℃/8h均匀化处理后，晶界上部分非平衡共晶组织逐渐回溶到基体固溶体中，但仍残留大量的第二相；经400℃/8 h+465℃/24 h后，在晶界处的非平衡凝固的共晶组织和难溶的第二相的数量较单级均匀化处理大幅度降低，均匀化效果更加显著；当二级保温时间延长至36 h时，晶界上的残留相有相对减少，但继续延长二级保温时间，晶界上的残留相无明显变化。

图3 不同均匀化处理态的金相照片（200倍）

2.4 扫描电镜分析

为了进一步研究铸锭均匀化对合金显微组织的影响，采用扫描电子显微镜来观察分析均匀化处理后的显微组织。从BSE组织和面扫描分析（见图4和图5）中可以看出：原始铸态组织分布不均匀，第二相沿晶界呈网状分布，合金元素Mg、Zn、Cu不均匀地分布在晶界处，其含量比晶内高出很多，存在明显的成分偏析；经400℃/8 h均匀化处理后，晶界附近及晶界上的第二相已部分溶解，枝晶偏析也相应减小；经400℃/8 h+465℃/24 h处理后，晶界上的第二相分布由连续性分布变成间断性分布，晶界上的第二相大部分已溶解，但仍残留少量未溶解的第二相；将二级保温时间延长至36 h时，晶界上的第二相进一步溶解，不过仍存在部分难溶相，此时合金中主要的合金元素Mg、Zn、Cu分布均匀；36 h后，继续延长保温时间，晶界上的残留相没有明显的变化。

图4 不同状态下的7A55合金铸锭BSE组织及能谱分析

图5 不同状态下的7A55合金铸锭面扫描图

结合资料[6]，通过能谱分析（见图4）可知，铸态组织中主要含有T（AlZnMgCu）相、η（Mg-Zn2）相和S（Al2CuMg）相。经400℃/8 h处理后，大部分η相回溶到基体中，同时晶界上有少量的T相回溶；经400℃/8 h+465℃/24 h处理后，η相消失，大部分T相回溶到基体中，晶界上残留少量的T相和S相以及难溶相Al7Cu2Fe；延长二级保温时间至36 h，T相充分回溶，晶界上只残留少量的Al2CuMg相和Al7Cu2Fe相；继续延长保温时间至48 h，晶界上仍存在少量的Al2CuMg相和Al7Cu2Fe相，无明显变化。

3 分析与讨论

通过金相与电镜分析可以发现，7A55合金铸锭存在枝晶组织，且有枝晶偏析现象，主要合金元素Zn、Mg、Cu分布不均匀，同时晶界处存在着粗大的T相和S相，并且在晶界附近存在η相。这是因为7A55合金的合金化程度高，在半连续铸造这种非平衡结晶条件下，结晶的固相与随后析出的固相成分来不及均匀扩散，最终形成由枝晶状的α固溶体及非平衡共晶组成的组织，造成枝晶网胞心部与边部化学成分不同，同时非平衡共晶组织分布不均匀，沿晶界呈网状分布。

均匀化处理可以在一定程度上消除铸锭组织的不均匀性，而良好的均匀化处理组织是保证合金具有良好塑性加工性能和强韧性等综合力学性能的前提和基础[2]。一般来说，合金铸锭的电导率和硬度的变化取决于固溶体的饱和程度。

7A55合金中含有Zr元素，该元素在快速凝固条件下会形成溶有该元素的过饱和固溶体。在均匀化退火温度下，由于Zr元素在铝固溶体中的平衡浓度低，相应的化合物相会从固溶体中析出[2]。有研究表明[7-10]，含Zr的Al-Zn-Mg-Cu合金铸锭经传统的单级均匀化处理后，Al3Zr析出相在合金基体内分布不均匀，在枝晶间及晶界附近形成含Al3Zr析出相的无析出区，这有利于该区域再结晶的发生，从而导致其力学性能及断裂韧性的降低。为了提高该合金再结晶抗力，有些学者指出[11]，在合金均匀化前于250～400℃温度区间进行预处理，可以提高Al3Zr析出相的密度使其分布更均匀，进而降低合金再结晶比例。结合工业生产实际，第一级均匀化选择400℃/8 h，既可得到弥散细小的Al3Zr组织，又能节约时间，使经济效益最大化。同时在此温度下，大部分MgZn2已回溶进基体，合金中的第二相体积分数相应减小。因为Zn、Mg元素是7A55合金的主要元素，所以此时合金中MgZn2回溶的数量要比Al3Zr析出量多。因此，铸锭经400℃/8 h预处理后，电导率下降，硬度上升。

为达到最佳均匀化效果和加速均匀化过程的目的，应尽可能地提高均匀化退火温度，同时保证不会产生过烧现象。结合DSC曲线知道，7A55合金比较安全的温度在467℃以内，所以根据工业化大生产的稳定性需求，第二级均匀化温度宜选择465℃。铸锭经400℃/8 h+465℃/X h均匀化处理后，晶界上的第二相分布由连续性分布变成间断性分布，在晶界处的T相大幅降低，回溶到基体内，使基体呈饱和固溶体状态，晶界残留部分难溶相，此时电导率降低，硬度升高。当二级均匀化保温24 h后，晶界上大部分的T相回溶至基体中，只残留少量的T相和S相以及Al7Cu2Fe难溶相；将保温时间延长至36 h时，晶界上只残留S相和Al7Cu2Fe难溶相，剩余的T相回溶充分，此时电导率略微降低，硬度也略有上升；保温时间继续延长至48 h后，晶界上仍然存在S相和难溶相Al7Cu2Fe，同时硬度有微弱的下降，电导率略有上升。这是因为在465℃下延长保温时间是无法回溶S相的，同时延长保温时间有可能粗化晶粒，从而造成合金硬度下降。

综上所述，根据工业化实际大生产的需求，从控制生产成本和提高生产效率的角度出发，7A55合金铸锭均匀化退火制度宜选择400℃/8 h+465℃/36 h。

4 结论

（1）7A55合金铸锭主要含有T（AlZnMgCu）相、η（MgZn2）相和S（Al2CuMg）相。

（2）铸锭经400℃/8 h均匀化处理后，合金电导率急剧下降，硬度急剧上升；经400℃/8 h+465℃/X h均匀化处理后，随二级保温时间增加，合金的电导率先降低后趋于稳定，布氏硬度先升高后趋于稳定。

（3）根据工业化实际大生产的需求，从控制生产成本和提高生产效率的角度出发，宜选择7A55合金铸锭均匀化退火制度为400℃/8 h+465℃/36 h。此时低熔点共晶相充分回溶，晶界上只残留难溶的S相以及Al7Cu2Fe相。