均匀化退火温度对7A85铝合金铸锭组织和性能的影响

王玉刚，曹石龙，姜 锋，刘 博，龙梦君

(1.山东兖矿轻合金有限公司，山东 邹城 273500；2.中南大学材料科学与工程学院，湖南 长沙 410083)

现代工业对材料轻量化、高耐蚀、高强度、高塑性、低能耗等性能的综合需求日益增加[4-6]。Al-Zn-Mg-Cu系合金因其比强度高、密度低、力学性能优良、加工性能优异而被广泛应用于航空航天、军事工业和交通运输等领域[1-2]。Al-Zn-Mg-Cu系合金作为高强铝合金，一直是飞机中高强韧结构件以及轨道交通承力结构件的首选材料[3]。目前国内外改进Al-Zn-Mg-Cu系合金的主要措施是合理调整合金元素的含量，添加微量过渡族元素或稀土元素，尽量减少杂质含量，调整成型工艺和加工工艺等[7-8]。

工业生产的7A85铝合金铸锭一般采用半连续铸造的方法，合金存在严重的成分偏析现象，大量的非平衡共晶组织沿晶界呈网状分布，极大地降低了合金的塑性，增加了后续加工难度，并且其中Cu、Zn和Mg元素的偏聚和均匀化后残留的粗大第二相会严重降低其服役性能[9-10]。为消除铸锭组织中成分偏析，降低合金中的内应力以及提高合金的固溶度与热塑性，需对铸锭进行均匀化退火处理。均匀化退火温度和时间的选择对整个均匀化过程至关重要。为了确定该合金合理的均匀化工艺制度，充分挖掘其性能，本试验对7A85铝合金铸锭的均匀化退火工艺进行研究。

1 试验材料与方法

试验所用材料为工厂半连续铸造的7A85铝合金铸锭，化学成分见表1。在铸锭的中部位置钻取约50 g试样，酒精浸泡除污除油后在SDT Q600 V8.0 Build 95型热分析仪进行DSC示差扫描量热分析。DSC试验用氧化铝作为参比样品，加热速率为5 ℃/min，加热区间为室温至700 ℃，记录热流随温度的变化曲线来测定合金初熔点、相变点，以确定合金最佳均匀化温度。利用线切割从铸锭中心截取尺寸为20 mm×12.5 mm×3 mm的均匀化试样，试样分别在440 ℃、455 ℃、470 ℃、485 ℃、500 ℃温度均匀化退火24 h。试样表面经机械打磨并抛光后在HW187.5型布洛维硬度计及D60K数字金属电导率测量仪上测量其布氏硬度和电导率，每个试样分别取五个位置的测量数据取其算术平均值为最终结果。金相组织采用Leica DFC295金相显微镜观察。所有的金相试样经机械打磨抛光后，再进行电解抛光处理，电解抛光液为10 mL HClO3+90 mL C2H5OH，抛光电压为18 V，电解抛光时间为20 s。采用Rigaku SmartLab SE X射线衍射仪对各均匀化状态下的试样进行物相定性分析，工作电压为40 kV，扫描角度为30°～90°，扫描速度为2°/min。在JMS-IT200型扫描电子显微镜下观察合金第二相粒子形貌、成分及偏析分布情况。

表1 7A85铝合金的化学成分(质量分数/%)Table 1 Chemical composition of 7A85 aluminum alloy (wt/%)

2 试验结果

2.1 7A85铝合金铸态DSC曲线及显微组织

图1为7A85铝合金铸态DSC曲线。由图1可以看出，7A85铝合金铸锭在477 ℃时出现第一个吸热峰，该吸热峰对应铸锭中低熔点非平衡共晶组织的熔化温度，即7A85铝合金铸锭发生过烧的温度。在643 ℃附近合金出现第二个吸热峰，此时合金吸收大量热量并导致基体熔化，即该吸热峰对应7A85铝合金基体的熔化温度。因此，在铸锭均匀化过程中，为了避免过烧，铸锭均匀化温度应该低于477 ℃。

图1 7A85铝合金铸态DSC曲线Fig.1 DSC analysis of 7A85 Al alloy as-cast structure

7A85铝合金铸锭的金相显微组织照片如图2所示。从图2可见，7A85铝合金铸态组织呈典型的等轴晶。合金铸锭经过电解抛光处理后，优先腐蚀的晶界清晰可见，晶粒尺寸在80 μm～90 μm，晶界存在大量非平衡共晶组织并呈网状连续分布(图2a)。对铸态组织进行扫描电子显微组织观察以及微区面扫能谱成分分析，结果见图3。在扫描电镜的背散模式下，观察到大量第二相沿晶界分布，少量分布在晶粒内部(图3a)。对图3a局部区域进行放大并进行面扫描能谱分析，可以看出晶界上的白色网状相由富含Zn、Mg、Cu溶质元素和杂质元素Fe的非平衡相组成(图3(d-g))。综上所述，7A85铝合金铸锭组织由典型的等轴晶组成，由α(Al)基体、在晶界偏析的T(AlMgZnCu)相以及富Fe相组成。晶界上大量的非平衡共晶的存在极大降低了合金的塑性，为消除铸态组织成分不均匀等缺陷，改善合金加工性能，需对7A85铝合金铸锭进行均匀化退火处理。

图2 7A85铝合金铸锭金相显微组织Fig.2 Optical microstructure of 7A85 Al alloy ingot

2.2 不同温度保温24 h均匀化退火后的铸锭显微组织

图4为7A85铝合金铸锭在不同温度保温24 h均匀化退火后的金相组织。从图4可知，与均匀化退火前的铸态组织相比，铸锭经440 ℃24 h均匀化退火后，晶界明显变细(图4a)，晶界上的非平衡共晶组织部分回溶至基体，但此时仍有共晶组织残留。均匀化温度升高到470 ℃保温24 h处理后，晶界清晰且平直，晶粒无明显长大(图4c)。为探究合金铸锭在不同温度的均匀化程度和残余相的分布状态，利用扫描电子显微镜对经不同温度保温24 h均匀化处理的7A85铝合金铸锭进行观察，结果如图5所示。从图5可见，铸锭经440 ℃24 h均匀化处理后，内部仍残余大量共晶组织，但相比于均匀化退火前的铸锭组织，其晶界上的非平衡共晶有所减少，说明在该均匀化温度下合金中有部分共晶回溶至基体中(图5a)；合金经455 ℃24 h均匀化处理后，晶界上的共晶组织显著减少(图5b)，结合合金的金相图片，此时合金铸锭晶界明显细化(图4b)；随着均匀化温度的上升，非平衡相逐渐回溶至铝基体，网状析出物逐渐消失，当均匀化温度为470 ℃时，晶界上的低熔点共晶相已经完全回溶至铝基体中，只留部分难溶相未回溶，组织趋于均匀(图5c)；继续升高均匀化温度到485 ℃，合金基体表面出现黑色圆点，合金出现过烧现象(图5d)。因此，470 ℃24 h为7A85铝合金铸锭较为适宜的单级均匀化退火制度。

图3 铸锭扫描电子显微组织以及微区面扫能谱成分分析Fig.3 SEM images and energy spectrum micro analysis

图4 7A85铝合金铸锭经不同温度均匀化处理24 h后的金相组织Fig.4 Metallographic structure of 7A85 aluminum alloy ingot after homogenization treatment at different temperatures for 24 h

图5 7A85铝合金铸锭经不同温度均匀化处理24 h后SEM图片Fig.5 SEM images of 7A85 aluminum alloy ingot after homogenization treatment at different temperatures for 24 h

7A85铸锭经不同温度均匀化退火24 h后的XRD物相衍射分析结果如图6所示。结合XRD图谱可知，各状态下合金组织的XRD图谱中除明显的α(Al)衍射峰外，还存在η(MgZn2)相衍射峰以及杂质相Al(Fe,Mn)相衍射峰。而T(AlMgZnCu)相是以Mg(ZnCuAl)2结构存在于合金组织中，η(MgZn2)的衍射峰也对应着T(AlMgZnCu)相的峰位。合金440 ℃24 h及455 ℃24 h均匀化退火后，在XRD图谱中仍存在η(MgZn2)相及Al6(Fe,Mn)相的衍射峰；随着均匀化温度的上升，经470 ℃24 h均匀化处理后的合金中仍然存在微弱的η(MgZn2)相的衍射峰，但此时XRD图谱中基本上没有η(MgZn2)相的衍射峰。从结果可知，铸态合金组织经470 ℃以上温度均匀化退火24 h后，非平衡共晶基本完全回溶至铝基体。而η(MgZn2)衍射峰存在的原因在于在均匀化过后的空冷过程中析出了少量的η(MgZn2)相。

图6 7A85铝合金铸锭经不同温度均匀化退火24 h后的XRDFig.6 XRD curves of 7A85 Al alloy ingot after homogenization treatment at different temperatures for 24 h

2.3 不同温度保温24 h均匀化退火后铸锭的布氏硬度和电导率

7A85铝合金铸锭在不同温度均匀化退火24 h后的布氏硬度及电导率如图7所示。由图7a可知，合金的布氏硬度随着均匀化温度的升高而升高，当均匀化温度为470 ℃时，合金硬度最高为68.5 HB；当均匀化温度大于470 ℃时，合金的硬度随着均匀化温度的升高逐渐下降。由图7b可见，随着均匀化退火温度的升高，铸锭的电导率下降；当均匀化温度为470 ℃时，铸锭电导率降至18.5 Ms/m；继续升高均匀化退火温度，电导率变化逐渐平缓。

图7 7A85铝合金铸锭硬度及电导率随均匀化退火温度(保温24 h)变化曲线Fig.7 Hardness and electrical conductivity of 7A85 Al alloy ingots homogenized at different temperatures for 24 h

3 分析与讨论

3.1 均匀化处理对铸锭显微组织的影响

在半连续激冷铸造条件下，固溶在液相中的Zn、Mg、Cu以及杂质元素Fe、Mn等溶质元素将在固-液界面处富集，当相邻晶粒长大并相互接壤时，富集大量溶质原子的液相被挤至晶粒之间，最终在晶界凝固形成富含Zn、Mg、Cu元素以及杂质元素的非平衡共晶。在后续均匀化退火过程中，通过原子扩散偏析在晶界和晶内的低熔点共晶逐渐回溶至基体，粗大晶界网络逐步消失，合金组织趋于均匀。

3.2 不同温度均匀化退火对铸锭硬度及电导率的影响

铸锭的硬度与基体的过饱和程度及第二相粒子的分布与数量密切相关。由于在铸锭中存在明显的枝晶偏析和晶界偏析，大量第二相存在于基体中，铸锭组织过饱和程度不高且分布在晶界上的粗大第二相对合金硬度并没有太大贡献，未均匀化退火处理的合金铸锭硬度最低。当7A85铝合金铸锭经不同温度均匀化处理后，随着温度的升高，偏析在晶界的低熔点共晶逐渐回溶至基体，基体过饱和程度逐渐增大，合金硬度逐渐增大。当均匀化温度超过470 ℃时，合金基体发生过烧现象，晶界软化从而导致合金硬度开始下降。

对于多组元合金而言，影响合金电导率的因素主要有合金基体的过饱和程度及析出相的数量。由马西森定律[12]可知，合金的电阻率ρ为

ρ=ρ0+ρs+ρp+ρv+ρd+ρGB

式中：

ρ0—铝基体的电阻率；

ρs—固溶原子引起电阻率变化；

ρp—析出相引起的电阻率变化；

ρv、ρd、ρGB—依次代表铸锭中空位，位错及晶界引起的电阻率的变化。

在多组元合金中，一般认为溶质原子对电子的散射作用明显强于第二相对电子的散射作用。因此，在均匀化退火过程中，随着均匀化温度逐渐升高，基体的过饱和程度逐渐增大，溶解在基体中的溶质原子浓度也逐渐增大，对电子的散射作用也越强，合金电阻率逐渐上升，与之对应的合金的电导率逐渐降低。

3.3 7A85铝合金铸锭最佳均匀化工艺的选择

由上述分析可知，当合金经470 ℃24 h均匀化处理后，半连续铸造带来的枝晶偏析和晶界偏析缺陷基本上消除，合金基体成分趋于均匀，铸锭能得到较好的综合性能，第二相固溶充分；当均匀化温度高于470 ℃时，合金发生过烧现象。因此，7A85铝合金铸锭较为理想的单级均匀化工艺为470 ℃24 h。

4 结 论

1)半连续铸造7A85铝合金铸锭的组织由铝基体和非平衡共晶组成，铸锭存在严重偏析现象，非平衡共晶呈网状分布在晶界上。随着均匀化温度的升高，低熔点共晶逐渐回溶至铝基体，偏析现象消除。

2)半连续铸造条件下的7A85铝合金铸锭的硬度较低。随着均匀化温度的升高，偏析在晶界和晶内的溶质原子逐渐回溶至铝基体，基体过饱和度逐渐升高，铸锭的硬度也逐渐增大，电导率逐渐降低。

3)7A85铝合金铸锭最佳的均匀化退火工艺为470 ℃24 h，在该工艺均匀化退火后的网状非平衡共晶消失，组织均匀。