Al-Zn-Mg-Cu合金加工过程组织演变研究

汲庆涛， 杨慧， 赵忠超， 史晓明， 孙有政，3

（1.山东南山科学技术研究院有限公司山东省铝合金压力加工技术创新中心，龙口 264000；2.山东南山铝业有限公司国家铝合金压力加工工程技术研究中心，龙口 264000；3.烟台南山学院工学院，龙口 264000）

0 前言

7 ××× 系铝合金由于具有强度高、塑性好、比强度大等优点，广泛应用于航空航天、船舶和建筑等领域[1-3]。众所周知，固溶和时效处理是Al-Zn-Mg-Cu 合金获得优异综合性能的关键步骤[4-5]。Al-Zn-Mg-Cu 合金在固溶处理时，可溶相可以重溶到基体中，形成过饱和固溶体，为后续时效处理作准备[6]。合金在T6时效处理后，会在晶内形成较细小且分布均匀的GP 区和η′析出相，晶界上存在连续析出相，使合金具有较高的强度，但抗应力腐蚀（SCC）性能较差[7]。合金经过T7X 双级过时效处理后，晶界析出相会变粗、不连续，从而提高合金的抗SCC性能[8-9]。同时，合金经过T7X处理后，晶内的析出相也变得更粗，与采用T6 时效相比，合金强度降低了10%～15%。为了提高合金的综合性能，提出了回归再时效（RRA）热处理工艺，该工艺与T7X工艺一样，使合金具有较好的耐腐蚀性，同时保持与T6相似的强度水平[10]。

虽然目前对Al-Zn-Mg-Cu 系铝合金挤压型材在单个生产工艺上进行了大量研究，如T6、T7X等时效工艺[11-12]，但比较缺乏多个工艺联系起来的系统性研究，而挤压材料的性能与合金成分，以及均质、挤压、固溶、时效等一系列工艺有关[13-14]。因此，本研究围绕Al-Zn-Mg-Cu 合金均质、挤压、固溶和时效处理后微观组织，对每一步工艺的组织进行了表征，研究了Al-Zn-Mg-Cu 合金在热处理过程中组织的演变。

1 试验材料与方法

1.1 试验材料

试验材料为Al-Zn-Mg-Cu 系7175 铝合金，厚度约30 mm，化学成分见表1。铸棒经473 ℃/24 h均质后在加热炉中加热到420 ℃，采用反向挤压机进行挤压，挤压后空冷至室温，后续采用475 ℃/2.5 h固溶淬火和120 ℃/12 h+165 ℃/5 h 双级过时效热处理工艺。本文分别对均质、挤压、固溶及时效后型材进行取样研究。

表1 7175合金化学成分（质量分数/%）

1.2 试验方法

采用Jmatpro软件对合金的平衡相进行计算。为观察试样晶粒形态和第二相分布，采用100#、800#、1200#砂纸打磨后，进行抛光得到平整光亮的表面，然后用Keller 试剂对其进行腐蚀，在Axio Imager M2m 金相显微镜和FEI NOVA NANOSEM 450扫描电子显微镜下对其微观结构进行研究。采用JEM 2100F 透射电子显微镜观察晶内和晶间第二相。为保证透射样品具有良好的效果，先用线切割切成2 mm 薄片，然后减薄至50 μm，冲成ϕ3 mm小圆，最后双喷减薄。

2 试验结果

2.1 合金中热力学平衡相

通过JmatPro 软件计算的7175铝合金平衡相组成如图1所示。从图1（a）中可以看该相出，随着温度降低，661 ℃首先析出Al7Cr相，随后该相又重新溶入到基体中。固相线温度以下从525 ℃开始合金发生固态相变，从α（Al）固溶体中依次析出AlCrMgMn相、Mg2Si 相、Al6Mn 相、Al2CuMg 相、MgZn2相和AlCuMgZn 相，析出温度分别为525 ℃、520 ℃、467 ℃、448 ℃、402 ℃和251 ℃。根据图1（b）可知，该铝合金在室温下的平衡相组成约为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。对于Al-Zn-Mg-Cu系合金来说，MgZn2相为主要的强化相，选择475 ℃作为固溶温度，该固溶温度下，铝合金中的大部分相均能固溶到Al 基体中，AlCrMgMn 相和Mg2Si 相形成温度较高，较难溶于基体中。AlCrMgMn 相能在合金组织内弥散分布，起到钉扎位错运动，细化晶粒的作用[15]。Mg2Si 相为初生相，在铝合金中主要为杂质相，会对合金的性能造成不利的影响，相含量通常随着Si元素的含量降低而降低。

图1 7175铝合金平衡相组成

2.2 OM及SEM组织分析

图2 为7175 铝合金在不同状态下的显微组织，图2（a）为均质态组织，可以看出铸锭经过均质后晶间的第二相较少，晶粒尺寸在200 μm左右。图2（b）、图2（c）、图2（d）分别为挤压态组织、固溶态组织和时效态组织，可以看出7175 挤压后组织主要呈现纤维状晶粒组织，在挤压和后续的固溶时效处理过程中，没有发生明显的再结晶，一直保持金属流线组织。挤压态含有的第二相较多，不仅在晶界处存在大颗粒第二相，还在晶内弥散分布小颗粒第二相。合金经过475 ℃/2.5 h 固溶处理后，弥散分布的第二相重新溶入到基体中，在晶界处存在呈链状分布且破碎的未溶相，固溶态和时效态在光镜下的组织没有明显差异。

图2 7175铝合金型材显微组织

图3 是7175 铝合金在不同状态下的SEM 组织。图3（a）为均质态的SEM 组织，可以看出晶界处偏聚着4种相，分别为黑色、浅灰色、深灰色和亮白色。晶内弥散分布条状和圆点状析出相。图3（b）为挤压态的SEM 组织，可以看出，经过挤压变形后，组织中的第二相破碎，并沿着挤压方向排列。图3（c）、图3（d）分别为固溶和时效处理后的SEM 组织，组织中弥散分布的第二相，经过固溶处理后重新溶入到基体中，产生固溶强化，时效态的SEM组织与固溶态差别不大。表2为能谱分析结果，能谱显示均质态晶界处的黑色相为Mg2Si相，浅灰色相为Al7Cu2Fe 相，深灰色相为Al2CuMg相，亮白色相为AlCuMgZn相，晶内弥散分布的条状和圆点状第二相为MgZn2[16]。挤压态合金的组织内沿着挤压方向分布着大量的AlCuMgZn 相，经过475 ℃/2.5 h固溶处理后，铝合金组织中残留的第二相主要为Al2CuMg、Al7Cu2Fe相及少量的Mg2Si相。

表2 能谱分析结果

Fe、Si元素在7×××系合金中为杂质元素，熔炼过程中Fe、Si杂质元素在枝晶间偏聚，生成结晶相Al7Cu2Fe 和Mg2Si 相，可以通过控制熔炼过程中的凝固速度、杂质元素含量、细化剂添加速度等来控制合金中结晶相尺寸[17]，后续可通过合理的均匀化工艺来减少杂质相的有害影响[18]。

2.3 TEM组织分析

7175 铝合金挤压态TEM 照片结果如图4 所示，晶内存在三种形态的相，分别为长杆状、圆球状、圆棒状。能谱结果显示长杆状为MgZn2相，圆球状和圆棒状为同一种相，结合图1计算结果，分析为AlCrMgMn 相。挤压态合金晶界连续，晶界上同样存在AlCrMgMn 相，可以看出AlCrMgMn 起到钉扎晶界和亚晶界的作用。

图4 挤压态7175铝合金型材TEM组织及能谱

7175 铝合金固溶态和时效态TEM 照片结果如图5所示。图5（a）为固溶态TEM组织，可以看出晶内和晶界的弥散相均为AlCrMgMn 相，晶内无其他沉淀相，说明7175 合金在475 ℃下保温2.5 h 可以使MgZn2相重新溶入到基体中，产生固溶强化作用。图5（b）为时效态TEM 组织，可以看出，铝合金在时效态下晶内存在三种析出相，分别为AlCrMgMn 弥散相、板状析出相和大量圆球状析出相。晶内存在的大量弥散圆球状颗粒为η′相[19]，平均尺寸为8～15 nm，圆球状析出相由GP 区演化而来，与基体半共格。晶内的板状析出相为η 相，尺寸较大，长度为20～35 nm，宽度在5 nm 左右，化学组成为MgZn2。120 ℃/12 h+165 ℃/5 h 双级时效会使η ′ 相转变、长大为η 相，与基体不共格，产生的强化作用没有η′相大[20]。晶界析出相为MgZn2相，尺寸较晶内大，断续分布，尺寸在50 nm左右，PFZ宽度为35～45 nm。

图5 7175铝合金型材TEM组织

微观组织中晶内弥散的AlCrMgMn 相，可以控制亚晶粒尺寸，阻止再结晶的产生。时效态晶界处析出相为MgZn2相，结合图4，MgZn2相中存在微量Cu 元素，MgZn2相在晶界断续分布造成Cu 元素在晶界上的聚集，可以降低晶界与基体之间的电位差，降低合金的腐蚀敏感性。同时不连续的晶界析出相也可以降低合金的腐蚀敏感性[21]，可以看出，7175铝合金经过双级时效热处理后，其抗腐蚀性能提高，同时晶内存在MgZn2相，晶界处的无沉淀析出带（PFZ）较宽，可以验证合金为过时效状态。

3 结论

（1）7175 铝合金热力学平衡相由AlCrMgMn相、Mg2Si 相、Al6Mn 相、Al2CuMg 相、MgZn2相和AlCuMgZn 相组成，实际状态下还含有少量的杂质相Al7Cu2Fe相。

（2）7175 铝合金在挤压、固溶和时效后组织主要呈现纤维状晶粒组织。475 ℃/2.5 h固溶处理后小尺寸的第二相基本回溶，未溶相为Al7Cu2Fe 相、Mg2Si相及少量Al2CuMg相。

（3）弥散相AlCrMgMn 相在挤压变形的过程中起到钉扎晶界、细化晶粒的作用。120 ℃/12 h+165 ℃/5 h 双级时效后，晶内沉淀相为圆球状颗粒η′相和少量板状η 相，晶界析出相MgZn2断续分布，晶界PFZ宽度为35～45 nm之间。