賈桂龍，陳愿情，韋修勛，何克準，譚自盟

(廣西南南鋁加工有限公司，廣西 南寧 530031)

Al-Zn-Mg-Cu系合金經(jīng)歷了追求靜強度→高強、耐蝕→高強、高韌、高耐蝕→高損傷容限等高綜合性能的發(fā)展歷程[1-3]。7075鋁合金是7×××系鋁合金中典型合金之一，其強度高，但韌性和耐腐蝕性能差，淬火敏感性高。為提高7×××鋁合金的強度、韌性和耐腐蝕性能，使其擁有優(yōu)異的綜合性能，以便能夠生產(chǎn)出大規(guī)格、高性能的鋁合金厚板，7055鋁合金應(yīng)運而生[4-6]。7055鋁合金是在7075鋁合金基礎(chǔ)上發(fā)展而來，首先通過提高Zn元素的含量來提高合金的強度，其次通過降低Fe、Si等雜質(zhì)含量提高純凈度以提升合金的韌性，最后利用Zr元素替代Cr降低合金的淬火敏感性，進而開發(fā)出7055鋁合金——航空第四代超高強鋁合金[7-10]。

7055鋁合金具有更加優(yōu)異的綜合性能，滿足生產(chǎn)大規(guī)格、高性能鋁合金厚板的前提條件。然而鋁合金厚板生產(chǎn)的難度與厚度密切相關(guān)，厚度越大生產(chǎn)難度越大，主要體現(xiàn)在由于板材的性能偏低、伸長率偏小而達不到結(jié)構(gòu)件的設(shè)計要求。目前國內(nèi)能夠生產(chǎn)200 mm以上厚度7055鋁合金板材的廠家屈指可數(shù)，而針對7055超厚板組織及性能均勻性分析的研究也鮮有報道[11-15]。本試驗以某公司生產(chǎn)的205 mm厚度的7055鋁合金超厚板為研究對象，研究了其不同狀態(tài)下、不同厚度層顯微組織及力學(xué)性能的差異，分析其組織及性能的均勻性，研究結(jié)果對鋁合金超厚板的工業(yè)化生產(chǎn)有現(xiàn)實的指導(dǎo)意義。

1 試驗材料及方法

試驗材料為205 mm厚度的7055鋁合金熱軋板，由某公司經(jīng)過熔煉→鑄造→均勻化→機加工→預(yù)熱→熱粗軋的生產(chǎn)工藝路線制備。在板材端部1/4寬度位置切取2塊300 mm(縱向)×300 mm(橫向)×205 mm(高向)樣坯，在樣坯上對不同厚度層試樣進行分切，每片試樣厚度為25 mm，試樣分切示意圖如圖1所示。首先切出2片厚度方向的試樣(S-T)；然后在同一塊樣坯上沿著板材的厚度方向，從表層至芯部位置分別切取表層、T/8、T/4、3T/8、T/2試樣，T表示板材的厚度。

圖1 厚板分切位置示意圖Fig.1 Schematic diagram of plate cutting positions

對分切好的片狀試樣進行固溶及時效處理，熱處理制度分別為固溶475 ℃6 h、時效110 ℃12 h+130 ℃24 h。采用iCAP6300型ICP光譜儀、Axio Vert.A1型光學(xué)顯微鏡、CMT5305型材料試驗機對試樣的化學(xué)成分、顯微組織、力學(xué)性能進行檢測和分析。其中化學(xué)成分使用鉆孔取屑法。拉伸試樣按照GB/T 228.1-2010標準進行加工，取樣方向為縱向。金相試樣經(jīng)過粗磨和精磨后，使用Graff Sargent型腐蝕液侵蝕。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 化學(xué)成分均勻性

板材經(jīng)過熱處理后，在厚度方向片狀試樣上沿著板材厚度方向分別鉆取表層、T/8、T/4、3T/8、T/2等不同厚度層樣品，進行化學(xué)成分均勻性分析，結(jié)果如表1。

表1 7055鋁合金厚板不同厚度層化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 1 Chemical composition of 7055 aluminum alloy plate at different thickness layers(wt/%)

從表1整體上看，板材不同厚度層的化學(xué)成分均滿足7055鋁合金成分標準，各元素含量分布相對較均勻；從局部上看，主元素Cu、Mg、Zn的含量從表層到芯部先增加后降低，在T/4位置含量相對較高，在T/2位置含量最低，板材存在明顯的宏觀偏析現(xiàn)象。主要合金元素Cu、Mg、Zn沿板材厚度方向的偏析率分別為7.3%、7.4%、5.8%，各主元素的偏析率均維持在8%以下，說明板材的化學(xué)成分均勻性良好。

鑄造大規(guī)格、高純凈、高均勻性鋁合金扁錠是制備大規(guī)格、高性能鋁合金厚板的前提與關(guān)鍵。7055鋁合金主要應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域中的結(jié)構(gòu)件，這對7055鋁合金鑄造提出了更加苛刻的要求。7055鋁合金中的主合金元素Cu、Mg、Zn含量高，且易于偏析；合金在鑄造過程中由于鑄造應(yīng)力大容易開裂，增加了其鑄造的難度。使用高純凈的原材料、采用軟起鑄技術(shù)以及多級聯(lián)動除氣除渣技術(shù)可以有效提高7055鋁合金鑄造的成功率，同時可以提升合金的純凈度和均勻性。

2.2 顯微組織均勻性

在熱軋態(tài)厚度方向片狀試樣上沿著板材厚度方向分別取表層、T/8、T/4、3T/8、T/2等不同厚度層位置金相樣品，對樣品縱截面進行顯微組織均勻性觀察，第二相分布如圖2所示。由圖2可見，熱軋態(tài)板材不同厚度層第二相分布呈現(xiàn)規(guī)律性的變化，即從板材的表層至芯部，第二相數(shù)量先增多后減少、尺寸逐漸變粗、分布變得越來越集中，其中T/8、T/4厚度層第二相呈現(xiàn)出鏈狀分布的特點。這主要是因為板材中的主元素存在宏觀偏析現(xiàn)象，T/4厚度層中的主元素含量高，因此第二相數(shù)量最多；T/2厚度層中主元素含量最低，所以厚板芯部第二相的數(shù)量也就最少。

圖2 熱軋態(tài)不同厚度層第二相分布圖Fig.2 Second phase distribution of different thickness layers in hot rolled state

熱軋態(tài)板材不同厚度層縱截面晶粒分布如圖3所示。由圖3可見，熱軋態(tài)板材從表層至芯部，晶粒尺寸逐漸變大，同時晶粒沿著軋制方向被不同程度地拉長。表層呈現(xiàn)近似纖維狀組織特征，且晶粒分布相對均勻；芯部呈現(xiàn)出近似等軸晶組織，晶粒分布的均勻性變差。這主要是因為在軋制過程中，變形主要發(fā)生在表層，所以晶粒尺寸最為細小，晶粒沿著軋制方向被拉長的程度最大；板材厚度越大，芯部變形越不充分，導(dǎo)致芯部晶粒大多數(shù)還維持著等軸晶組織的特征，沿著軋制方向被拉長的程度最低。此外，不同厚度層中細小的第二相主要沿著晶界分布，這主要是由于在合金的凝固過程中，第二相主要偏聚地晶界處，形成微觀偏析，導(dǎo)致板材中的第二相遺傳了鑄造組織的特征，加之第二相在軋制過程中充分破碎，就形成了第二相沿晶界呈鏈狀分布的特點[13]。

圖3 熱軋態(tài)不同厚度層晶粒分布圖Fig.3 Grain distribution of different thickness layers in hot rolled state

在熱處理態(tài)S-T向片狀試樣上沿著板材厚度方向分別取表層、T/8、T/4、3T/8、T/2等不同厚度層金相樣品，對樣品縱截面進行顯微組織均勻性觀察，第二相分布如圖4所示。由圖4可見，經(jīng)過固溶+時效處理后，合金組織中觀察到均勻細小的第二相，第二相的數(shù)量由板材的表層至芯部先增多后減少，尺寸有逐漸變粗的趨勢，其中T/4厚度層第二相數(shù)量最多、分布相對均勻。這是因為T/4厚度層主合金元素含量高，導(dǎo)致該厚度層第二相數(shù)量最多；經(jīng)過固溶處理后，第二相大部分回溶到鋁基體中，在隨后的時效處理中彌散析出；同時未溶解的第二相數(shù)量也最多，導(dǎo)致T/4厚度層第二相數(shù)量最多。

圖4 熱處理態(tài)不同厚度層第二相分布圖Fig.4 Distribution of second phase of different thickness layers after heat treatment

熱處理態(tài)板材縱截面不同厚度層晶粒分布如圖5所示。由圖5可見，熱處理后的組織由再結(jié)晶晶粒(灰白色)和未再結(jié)晶晶粒(灰色)組成，未再結(jié)晶晶粒中存在大量的亞晶(暗黑色)，這些亞晶在腐蝕過程中優(yōu)先被腐蝕而呈暗黑色，如圖5f所示。板材從表層至芯部再結(jié)晶程度逐漸降低，晶粒尺寸逐漸變大，分布的均勻性逐漸變差，晶粒沿著軋制方向被不同程度拉長。試樣中出現(xiàn)晶粒分布不均勻現(xiàn)象是由于厚板在軋制過程中沿著厚度方向變形不均勻及固溶過程中發(fā)生再結(jié)晶導(dǎo)致的。軋制過程中產(chǎn)生的變形儲能，為后續(xù)固溶處理中發(fā)生再結(jié)晶和再結(jié)晶晶粒長大提供了驅(qū)動力。板材表層變形量最大，提供再結(jié)晶的驅(qū)動力最大，表層發(fā)生再結(jié)晶的程度也就越大；隨著厚度增加，變形量逐漸減小，提供再結(jié)晶的驅(qū)動力有限，因此再結(jié)晶程度逐漸降低；至板材芯部，變形量最小，芯部幾乎處于平面應(yīng)變狀態(tài)，導(dǎo)致芯部存在較多的異常粗大晶粒[12,16]。

圖5 熱處理態(tài)不同厚度層晶粒分布圖Fig.5 Grain distribution of different thickness layers after heat treatment

2.3 力學(xué)性能均勻性

熱軋態(tài)板材不同厚度層縱向拉伸性能結(jié)果如圖6所示。

圖6 熱軋態(tài)不同厚度層的力學(xué)性能試驗結(jié)果Fig.6 Experimental results of mechanical properties ofdifferent thickness layers in hot rolled state

由圖6可見，板材的力學(xué)性能沿著厚度方向從表面至芯部逐漸降低，幾乎呈現(xiàn)梯度分布的特點。板材表層的屈服強度、抗拉強度、伸長率均為最高，分別達到169 N/mm2、285 N/mm2、19.5%；芯部的力學(xué)性能降到最低，其屈服強度、抗拉強度、伸長率分別為150 N/mm2、273 N/mm2、11%，相對表層力學(xué)性能分別下降了11%、4%、43%，由此可見，熱軋態(tài)板材不同厚度層的力學(xué)性能存在不均勻的現(xiàn)象。

造成熱軋態(tài)板材厚度方向力學(xué)性能存在差異的主要原因在于不同厚度層變形程度的不同，由于軋制過程中變形主要發(fā)生在表層，變形程度最大，發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的程度也就越大，晶粒尺寸最為細小，因此表層的力學(xué)性能達到最高；由于成品板材厚度太大，沿著板材厚度方向的變形量逐漸減小，導(dǎo)致板材芯部發(fā)生動態(tài)在結(jié)晶的程度最小，晶粒大多數(shù)保持著鑄態(tài)粗大的等軸晶組織，組織的均勻性變差，因此力學(xué)性能最低[10]。

經(jīng)475 ℃6 h固溶處理+110 ℃12 h+130 ℃24 h時效處理后的板材不同厚度層縱向拉伸性能結(jié)果如圖7所示。由圖7可見，熱處理態(tài)板材的抗拉強度、屈服強度從表層至芯部先增加后減小，而伸長率則是呈現(xiàn)出逐漸降低的變化趨勢。熱處理態(tài)板材在T/4厚度層得到最高的強度，其抗拉強度高達626 N/mm2、屈服強度為559 N/mm2，同時伸長率可以達到10.5%；板材芯部的力學(xué)性能最低，其抗拉強度、屈服強度、伸長率分別為602 N/mm2、540 N/mm2、8%。不同厚度層的最大與最小抗拉強度、屈服強度、伸長率的差異率分別為4%、4%、36%，可見除伸長率之外，熱處理態(tài)板材強度的均勻性良好。

圖7 經(jīng)475 ℃6 h固溶處理+110 ℃12 h+130 ℃24 h時效處理后的板材不同厚度層縱向拉伸性能Fig.7 The longitudinal tensile properties of different thickness layers after solution treatment at 475 ℃ for 6 h+aging treatment at 110 ℃ for 12 h+aging treatment at 130 ℃ for 24 h

熱處理態(tài)板材不同厚度層力學(xué)性能差異是由細晶強化及析出強化共同作用的結(jié)果。熱軋態(tài)板材T/4厚度層的第二相數(shù)量最多，在固溶處理時充分回溶，形成過飽和固溶體，隨后在時效處理過程中析出，形成分布均勻且細小彌散的析出相，形成強烈的析出強化作用；同時T/4厚度層發(fā)生再結(jié)晶行為的程度低，晶粒相對細小，因此T/4厚度層獲得了最高的力學(xué)性能。板材表層及芯部雖然也存在析出強化的作用，但是表層發(fā)生的再結(jié)晶程度大，芯部由于變形不充分保持了粗大等軸晶的形貌，在一定程度上削弱了細晶強化的作用，因此力學(xué)性能較低[12,14-15]。

3 結(jié) 論

1)7055鋁合金超厚板材不同厚度層化學(xué)成分均滿足標準要求，主元素Cu、Mg、Zn沿板材厚度方向的偏析率分別為7.3%、7.4%、5.8%，化學(xué)成分均勻性良好。

2)沿著板材厚度方向從表層至芯部，熱軋態(tài)及熱處理態(tài)板材中的第二相數(shù)量均先增加后減少，其中熱軋態(tài)晶粒尺寸逐漸變大，熱處理態(tài)組織發(fā)生再結(jié)晶程度逐漸降低。

3)沿著板材厚度方向從表層至芯部，熱軋態(tài)板材力學(xué)性能逐漸降低，表層的力學(xué)性能最高；熱處理態(tài)板材力學(xué)性能先增加后減小，在T/4厚度層的力學(xué)性能最高。除伸長率之外，不同厚度層的強度差異率低，表現(xiàn)出良好的性能均勻性。