張新明，陸艷紅，劉勝膽，劉文軍，李紅萍

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；2. 中國商用飛機(jī)有限責(zé)任公司 上海飛機(jī)設(shè)計研究院，上海 200232)

分級均勻化對7055鋁合金組織和力學(xué)性能的影響

張新明1，陸艷紅1，劉勝膽1，劉文軍1，李紅萍2

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；2. 中國商用飛機(jī)有限責(zé)任公司 上海飛機(jī)設(shè)計研究院，上海 200232)

采用差熱分析、X射線衍射分析、光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡、透射電鏡和常溫拉伸等方法研究分級均勻化工藝對7055鋁合金顯微組織、枝晶偏析、Al3Zr粒子析出行為和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明：合金經(jīng)(468 ℃、24 h)+(473 ℃、4 h)的分級均勻化處理后，消除了鑄錠晶界上的非平衡凝固共晶組織；鑄錠先于264 ℃保溫最有利于獲得尺寸細(xì)小、均勻彌散分布的Al3Zr粒子；在單級均勻化基礎(chǔ)上增加473 ℃的短時高溫均勻化，能夠提高合金基體中溶質(zhì)原子的固溶度，增強(qiáng)時效強(qiáng)化效果，提高綜合性能。

7055鋁合金；均勻化；Al3Zr粒子；顯微組織；力學(xué)性能

7055超高強(qiáng)鋁合金是航空航天領(lǐng)域重要的結(jié)構(gòu)材料，隨著航空航天工業(yè)的發(fā)展，對鋁合金結(jié)構(gòu)件優(yōu)良的綜合性能及板材性能均勻性提出更高的要求。超高強(qiáng)鋁合金具有合金化程度高的基本特點，工業(yè)生產(chǎn)的鑄錠由于澆注及冷卻速度快，容易出現(xiàn)嚴(yán)重的枝晶偏析、成分偏析和內(nèi)應(yīng)力，同時，粗大的非平衡共晶存在于晶界，嚴(yán)重影響該合金的熱加工性能，因此，必須進(jìn)行均勻化處理[1-4]。對于7055鋁合金，國內(nèi)研究主要集中于均勻化過程中材料宏觀偏析、顯微組織及非平衡共晶相的演變，而均勻化過程中Al3Zr粒子的析出行為及其對合金固溶后再結(jié)晶程度、時效后力學(xué)性能的影響研究較少。

一般而言，鑄錠均勻化的目的是消除枝晶偏析和成分偏析，獲得溶質(zhì)原子均勻分布的固溶體，減少作為再結(jié)晶PSN形核[5]機(jī)制的粗大第二相。近年來的研究表明，由于Zr的添加，在合金均勻化過程中會析出與基體共格的亞穩(wěn)Al3Zr相，Al3Zr對合金固溶后釘扎晶界，阻止晶界和亞晶界的遷移，保留軋制變形產(chǎn)生的亞結(jié)構(gòu)和位錯、細(xì)化晶粒、強(qiáng)化基體有著重要意義[6]。同時，細(xì)小彌散的Al3Zr使得再結(jié)晶分?jǐn)?shù)降低，大角度晶界數(shù)減少，減少η相形核的有利位置，降低了合金的淬火敏感性[7]。此外，由于小角度晶界較大角度晶界的抗應(yīng)力腐蝕開裂性能好，Al3Zr粒子的存在亦使得合金的抗應(yīng)力腐蝕開裂性能有顯著的提高[8]，所以均勻化中Al3Zr粒子的析出可為該合金獲得高強(qiáng)、高韌、耐蝕、好的延展性奠定基礎(chǔ)。本文作者針對分級均勻化中合金顯微組織的變化，重點研究Al3Zr的析出及其對力學(xué)性能的影響，從均勻化工藝的角度為改善7055鋁合金性能提供依據(jù)。

1 實驗

采用西南鋁業(yè)有限責(zé)任公司提供的 7055鋁合金大鑄錠，合金的成分如表1所列。鑄錠在空氣電阻爐中進(jìn)行如表2所列的均勻化處理，樣品均勻化是以一定的升溫速率從室溫升到特定的溫度，該溫度在 468℃以下時升溫速率為30 ℃/h，而從468 ℃升溫到473℃時的升溫速率為10 ℃/h，并保溫一定時間。均勻化后樣品直接淬入室溫水中，以保留均勻化態(tài)組織。采用NETZSCH STA 449C型熱分析儀對均勻化態(tài)的樣品以20 ℃/min的升溫速率加熱進(jìn)行DSC分析，采用日本理學(xué)D/max2500型18 kW轉(zhuǎn)靶X射線儀對鑄態(tài)及均勻化態(tài)樣品進(jìn)行物相分析。經(jīng)過均勻化處理的樣品在430 ℃保溫2 h，從厚度9 mm軋制到厚度為2.5 mm。從軋板上切取標(biāo)準(zhǔn)拉伸樣，拉伸樣經(jīng)過雙級固溶和RRA處理后在CSS-44100萬能材料力學(xué)拉伸機(jī)上進(jìn)行拉伸。采用光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡對合金鑄錠及其各種處理態(tài)樣品進(jìn)行顯微組織觀察，鑄態(tài)及均勻化態(tài)樣品用 keller腐蝕，時效態(tài)樣品用 Graff Sargent腐蝕，采用雙噴電解法制備透射試樣，電解液為20%HNO3+80%CH3OH，在TecnaiG220透射電鏡上觀察合金均勻化態(tài)的顯微組織。采用 Image-J軟件的粒子分析功能對至少5張同一放大倍數(shù)下隨機(jī)照的晶粒中心區(qū)域 Al3Zr粒子的 TEM 像進(jìn)行面積分?jǐn)?shù)的統(tǒng)計，上述TEM像每張測量至少30個隨機(jī)分布的Al3Zr粒子半徑，面積分?jǐn)?shù)和粒子半徑均取平均值。

表1 7055鋁合金的化學(xué)成分Table1 Composition of 7055 aluminium alloy (mass fraction,%)

表2 7055鋁合金鑄錠的均勻化參數(shù)Table2 Parameters of 7055 aluminium alloy ingots after homogenization

2 結(jié)果與分析

2.1 鑄態(tài)DSC分析

為測定 7055鋁合金鑄錠中低熔點非平衡凝固共晶組織熔化溫度從而制定均勻化制度，取7055鋁合金鑄錠做DSC分析，其結(jié)果如圖1所示。由圖1可知，7055鋁合金鑄錠中有兩個熔化峰，477 ℃的熔化峰說明合金鑄錠中有大量低熔點非平衡凝固共晶組織在該溫度熔化，而更高溫度的熔化峰為7055鋁合金鑄錠的熔點?？紤]低熔點非平衡凝固共晶組織熔化溫度范圍以及爐溫的波動，取單級均勻化溫度為468 ℃。由于7055鋁合金鑄錠在低溫均勻化過程中會析出η相，且平衡η相與基體非共格，η相和基體界面有很高的界面能，這有利于均勻化過程中Al3Zr粒子的形核析出。在更高溫度的均勻化過程中，平衡η相會溶解進(jìn)入基體，基體中所含η相的數(shù)量將減少，有利于Al3Zr粒子形核的高能相界面也將減少，不利于得到細(xì)小彌散的Al3Zr粒子。陸政等[9]指出Al3Zr在高溫退火時形成，其析出溫度在227～667 ℃之間，在400 ℃保溫適當(dāng)?shù)臅r間有利于形成細(xì)小彌散的Al3Zr粒子核心。本文作者在468 ℃單級均勻化的基礎(chǔ)上增加低溫264 ℃和高溫408 ℃、473 ℃的保溫階段，制定了如表2所列的均勻化制度來比較低溫保溫和高溫保溫對 Al3Zr粒子析出行為的影響。由于Al3Zr粒子在均勻化過程中只會析出不會溶解，可通過透射電鏡觀察對比分析不同均勻化制度下Al3Zr彌散相的大小和分布。

圖1 7055鋁合金鑄錠均勻化的DSC曲線Fig. 1 DSC curve of 7055 aluminium alloy ingot after homogenization

圖2 7055鋁合金均勻化后的顯微組織Fig. 2 Microstructures of 7055 aluminium alloy under different homogenization conditions: (a) As-cast 7055; (b) As-cast 7055,SEM; (c) H1; (d) H2; (e) H3; (f) H4

2.2 均勻化后的金相顯微組織分析

圖2所示為合金鑄態(tài)及不同均勻化制度下的光學(xué)顯微組織。7055鋁合金鑄態(tài)組織偏析嚴(yán)重，晶界存在大量的粗大非平衡共晶，非平衡共晶相周圍有明顯無沉淀析出區(qū)，大量溶質(zhì)原子在晶界偏聚，晶界彎曲并粗大，晶內(nèi)有少量第二相；經(jīng)H1、H3、H4分級均勻化后，晶界上的粗大的非平衡共晶組織相對鑄態(tài)組織減少，已形成不連續(xù)分布，合金的晶界亦窄化，成分偏析改善；在 H1基礎(chǔ)上增加了高溫保溫階段的 H2分級均勻化制度較H1、H3、H4均勻化效果好，大部分晶界上的非平衡共晶已經(jīng)消除、晶界細(xì)化且平直，極少部分晶界上仍存在一些粗大第二相?？傊捎阼T錠澆注時冷卻速度過快導(dǎo)致Zn、Mg、Cu元素在晶界和枝晶界的偏聚，在分級均勻化制度下使這些元素在晶界和晶內(nèi)較充分地擴(kuò)散，較好地消除了枝晶偏析和成分偏析。

2.3 均勻化后XRD分析

圖3所示為合金鑄態(tài)及均勻化態(tài)的XRD譜。結(jié)果表明，合金原始鑄錠內(nèi)存在大量的η相(半定量分析結(jié)果顯示η相的含量超過60%，摩爾分?jǐn)?shù))；經(jīng)H1均勻化后，η相衍射峰已經(jīng)很難發(fā)現(xiàn)，原始鑄錠中大量存在的η相已經(jīng)溶解進(jìn)入基體，有微弱的S(Al2CuMg)相衍射峰；H3制度中出現(xiàn)了少量 S(Al2CuMg)相和η(MgZn2)相的衍射峰；經(jīng) H4均勻化后，S(Al2CuMg)相和 η(MgZn2)相衍射峰較 H1的明顯但卻較 H3的微弱。經(jīng)過不同均勻化后，S相和η相含量由大到小的順序依次為H3、H4、H1。

圖3 7055鋁合金鑄態(tài)及均勻后的XRD譜Fig. 3 XRD patterns of aluminium alloy 7055 before and after homogenization: (a) As-cast 7055; (b) H1; (c) H3; (d) H4

圖4 7055鋁合金均勻化態(tài)的SEM像Fig. 4 SEM images of 7055 aluminium alloy after homogenization: (a) H1; (b), (c)H2

表3 圖4中主要相的能譜分析Table3 EDS analysis of typical phases in Fig.4

2.4 均勻化后SEM能譜分析

圖4所示為合金經(jīng)H1、H2均勻化后的SEM像及H2均勻化后EDS能譜分析，表3所列為圖4中主要相的能譜分析結(jié)果。由圖4可知，在H1基礎(chǔ)上增加了473 ℃、4 h高溫保溫階段的H2均勻化大大消除鑄態(tài)合金晶界上的層片狀非平衡低熔點共晶組織，H2均勻化后能譜分析說明大部分是難溶含 Fe雜質(zhì)相或是球化的S(Al2CuMg)相和未完全溶解的T(AlZnMgCu)相，它們在需要在更高的均勻化溫度，或者是更長的保溫時間下才能有所減少，這些相的數(shù)量較 H1的減少了很多，所以 H2均勻化后，粗大相對促進(jìn)再結(jié)晶的PSN形核機(jī)制效果不顯著，原始鑄錠中大量存在的η(MgZn2)相已很難發(fā)現(xiàn)。

2.5 均勻化態(tài)樣品TEM像

圖 5所示為不同均勻化制度下合金中 Al3Zr粒子的 TEM 像。對不同均勻化態(tài)合金中 Al3Zr粒子的TEM像進(jìn)行統(tǒng)計，得出如圖6和表4所示的Al3Zr粒子的大小和面積分?jǐn)?shù)統(tǒng)計結(jié)果。表4中的f/r是不同均勻化態(tài)合金中 Al3Zr粒子的面積分?jǐn)?shù)和平均粒子半徑的比值。由圖5和6可以看出，不同均勻化制度下，合金中Al3Zr粒子的析出密度、粒子大小和分布存在差異。H1、H2均勻化Al3Zr粒子稀少，分布不均勻，在H1基礎(chǔ)上增加了473 ℃、4 h高溫保溫階段的H2均勻化制度使得基體中析出的Al3Zr粒子有一定程度的長大，面積分?jǐn)?shù)有所增加；在H1基礎(chǔ)上增加了264℃、4 h保溫階段的H3均勻化制度中，Al3Zr粒子最細(xì)小，分布密度最大且最均勻。雖然H2和H3均勻化后Al3Zr粒子大小差異最大，但H2和H3有著相近的面積分?jǐn)?shù)，說明在264 ℃保溫有利于Al3Zr粒子充分形核，若延長H3均勻化，264 ℃保溫時間可以給Al3Zr粒子形核更充分的時間，獲得更加彌散且面積分?jǐn)?shù)更多的Al3Zr粒子；在H1基礎(chǔ)上增加408 ℃保溫階段的H4均勻化，Al3Zr粒子尺寸和H1大小相近，但Al3Zr粒子面積分?jǐn)?shù)是最大的，說明 408 ℃保溫也能促進(jìn)Al3Zr粒子的形核析出，但相對于264 ℃保溫，408 ℃保溫后Al3Zr粒子尺寸較大，Al3Zr粒子核心數(shù)有所減少且分布更不均勻。

圖5 不同均勻化條件下Al3Zr粒子的TEM像Fig. 5 TEM images of Al3Zr particles under different homogenization conditions: (a) H1; (b) H2; (c) H3; (d) H4

表4 不同均勻化后Al3Zr粒子的分布統(tǒng)計Table4 Statistic distribution of Al3Zr particles under different homogenization conditions

2.6 時效后顯微組織

圖 7所示為均勻化態(tài)樣品時效后的光學(xué)顯微組織，白色區(qū)域為再結(jié)晶區(qū)域。再結(jié)晶晶粒內(nèi)仍存在未固溶進(jìn)去的第二相，這些第二相在軋制過程中被軋碎并沿軋制方向分布，它們的數(shù)量受軋制變形前均勻化的影響，并可能成為再結(jié)晶PSN形核機(jī)制的核心。圖中黑色區(qū)域為未再結(jié)晶區(qū)域，它們沿軋制方向成長條狀，其中存在大量亞晶，變形晶粒內(nèi)再結(jié)晶的發(fā)生，使變形儲能釋放，再結(jié)晶晶粒儲能很低，而變形亞晶內(nèi)儲能較高較容易被腐蝕。通過對大量合金時效后的金相照片進(jìn)行統(tǒng)計，得出經(jīng)不同均勻化處理合金時效后再結(jié)晶分?jǐn)?shù)由大到小順序為 H1(56.9%)、H4(52.5%)、H2(48.7%)、H3(48.5%)。

圖6 不同均勻化制度下Al3Zr粒子的大小和分布Fig. 6 Size and distribution of Al3Zr particles under different homogenization conditions

圖7 7055鋁合金時效后光學(xué)顯微組織Fig. 7 Microstructures of 7055 aluminium alloy after aging treatment: (a) H1; (b) H2; (c) H3; (d) H4

2.7 時效后力學(xué)性能

拉伸試驗結(jié)果如圖8所示。從圖8中可以看出，經(jīng)H2均勻化后樣品的抗拉強(qiáng)度(σb)、屈服強(qiáng)度(σ0.2)最高，伸長率(δ)最低；H4均勻化后抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度最低，伸長率最高；經(jīng)不同均勻化處理的7055鋁合金強(qiáng)度和伸長率性能變化趨勢相反。

3 討論

H3均勻化合金在低溫段停留時間較長，鑄錠中過飽和固溶在基體中的溶質(zhì)原子從基體中析出形成大量的η(MgZn2)相，隨著溫度的升高，這些細(xì)小的η(MgZn2)相又回溶到基體中。H3均勻化在低溫段的停留使得溶質(zhì)原子充分?jǐn)U散的驅(qū)動力不足，由于 Zn原子和 Mg原子的擴(kuò)散速率大于Cu原子的，F(xiàn)AN等[10]指出，原來 AlZnMgCu相存在的位置將會有 S(Al2CuMg)相的析出，所以H3均勻化后AlZnMgCu相和S(Al2CuMg)相含量最多；H4均勻化在高溫段停留的時間較長，溶質(zhì)原子擴(kuò)散能力強(qiáng)，且過飽和固溶體中溶質(zhì)原子聚集析出 η(MgZn2)相較難發(fā)生，所以，H4均勻化后，AlZnMgCu相和S(Al2CuMg)相含量較H3的少。H3均勻化后存在大量粗大相，當(dāng)位錯經(jīng)過這些粒子時產(chǎn)生位錯繞過機(jī)制，在粒子周圍形成強(qiáng)變形區(qū)，這些區(qū)域儲能很高且和周圍基體位向差大，容易激發(fā)PSN形核機(jī)制，成為再結(jié)晶的形核核心，導(dǎo)致再結(jié)晶分?jǐn)?shù)的增加。但經(jīng) H3均勻化處理的合金固溶后再結(jié)晶分?jǐn)?shù)并沒有最多，可見均勻化產(chǎn)生的Al3Zr粒子抑制了再結(jié)晶。

不同均勻化制度下合金中Al3Zr粒子的析出密度、粒子大小和分布存在差異是由于 Zr的溶質(zhì)原子分配系數(shù) K＞1，Zr容易在枝晶中心偏聚[11]，所以鑄態(tài)組織中Zr偏析很嚴(yán)重，而這種分布不均的Zr溶質(zhì)原子在均勻化后，從固溶體中脫溶出Al3Zr粒子的分布也存在晶內(nèi)和晶界的差異，在晶界存在無Al3Zr粒子析出區(qū)。均勻化要給Zr原子充分的能量，使其在晶內(nèi)擴(kuò)散均勻，均勻析出Al3Zr粒子[12]，為Al3Zr粒子提供有利的形核位置，促進(jìn)Al3Zr粒子更加均勻彌散的析出；在Al3Zr粒子形核的溫度保溫一定的時間，讓Al3Zr粒子有充分的時間形核，能較大限度的形成細(xì)小、均勻彌散分布的Al3Zr粒子核心[13]。

由于低溫均勻化過程中合金基體內(nèi)會析出與基體非共格的平衡 η相，η相和基體間的高能相界面為Al3Zr粒子的異質(zhì)形核提供了有利的位置，減少Al3Zr粒子形核所需的能量，能得到更多且分布更均勻的Al3Zr彌散相。H3均勻化后，樣品中含有較H4均勻化后更多的η相，則有更多的η相和基體的高能相界面，更有利于Al3Zr粒子的形核析出，且由于溫度比較低，Zr原子在基體中的固溶度和擴(kuò)散率比較低，Zr原子在基體中的過飽和固溶度較高，Al3Zr粒子形核的臨界半徑較小，有利于鑄態(tài)合金中的Zr原子析出形成細(xì)小Al3Zr彌散相的同時不利于Al3Zr粒子的聚集長大；H4均勻化后，η相隨著溫度的升高溶解進(jìn)入基體，η相溶解前于η相和基體間高能相界面上形核析出的Al3Zr粒子尺寸較小，隨著溫度的進(jìn)一步升高，Zr原子在基體中的固溶度和擴(kuò)散率較高，但由于部分Al3Zr粒子的析出，實際固溶于基體中的Zr原子含量減少，Al3Zr粒子形核的臨界半徑增加，Al3Zr粒子形核率減少，且先析出的尺寸較小的Al3Zr粒子由于負(fù)的長大速率將逐漸消失，由于溫度較高Al3Zr粒子有一定程度的聚集長大，最終獲得的 Al3Zr粒子尺寸較大，所以，H3均勻化較H4均勻化更利于獲得大量細(xì)小且均勻分布的Al3Zr粒子。

圖8 7055鋁合金不同均勻化條件下的室溫拉伸性能Fig. 8 Tensile properties of 7055 aluminium alloy under different homogenization conditions at room temperature

細(xì)小彌散的Al3Zr能夠阻止位錯的滑移和攀移，它與位錯的纏結(jié)使得大量的位錯聚集，增加了合金中的位錯密度，且變形亞結(jié)構(gòu)內(nèi)和亞晶界上的位錯移動困難，有高層錯能的7055鋁合金亞晶合并的再結(jié)晶形核機(jī)制難以實現(xiàn)。彌散相的分布對再結(jié)晶的阻止作用能從Zener釘扎方程[14]中彌散相施加于晶界上的平均釘扎力中定量給出，Zener釘扎力和彌散相的體積分?jǐn)?shù)與彌散相平均半徑的比值即(F/r)成正比。從表4中F/r(以面積分?jǐn)?shù)代替體積分?jǐn)?shù))值的大小能得出不同均勻化制度中Zener釘扎力大小為H4、H3、H2、H1，但是合金再結(jié)晶分?jǐn)?shù)的統(tǒng)計結(jié)果中經(jīng) H4均勻化的合金固溶后，再結(jié)晶分?jǐn)?shù)是最大的。可見，Al3Zr粒子對再結(jié)晶晶界遷移的阻止作用不僅看F/r值的大小，還要看Al3Zr粒子分布的均勻程度和分布密度，合金晶界處的無Al3Zr粒子析出區(qū)有利于再結(jié)晶晶粒形核，偏析很嚴(yán)重的Al3Zr粒子只能在局部區(qū)域起到阻止再結(jié)晶的作用，而最終合金的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)同樣很大；分布密度較少的 Al3Zr粒子不能有效的阻止亞晶界和晶界的遷移，對再結(jié)晶的抑制效果也較差；Al3Zr粒子的大小對阻礙晶界的遷移也起很大的作用，由于 Al3Zr粒子難變形，位錯經(jīng)過它時啟動繞過機(jī)制，由奧羅萬位錯繞過機(jī)制，當(dāng)?shù)诙嗟某叽绯^一定的尺寸時，位錯經(jīng)過它時要克服的切應(yīng)力將會降低，Al3Zr粒子也不能有效地阻止晶界的遷移。

H4均勻化得到的 Al3Zr粒子的分布均勻程度和H3相差不大，但是分布密度比H3更稀疏，F(xiàn)/r最大，再結(jié)晶分?jǐn)?shù)卻最大，說明H4中得到Al3Zr粒子分布密度和Al3Zr粒子尺寸對抑制再結(jié)晶起關(guān)鍵作用，H4均勻化中得到的尺寸較大和分布稀疏的Al3Zr粒子對抑制再結(jié)晶效果較差。H3均勻化消除晶界粗大共晶組織效果雖沒有H4好，但H3均勻化所得大量細(xì)小且彌散分布的Al3Zr粒子，能很有效地阻止再結(jié)晶晶界和亞晶界的遷移。H2均勻化所得Al3Zr粒子更粗大，它對晶界的釘扎力更小。經(jīng) H2均勻化合金固溶后的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)沒有經(jīng) H4均勻化合金固溶后的高是由于 H2均勻化使溶質(zhì)原子更加充分的固溶于基體，在熱軋前的預(yù)熱階段，基體中有細(xì)小彌散的粒子析出，這些粒子在短時間的預(yù)熱階段沒法長大，能通過阻止位錯的運(yùn)動起到彌散強(qiáng)化的作用，最終獲得亞晶細(xì)小的變形組織。在固溶后的再結(jié)晶過程中，雖然Al3Zr粒子不能有效阻止亞晶界的遷移，但細(xì)小的亞晶以及亞晶內(nèi)位錯的大量塞積延緩了再結(jié)晶。H2均勻化后難溶含F(xiàn)e和Si的相以及S相雖然較粗大，可是數(shù)量沒有H4的那么多，所以再結(jié)晶PSN形核機(jī)制在H4中較H2中明顯。H1均勻化后，溶質(zhì)原子的固溶度沒有H2的高，熱軋時彌散粒子析出少且Al3Zr粒子分布很不均勻，沒法在整個基體內(nèi)釘扎晶界充分阻止再結(jié)晶。

合金強(qiáng)化是固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化、位錯強(qiáng)化綜合作用的結(jié)果，而伸長率受晶界上粗大第二相大小、含量和晶粒尺寸、形狀的影響。H1均勻化后鑄錠晶界上非平衡凝固共晶組織較H3和H4的少，合金基體內(nèi)溶質(zhì)原子固溶度較高，能獲得一定程度的時效強(qiáng)化效果。經(jīng) H1均勻化的合金固溶后，最高的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)導(dǎo)致加工硬化大量消除，強(qiáng)度降低，因為變形過程中產(chǎn)生的大量位錯通過滑移和攀移產(chǎn)生無位錯的再結(jié)晶晶粒。經(jīng)H1均勻化的合金固溶后，再結(jié)晶晶粒最多，呈等軸狀的再結(jié)晶晶粒較纖維組織的變形協(xié)調(diào)性更好，位錯密度的增加能被更多滑移系的啟動抵消，所以合金的塑性較好；H2均勻化效果最好，能獲得最好的時效強(qiáng)化效果，但是H2均勻化制度在473 ℃的高溫保溫階段，導(dǎo)致難溶的含F(xiàn)e相以及S(Al2CuMg)相有一定程度的聚集和長大現(xiàn)象[15]，這些粗大脆性第二相由于不易變形降低合金強(qiáng)度，同時阻礙位錯的運(yùn)動降低合金的塑性。再結(jié)晶分?jǐn)?shù)較低的經(jīng) H2均勻化的合金固溶后保留軋制變形中產(chǎn)生的大量纖維組織，由于纖維組織的各向異性，晶粒變形很不均勻且協(xié)調(diào)性不好，容易導(dǎo)致位錯在晶界的堆積，造成應(yīng)力集中和裂紋的萌生，塑性較差；H3均勻化獲得的細(xì)小彌散均布的Al3Zr粒子，根據(jù)難變形第二相對位錯運(yùn)動阻礙的位錯繞過機(jī)制，不易變形的Al3Zr粒子半徑、分布間距越小、越彌散，則位錯要繼續(xù)運(yùn)動克服的臨界切應(yīng)力就越大，它對位錯運(yùn)動的阻礙作用越強(qiáng)，合金強(qiáng)度越高。但H3均勻化后AlZnMgCu相和S(Al2CuMg)相含量最多，則固溶進(jìn)基體中的溶質(zhì)原子就最少，時效強(qiáng)化效果最弱，且位錯容易在這些粗大相上堆積、造成應(yīng)力集中形成裂紋，降低強(qiáng)度。而其中細(xì)小彌散的Al3Zr粒子阻止再結(jié)晶的發(fā)生，保留變形亞結(jié)構(gòu)，細(xì)化晶粒，從而縮短位錯滑移的距離，減少由于不同滑移面位錯的交截和晶界處位錯堆積導(dǎo)致的應(yīng)變集中提高塑性；經(jīng) H4均勻化的合金固溶后較高的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)導(dǎo)致了它較低的強(qiáng)度和較高的塑性。Al3Zr粒子在再結(jié)晶晶界經(jīng)過時會由與基體共格轉(zhuǎn)變?yōu)榕c基體非共格[16]，再結(jié)晶晶粒內(nèi)的非共格Al3Zr粒子數(shù)量越多，時效時平衡η相將在Al3Zr粒子上形核析出，且界面能很高的大角度晶界越多，大量的平衡η相將會在大角度晶界形核析出，降低合金最終時效強(qiáng)化效果。經(jīng)H4均勻化的合金固溶后再結(jié)晶分?jǐn)?shù)較高，且H4均勻化Al3Zr粒子面積分?jǐn)?shù)多，所以H4均勻化不僅有更多利于平衡η相形核的大尺寸非共格Al3Zr粒子還有更多大角度晶界，則細(xì)小彌散的時效強(qiáng)化相數(shù)量會顯著減少，強(qiáng)度相應(yīng)下降。

4 結(jié)論

1) 7055鋁合金大鑄錠偏析嚴(yán)重，晶界存在粗大的網(wǎng)狀共晶組織，經(jīng)分級均勻化后大大地消除鑄錠晶界上的粗大非平衡凝固共晶和枝晶偏析、成分偏析，窄化晶界。先經(jīng)低溫均勻化后(H3、H4)鑄錠中AlZnMgCu相和S(Al2CuMg)含量較直接高溫均勻化(H1)中更多，增加高溫保溫階段的H2均勻化在消除晶界粗大共晶組織上效果最好。

2) 分級均勻化顯著影響Al3Zr粒子的析出行為。先在408 ℃保溫的H4均勻化中Al3Zr粒子分布較稀疏、粒子尺寸較大；而先在264 ℃保溫的H3均勻化能獲得大量均勻彌散分布的細(xì)小Al3Zr粒子。

3) 雙級高溫均勻化(H2)材料的力學(xué)性能較高，它較單級均勻化增加473 ℃的短時保溫階段，大大減少非平衡凝固共晶組織，較大限度地將溶質(zhì)原子固溶進(jìn)入合金基體，提高基體中溶質(zhì)原子的固溶度，增強(qiáng)時效強(qiáng)化效果，顯著提高合金的綜合性能。

4) 采用(264 ℃、4 h)+(468 ℃、24 h)的 H3 均勻化工藝最有利于獲得大量均勻彌散分布的細(xì)小Al3Zr粒子。這種分布的Al3Zr彌散相能有效地釘扎晶界和亞晶界，保留變形亞結(jié)構(gòu)，在強(qiáng)化基體的同時能很好地抑制再結(jié)晶的發(fā)生，合金時效后能獲得較好的綜合力學(xué)性能。

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Effect of step-homogenization on microstructures and mechanical properties of 7055 aluminum alloy

ZHANG Xin-ming1, LU Yan-hong1, LIU Sheng-dan1, LIU Wen-jun1, LI Hong-ping2
(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;2. Shanghai Aircraft Design and Research Institute, Commercial Aircraft Corporation of China, Shanghai 200232, China)

The effects of step-homogenization on the microstructures, dendritic segregation, precipitation of Al3Zr particles and ultimate mechanical properties of aluminum alloy 7055 were studied by differential scanning calorimetry,X-ray diffractometry, optical microscopy, scanning electron microscopy, transmission electron microscopy and tensile test.The result show that the step-homogenization treatment, which comprises of the isothermal heating of the ingots at 468℃ for 24 h, then heating to 473 ℃ for 4 h, greatly eliminates the nonequilibrium solidified eutectic which exists on the grain boundaries. The previous heating at 264 ℃ is most favorable for the precipitation of fine and uniformly distributed Al3Zr particles. The additional short-term and high temperature heating at 473 ℃ on the basis of single-stage homogenization maximizes the solution ability of solid solute in the matrix, enhances the ageing strengthening effect and improves the comprehensive properties of the alloy.

7055 aluminum alloy; homogenization; Al3Zr particles; microstructure; mechanical properties

TG 146.1

A

1004-0609(2012)08-2154-09

國家重點基礎(chǔ)研究發(fā)展計劃資助項目(2005CB623706)

2011-08-18；

2011-11-22

張新明，教授，博士；電話：0731-88830265；E-mail: xmzhang_cn@yahoo.cn

(編輯 李艷紅)