7050铝合金模锻件的热处理过程研究

杨仕英，倪凤涛，董 浩，张仕强，彭 建

（1.西南铝业（集团）有限责任公司，重庆 401326；2.重庆大学材料科学与工程学院，重庆 400044）

0 前言

7050铝合金因具有密度低、比强度高、断裂韧性好以及优良的抗疲劳性和延展性能而被广泛应用于航空和高速列车等领域[1-2]。转向架是高速列车等轨道车辆最重要的部件之一，直接承载车体质量，以保证车辆顺利通过弯曲道路。因此要求动车组转向架所用7050铝合金具备高强度和高韧性[3]。7050铝合金主要通过时效处理析出相来使材料得到强化，而不同温度下的时效处理对材料各项性能的影响也大不相同[4-6]。本文对7050铝合金模锻件的热处理过程中各环节的合金组织、化合物相及性能的变化规律进行研究，分析经固溶处理和不同温度时效组合的多级时效处理各环节温度制度的合理性。

1 实验材料及方法

从7050铝合金轴箱体模锻件上切割20 cm×20 cm×10 cm的块状试样，在箱式电阻炉内进行热处理，然后进行金相观察。利用扫描电镜分析第二相，在透射电镜下观察细小沉淀相的形貌和分布，结合X射线衍射结果分析各热处理环节后的物相组成，将不同热处理状态合金的测量硬度作为力学性能的表征结果。将所有试样先进行固溶处理，加热至475℃，保温60 min后水冷。模锻态试样固溶处理后进行差热分析测试，分析结果用于确定固溶及时效热处理工艺温度选择的合理性，如图1所示。

图1 固溶处理状态7050铝合金的DSC曲线

由图1（a）可见，模锻态7050铝合金经固溶处理后，加热升温时在105℃、120℃、150℃以及177℃左右均出现放热峰，表明分别有相变发生，可能对应不同的化合物相，产生不同的强化作用。理想的时效热处理可能是一个四级时效处理组成的多级过程，如曾经尝试在生产实验中使用过的四级时效工艺“（105±5）℃×8 h+（121±5）℃×8 h+（157±5）℃×4 h+（177±5）℃×7 h”。为了解多级时效处理不同阶段的组织和强化相演变以及强化效果变化，设定本实验试样的时效工艺为以下几种：一级时效：（105±5）℃×8 h；二级时效：（105±5）℃×8 h+（121±5）℃×8 h；三级时效：（105±5）℃×8 h+（121±5）℃×8 h+（157±5）℃×4 h；四级时效，即前述4级时效，在三级时效基础上加第四次时效处理（177±5）℃×7 h。图1（b）表明，该合金冷却时在474℃左右有第二相析出，因此固溶处理的规定温度不得低于475℃，以保证固溶充分。540℃左右合金开始熔化，保险起见固溶处理温度不能高于530℃。本实验所有试样的固溶处理制度定为475℃×1 h+水淬。为了避免自然时效对人工时效过程的影响，规定固溶处理与第一次时效之间的时间间隔不得大于1 h，多级时效各次处理之间的时间间隔不大于8 h。

2 结果与分析

2.1 物相分析

不同热处理状态下7050铝合金的XRD图谱如图2所示。固溶处理后，原始状态试样中的Al2CuMg、Mg2Zn3相等均已固溶于Al基体中，仅有微弱的MgZn2衍射峰出现，说明固溶处理是比较充分的；经过一级时效（105±5）℃×8 h处理后，固溶进Al基体中的Al2CuMg、MgZn2相又重新析出；第二次时效处理（121±5）℃×8 h实施后，二级时效试样谱线d，其Al2CuMg、MgZn2相对应的衍射峰有继续增强的趋势，未见新的相产生。随着第三次时效处理的进行，合金中的析出物如Al2CuMg、MgZn2的衍射强度增加，有微弱的Mg2Zn3相衍射峰出现的迹象；从完成第四次时效处理后的四级时效合金谱线f中可知，MgZn2的衍射峰以及Al2CuMg相部分衍射峰的强度有减弱的倾向，同时出现了可见的Mg2Zn3相衍射峰。

图2 7050铝合金在不同热处理状态下的XRD图谱

2.2 显微组织及第二相演变

7050铝合金从模锻、固溶到各级时效处理的不同热处理状态金相组织如图3所示。可以看出，固溶后试样中仍然有很少量的未溶颗粒。随着四级时效处理的逐级进行，基体上产生的析出物数量越来越多，但并无明显长大趋势，析出物既出现在晶内，也沿晶界分布；四级时效后，晶界析出物呈断续网状。本文实验所用原始素材为模锻件产品取样，其低倍组织中部分晶粒仍呈纤维状分布，有部分变形组织特征，而实验室固溶处理后晶粒完全等轴化程度提高，说明该模锻件在模锻完成时没有充分完成再结晶，终锻温度存在有进一步优化的可能。经固溶处理后平均晶粒尺寸未见明显长大，表明在提高固溶温度或延长时间进一步改善等轴化程度从而改善性能的工艺方面仍然存在优化空间。虽然这有可能引起晶粒尺寸的稍微长大，但其造成的力学性能损失可以由固溶程度提高所带来的时效强化效果提升来补偿。

从固溶状态到以此展开的各级时效态，晶粒尺寸和形态无明显变化，第二相的数量和尺寸变化较显著。如图3所示从固溶态到三级时效状态，随着时效处理次数和温度的增加，可明显见到晶界处析出的化合物体积分数逐渐增多，平均尺寸逐渐变大，从一级时效的1μm以下为主，变为二级时效的1～2μm为主；到第三级时效后，出现较高比例的平均尺寸3～5μm的大颗粒化合物。随着最后一次时效处理（177±5）℃×7 h的完成，2～5μm尺寸颗粒的数量呈下降趋势，1μm以下颗粒的数量增多，形成的网状结构的连续性提高；XRD物相分析结果显示，此时MgZn2的衍射峰以及Al2CuMg相的部分衍射峰强度有减弱的倾向，这可能与2～5μm尺度颗粒减少有关。第四次时效新产生的Mg2Zn3相在金相观察中无法看到对应的析出颗粒，可能尺寸很小无法分辨，需电镜确认。

图3 7050铝合金不同热处理状态下的金相组织

基于上述XRD分析和第二相化合物的微观形貌，借助扫描电镜及能谱分析了解逐次时效工艺过程中化合物相的演变。各种状态下合金典型第二相颗粒的化学成分构成如图4、图5和图6所示。固溶态合金中的典型未溶颗粒如图4所示，主要包括含Fe、Ni、Ti、Si等杂质元素的化合物相，以及少量的富Cu相。结合XRD分析可知富Cu相为Al2CuMg（即S相），S相的含量很少，在XRD图谱b中未出现衍射峰。图5和图6分别示出了第三次时效处理后在晶界和晶内析出的S相颗粒。沿晶界析出的S相为长几微米、宽＜1μm的条状（见图5），而晶内析出的S相则为直径不到2μm的颗粒（见图6）。结合图2的d、e等谱线可知，随着多级时效的逐级进行，数量增加且衍射峰强度增强的正是这类化合物相。电镜观察和EDS分析未检测到富Zn相，这可能是因为MgZn2和Mg2Zn3尺寸太小超出了扫描电镜的分辨能力所致。

图4 固溶态试样中的典型未溶相

图5 时效处理后沿晶界析出的富Cu相

图6 时效处理后晶内析出的富Cu相

为确定富Zn相的存在，对四级时效态的试样进行透射电镜观察，典型的纳米级析出物形貌如图7所示。大多数纳米级析出颗粒大致呈边界轮廓清晰的四边形，长边尺寸约50 nm，短边约40 nm，为无中脊颗粒。另有部分形状类似、尺寸相近的颗粒，含有明显的平行于长边的中脊线。结合XRD衍射图谱研究结果分析可知，这类纳米级析出物主要是含Zn的化合物相，即MgZn2（η或η'相），其弥散和细小的程度决定了其在7050合金中的主要强化相作用。

图7 四级时效试样中的典型纳米级富Zn析出物

2.3 硬度

7050铝合金模锻件不同热处理状态下的布氏硬度值如图8所示。（105±5）℃×8 h一级时效后，合金硬度迅速由固溶态的平均值137 HB上升到151 HB，经过第二次时效（121±5）℃×8 h后，硬度继续提升到155 HB。经过第三次时效（157±5）℃×4 h和第四次时效（177±5）℃×7 h后，硬度提高较显著，分别达到161 HB和166 HB。

图8 固溶和时效对7050铝合金布氏硬度的影响

7050铝合金是时效强化合金，作为Al-Zn-Mg合金其时效过程的主要脱溶序列是饱和固溶体→G.P区→η'相（亚稳态MgZn2）→η相（稳态MgZn2），时效过程分解产生的析出相阻碍了位错运动，从而使合金硬度提高。从合金化元素饱和程度较高的固溶态合金到经过初级时效后其硬度提升的现象可见，7050铝合金在较低的温度（105℃）下经长达8 h的持续析出扩散后，其硬度提升效果显著。随着第二次时效在121℃实施，基体中合金元素的过饱和程度相对于105℃时效结束时有所减小，加之此前已长时间充分时效，继续析出的相有限，且从上述组织分析所知，已析出的部分相有粗化趋势，因而硬度提升有限。第三次时效后Al2CuMg和MgZn2的衍射强度增加，其中粗化的相可判断为Al2CuMg，细小弥散的MgZn2相的弥散强化效果是导致性能继续提升的主要原因。第四次时效完成后，四级时效合金中Al2CuMg相减少，MgZn2及Mg2Zn3有所增加，其弥散强化效果使得硬度进一步提高。

3 结论

（1）热分析试验表明，固溶态7050铝合金在加热过程中分别于105℃、120℃、150℃及177℃出现放热峰，有相变发生；冷却过程中合金在474℃左右发生析出相变。合金的固溶处理温度不应低于474℃。

（2）本试验条件下，XRD分析证明合金在475℃的固溶是比较充分的，衍射谱中只检测到基体相；一级时效后，发生了Al2CuMg、MgZn2相的析出；三级时效后，Al2CuMg、MgZn2的数量增加，Al2CuMg相粗化；四级时效后，MgZn2的数量增加以及少量Mg2Zn3相的出现是四级时效态合金强化的主要原因。

（3）固溶态合金中有含Fe、Ni、Ti、Si等杂质元素的未溶化合物以及少量的S相（Al2CuMg）；时效处理过程中，S相既沿晶界析出，也在晶内析出；透射电镜观察证实典型的纳米级MgZn2相呈颗粒状弥散分布于铝基体上，尺寸约为40～50 nm。