分享：挤压态7B04铝合金的均匀化退火工艺优化

0.   引言

7B04铝合金作为7XXX系超高强铝合金中的典型代表,具有密度低、强度高、韧性好、耐腐蚀性能良好等特点,在航空（飞机梁、框、蒙皮和叶片）、汽车（车身、轮毂）和船舶（船体、门窗）等领域有着广泛应用[1]。目前有关7B04铝合金的研究多集中在成分设计（微合金化等）、加工变形（多向锻造等）以及后续热处理工艺（固溶和时效）上[2-5]。由于7B04铝合金的合金化程度较高,锌、镁、铜等合金化元素在合金液凝固后会产生非平衡共晶组织以及非均匀分布的第二相,需要对其进行均匀化退火处理,以减少或消除非平衡态共晶组织,减少第二相数量并改善其形状及分布,消除内应力和减小变形抗力[6-7],从而为后续的大塑性变形和固溶时效热处理提供良好的组织基础。传统的7B04铝合金均匀化退火工艺主要为单级均匀化退火,但单级均匀化退火后组织中的第二相数量仍较多[8-9],因此需进行多级均匀化退火。然而,对于多级均匀化退火工艺的研究报道相对较少,并且退火工艺参数（退火温度、退火时间）对组织和性能的影响规律尚不清楚。基于此,作者对挤压态7B04铝合金进行了单级均匀化退火和双级均匀化退火处理,研究了退火温度和退火时间对合金物相组成、显微组织和硬度的影响,以获得挤压态7B04铝合金适宜的均匀化退火工艺；研究结果将有助于7B04铝合金的均匀化退火工艺优化并为后续大塑性变形提供良好组织基础。 

1.   试样制备与试验方法

试验材料为挤压态7B04铝合金棒（挤压比2.3∶1）,直径为120 mm。采用电感耦合等离子发射光谱法测得其化学成分如表1所示。采用DSC-300L型差示扫描量热仪进行差热分析,测得其吸热熔化峰外延温度为458,498 ℃。采用线切割的方法在铝合金棒上截取尺寸为12 mm×12 mm×20 mm的块状试样,在Nabertherm L5/11/B180型箱式电阻炉中进行单级均匀化退火和双级均匀化退火处理。单级均匀退火工艺流程：将试样置于箱式电阻炉中,以5 ℃·min−1速率分别升温至450,460,470,480,490 ℃,保温4~36 h后取出,空冷至室温。双级均匀化退火工艺流程：在优化的单级均匀化退火温度和退火时间的基础上,再进行480 ℃×4 h/10 h或495 ℃×4 h/10 h的第二级均匀化退火,最后空冷至室温。 

采用MiniFlex 600型X射线衍射仪（XRD）对挤压态和均匀化退火态合金的物相组成进行分析,选用铜靶Kα射线,工作电压为35 kV,工作电流为20 mA。采用线切割方法截取块状试样,经打磨、抛光,用Keller试剂腐蚀后,在Olymplus GX83型光学显微镜（OM）上观察显微组织,在ZEISS Sigma 300型场发射扫描电子显微镜（SEM）上观察微观形貌,并用SEM附带的能谱仪（EDS）进行微区成分分析和元素线扫描；采用Image J分析软件对第二相面积分数进行统计[10]。采用Wilson VH1150型维氏硬度计进行硬度测试,载荷为4.9 N,保载时间为15 s,测5次取平均值。采用线切割方法截取1 mm厚薄片,手工打磨至厚度60 µm左右,冲压成直径3 mm的试样后进行双喷离子减薄,电解液为体积比3∶7的硝酸甲醇溶液,温度为−40 ℃,采用JEOL 2100型透射电子显微镜（TEM）观察微观结构。 

2.   试验结果与讨论

2.1   挤压态组织

由图1可见,挤压态7B04铝合金主要由α-Al、MgZn2相和Al2MgCu相组成,未发现明显的其他杂质相。 

图  1  挤压态7B04铝合金的XRD谱

Figure  1.  XRD pattern of extruded 7B04 aluminum alloy

由图2可见：在OM形貌中,挤压态7B04铝合金中存在形状不规则的黑色第二相,尺寸在1~8 µm,其中尺寸较小的第二相在基体中局部团聚,而尺寸较大的第二相主要沿着挤压方向分布；在SEM形貌中观察到细小颗粒状第二相（位置A）、亮白色第二相（位置B）和少量针片状第二相（位置C）的存在。EDS分析表明：位置A处的成分（质量分数,下同）主要为57.27%Al,20.31%Zn,10.31%Mg,12.10%Cu；位置B处主要为79.40%Al,3.32%Mg,17.28%Cu；位置C处主要为69.37%Al,2.56%Zn,20.40%Cu,7.67%Fe。结合XRD谱和文献[11]可知,位置A处细小颗粒状第二相为MgZn2相,位置B处的亮白色第二相为Al2MgCu相,位置C处主要为脆性针状Al7Cu2Fe相,由于含量较少,未在XRD谱中显示。 

图  2  挤压态7B04铝合金的显微组织

Figure  2.  Microstructure of extruded 7B04 aluminum alloy: (a) OM morphology and (b) SEM morphology

2.2   单级均匀化退火态组织和硬度

由图3可见：在退火时间为24 h条件下,450 ℃退火态7B04铝合金中初生第二相已经发生了部分回溶,第二相数量相对挤压态明显减少；460 ℃退火态合金中大量第二相回溶至基体,晶界较清晰,未发现过烧现象；当退火温度升高至470 ℃时,合金中第二相颗粒数量未见明显减少,但在局部出现了由于轻微过烧而产生的MgZn2相偏聚[11]；480 ℃退火态合金中过烧组织更加明显,晶界变得较为模糊；当退火温度过高（490 ℃）时,过烧现象显著,晶界基本消失。统计得到在退火时间为24 h条件下,当退火温度为450,460,470,480,490 ℃时,7B04铝合金中第二相的面积分数分别为19.2%,14.9%,15.2%,16.5%,17.9%,均低于挤压态7B04铝合金（28.0%）。随着退火温度的升高,第二相的面积分数先降后增,退火温度为460 ℃时达到最小值。 

图  3  不同温度保温24 h单级均匀化退火后7B04铝合金的显微组织

Figure  3.  Microstructures of 7B04 aluminum alloy after single stage homogenization annealing at different annealing temperatures for 24 h

由图4可以看出：在退火温度为460 ℃条件下,当退火时间较短（4,8,12 h）时,退火态7B04铝合金的组织相似,挤压态合金中存在的少量MgZn2相回溶至基体,局部仍存在MgZn2相偏聚,且晶界处可见数量较多的Al2MgCu相；在较长的退火时间（36 h）下,退火态7B04铝合金的组织与退火时间为24 h时[图3（b）]相似,MgZn2相已基本回溶至基体,Al2MgCu相数量减少且尺寸变小,铝合金未出现过烧现象。统计得到,在退火温度为460 ℃条件下,当退火时间为4,8,12,24,36 h时,7B04铝合金中第二相的面积分数分别为23.4%,20.6%,16.4%,14.9%,14.5%,均低于挤压态铝合金；可见随着退火时间延长,第二相的面积分数降低,但是退火时间为36 h时第二相面积分数与退火时间24 h时相差不大,同时部分晶粒发生了一定程度长大。 

图  4  460 ℃保温不同时间单级均匀化退火后7B04铝合金的显微组织

Figure  4.  Microstructures of 7B04 aluminum alloy after single stage homogenization annealing at 460 ℃ for different times

在退火时间为24 h条件下,当退火温度为450,460,470,480,490 ℃时,7B04铝合金的硬度分别为135.0,141.5,140.6,132.5,115.5 HV,均高于挤压态7B04铝合金（109.8 HV）；可见随着退火温度的升高,硬度先升后降,最大值出现在退火温度为460 ℃时。退火温度的升高会使更多第二相回溶至基体而起到固溶强化作用[12],因此硬度会上升；但是过高的退火温度会产生组织过烧而降低硬度[13]。在退火温度为460 ℃条件下,当退火时间为4,8,12,24,36 h时,7B04铝合金的硬度分别为133.7,135.3,137.9,141.5,139.4 HV,均高于挤压态7B04铝合金；随着退火时间的延长,硬度先升后降,在退火时间为24 h时达到最大值。随着退火时间的延长,第二相回溶更加充分,固溶强化效果显著[14],硬度升高,但是当退火时间超过24 h后,部分晶粒发生长大,硬度反而会降低。综上可知,单级均匀化退火的优化工艺为退火温度460 ℃、退火时间24 h,此时组织中第二相面积分数较小,未发生组织过烧和晶粒长大,硬度最高。 

2.3   双级均匀化退火态组织和硬度

在优化单级均匀化退火制度（460 ℃×24 h）下,进一步对7B04铝合金进行第二级均匀化退火。由图5可以看出：经过460 ℃×24 h第一级均匀化退火处理,再进行480 ℃×4 h/10 h第二级均匀化退火处理后,7B04铝合金中的MgZn2相进一步回溶,Al2MgCu相数量进一步减少,尺寸进一步减小,组织未发生过烧,且退火时间为10 h时组织中第二相的面积分数更小；当第二级退火温度升高至495 ℃,退火时间为4 h的7B04铝合金出现过烧现象,继续延长退火时间至10 h后,过烧现象更加严重,局部可见复熔物[15]（箭头位置所示）。 

图  5  460 ℃×24 h第一级均匀化退火和不同第二级均匀化退火制度下7B04铝合金的显微组织

Figure  5.  Microstructures of 7B04 aluminum alloy under the first stage homogenization annealing of 460 ℃×24 h and different second stage homogenization annealing regimes

由图6可知,双级均匀化退火处理后,挤压态7B04铝合金中的Al2MgCu相衍射峰基本消失,MgZn2相衍射峰强度明显降低,表明460 ℃×24 h+480 ℃×10 h退火后7B04铝合金中MgZn2相和Al2MgCu相已基本回溶至基体中[16],这与图5的组织观察结果相吻合。 

图  6  460 ℃×24 h+480 ℃×10 h双级均匀化退火后7B04铝合金的XRD谱

Figure  6.  XRD spectrum of 7B04 aluminum alloy after double stage homogenization annealing of 460 ℃×24 h+480 ℃×10 h

经过460 ℃×24 h第一级均匀化退火处理,再进行480 ℃×4 h/10 h第二级均匀化退火后,7B04铝合金的第二相面积分数分别为9.3%和8.6%,硬度分别为151.3,154.4 HV,495 ℃×4 h/10 h第二级均匀化退火后的第二相面积分数分别为10.6%和13.2%,硬度分别为133.4,128.8 HV。480 ℃×10 h第二级均匀化退火后第二相的面积分数小于480 ℃×4 h第二级均匀化退火后,而维氏硬度更高,这主要是因为在该退火温度下退火时间的延长会使得更多的第二相回溶至基体,导致固溶强化效果增强,所以硬度升高[17]。在相同第二级均匀化退火时间（4 h或10 h）下,更高退火温度（495 ℃）下7B04铝合金的第二相面积分数更大,硬度更低,这主要是因为退火温度的升高使得合金组织发生过烧,复熔物的产生使得第二相面积分数增大[18],且过烧组织的产生会使合金的硬度降低[19]；随着退火时间的延长,过烧组织增加,因此第二相面积分数继续增大,硬度继续降低。 

由图7可以看出：经过双级均匀化退火处理后,挤压态7B04铝合金中尺寸在1~8 µm的不规则形状Al2MgCu相、颗粒状MgZn2相、脆性针状Al7Cu2Fe相已基本回溶,仅存在少量尺寸约为1 µm的类球形Al2MgCu相均匀分布在基体中。 

图  7  460 ℃×24 h+480 ℃×10 h双级均匀化退火后7B04铝合金的微观形貌

Figure  7.  Micromorphology of 7B04 aluminum alloy after double stage homogenization annealing of 460 ℃×24 h+480 ℃×10 h: (a) SEM morphology and (b) TEM morphology

由前文可知,当第一级均匀化退火温度在470 ℃及以上时,7B04铝合金中会产生MgZn2相的轻微过烧以及偏聚,因此第一级均匀化退火温度选择460 ℃,并保温24 h以促使MgZn2相充分回溶；第二级均匀化退火温度选择更高的480 ℃,可以促使Al2MgCu相的回溶以及球化[20],且10 h退火时间下的第二相面积分数更低,合金硬度更高。综上,7B04铝合金适宜的双级均匀化退火工艺为460 ℃×24 h+480 ℃×10 h。 

3.   结论

（1）挤压态7B04铝合金由α-Al、局部团聚的细小颗粒状MgZn2相、沿挤压方向分布的不规则形状Al2MgCu相以及少量脆性针状Al7Cu2Fe相组成。 

（2）在退火时间为24 h条件下,随着单级均匀化退火温度由450 ℃升高到490 ℃,7B04铝合金中第二相面积分数先增后减,均低于挤压态7B04铝合金,硬度先升后降,均高于挤压态7B04铝合金；当退火温度超过460 ℃时,铝合金出现过烧现象。在退火温度为460 ℃条件下,随着退火时间由4 h延长至36 h,第二相的面积分数降低,均低于挤压态7B04铝合金,硬度先升后降,均高于挤压态7B04铝合金。单级均匀化退火的优化工艺为退火温度460 ℃、退火时间24 h,此时大量第二相发生回溶,且组织未发生过烧和晶粒长大,合金硬度最高。 

（3）经过460 ℃×24 h第一级均匀化退火处理,再进行480 ℃×4 h/10 h第二级均匀化退火后,铝合金中的第二相进一步回溶,组织未出现过烧现象,且10 h退火时间下的第二相面积分数更低,合金硬度更高；当第二级退火温度升高至495 ℃时,铝合金发生过烧现象。挤压态7B04铝合金适宜的均匀化退火工艺为460 ℃×24 h+480 ℃×10 h双级均匀化退火,此时合金中第二相已基本回溶,仅存在少量尺寸约在1 µm的类球形Al2MgCu相。

文章来源——材料与测试网