固溶溫度對7055鋁合金組織性能的影響研究

摘 要：文章針對7000系鋁合金綜合性能低這一問題，以噴射沉積7055鋁合金為試驗合金，利用掃描電子顯微鏡（SEM）、電子背散射衍射（EBSD）技術(shù)等測試方法研究了固溶溫度對7055鋁合金組織性能的影響， 對試驗合金進行了微觀組織分析。研究結(jié)果表明：最佳保溫時間定為2h的前提下，7055合金最佳固溶溫度確定為470℃，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)為53.6%。

關(guān)鍵詞：7000系鋁合金；固溶；組織性能

Influence of Solid Solution Temperature

on the Microstructure Property of 7055 Aluminum Alloy

Zhang Jing1 Hou Xiaohu2 Hao Jianxun3

（1.School of Construction Equipment and Automation，Inner Mongolia Technical College of Construction，Hohhot 010070;

2.School of Materials Science and Engineering，Inner Mongolia University of Technology，Hohhot 010050;

3.Workshop of Structural Parts，Inner Mongolia North Heavy Truck Co.，LTD.，Baotou，Inner Mongolia014000）

Abstract：In this paper，aiming at the low comprehensive properties of 7000 series aluminum alloy，7055 aluminum alloy was used as an experimental alloy.The effects of solid solution temperature on the microstructure property of 7055 aluminum alloy were studied by means of scanning electron microscopy （SEM） and electron back scattering diffraction （EBSD）.The results show that the optimal solid solution temperature of 7055 alloy is 470℃ and the recrystallization volume fraction is 53.6% under the premise of the optimal holding time of 2h.

Key words：7000 series aluminum alloy;solid solution;microstructure property

隨著航空航天工業(yè)的發(fā)展，對航空航天零件結(jié)構(gòu)材料提出更高的要求。輕量化的鋁合金以其低燃料成本、高效低能耗的優(yōu)勢，既能提高飛行器的運載能力，又能提高其靈活性。7000系鋁合金由于其較高的比剛度、比強度和優(yōu)異的耐蝕性、斷裂韌性，抗拉強度在500MPa以上，廣泛運用于飛行器零部件的制備。［1-3］隨著航空航天制造業(yè)工藝的不斷提高，對部件的服役環(huán)境尤其是惡劣服役環(huán)境提出更高要求，既保持鋁合金的高塑性又要大幅度提高其強度。

因此，提高7000系超高強鋁合金的綜合性能則成為一種必然需求。固溶強化作為提高7000系鋁合金綜合性能的常規(guī)熱處理工藝，操作簡便成本較低。然而，目前常規(guī)的固溶強化熱處理工藝已經(jīng)不能滿足7000系超高強鋁合金發(fā)展要求。［4-5］因此，亟待針對常規(guī)的固溶強化熱處理工藝進行優(yōu)化，以提高7000系超高強鋁合金的綜合性能。降低再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)并細化晶粒是提升7000系鋁合金綜合性能的關(guān)鍵要素之一。因此，本試驗以廣泛應(yīng)用于飛行器零部件的7055鋁合金為試驗合金，重點研究固溶溫度對7055鋁合金組織性能尤其是再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)的影響，并確定7055鋁合金的最佳固溶工藝，為優(yōu)化噴射沉積7055鋁合金的熱處理工藝提供了新思路，也為實際生產(chǎn)提供了理論指導(dǎo)。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗采用自制7055超高強度鋁合金，通過合金融化、液態(tài)合金霧化、沉積成型實現(xiàn)噴射沉積，以氮氣作為霧化氣體，其合金成份如表1所示。

1.2 制備方法

固溶工藝采用OTF-1200X管式爐，針對10mm×10mm×10mm的正方體樣品進行處理。經(jīng)過固溶后的7055鋁合金，對其橫斷面進行機械打磨并進行拋光，并將通過機械打磨好的7055擠壓態(tài)鋁合金樣品進行拋光，具體方法為將鋁合金的橫斷面放置于P-1型拋光機上進行粗拋和精拋兩道工序，打磨砂紙型號從80#依次增加到2000#，打磨到肉眼可見7055擠壓態(tài)鋁合金表面平整，然后進行機械拋光，打磨和精拋方向都要垂直于樣品斷面劃痕方向，完成SEM樣品的制備。

接下來，對7055擠壓態(tài)鋁合金EBSD樣品進行電解拋光，除去7055擠壓態(tài)鋁合金樣品精拋后橫斷面上的應(yīng)力層，以達到樣品表面橫斷面光滑無劃痕的要求。具體方法為將機械拋光好的7055擠壓態(tài)鋁合金樣品，放置于電解拋光腐蝕液中進行二次電解拋光，電解拋光腐蝕液是由5%高氯酸+95%無水酒精溶液混合組成，拋光液要求使用的液氮必須冷卻至-30℃，拋光電壓為30V，電流為0.2A，拋光時間為70s，完成EBSD樣品的制備。

1.3 試驗方法

采用FEG QUANTA 650場發(fā)射掃描電子顯微鏡SEM對7055擠壓態(tài)鋁合金橫斷面進行微觀組織觀察，并采用配套的Oxford-Max 50能譜儀EDS對第二相顆粒進行物相成分鑒定。利用Image-Pro-Plus軟件對7055擠壓態(tài)鋁合金進行第二相分布統(tǒng)計分析，計算出7055擠壓態(tài)鋁合金第二相面積分?jǐn)?shù)，通過Select Color功能對7055擠壓態(tài)鋁合金第二相區(qū)域進行選定，計算得出SEM圖像中的7055擠壓態(tài)鋁合金第二相面積和個數(shù)。

采用Nordlys Nano 高分辨電子背散射衍射儀器對試驗樣品進行EBSD表征，掃描區(qū)域步長0.35μm，區(qū)域?qū)挾?45μm高95μm，放大倍數(shù)2500，加速電壓20kV，利用Channel 5軟件對7055擠壓態(tài)鋁合金再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)變化規(guī)律進行處理分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 不同固溶溫度的SEM分析

圖1為不同固溶溫度下7055合金的SEM圖。圖中灰色部分為合金基體，白色部分為合金中的第二相。圖1（a）為擠壓態(tài)7055合金的形貌，由圖可知組織中分布著大量第二相顆粒，細小且均勻，可以看出第二相顆粒主要由塊狀、顆粒狀和棒狀構(gòu)成。圖1（b）～（f）為不同固溶溫度下7055合金的組織形貌，可以看出，大量第二相顆?；厝艿交w中，隨著溫度的不斷升高，殘存于基體中的第二相數(shù)量開始大幅度減小，促進固溶體過飽和程度顯著提升。

圖2為不同固溶溫度下合金中殘留第二相面積分?jǐn)?shù)變化圖。由圖中可以看出，擠壓態(tài)7055合金中殘存的第二相數(shù)量最多，達10.1%。隨著固溶溫度不斷升高，基體中S相難溶，Al7Cu2Fe相不溶，而MgZn2相熔點極低，因此，合金中的MgZn2相呈易溶顆粒，并開始大量回溶于基體。由圖1（b）可知，固溶溫度為460℃時，基體中只殘留下較大塊狀的S相和棒狀的Al7Cu2Fe相，這是由于此時MgZn2相已經(jīng)全部回溶到基體中，而難溶S相與不溶Al7Cu2Fe相基本未溶解，如圖2所示，當(dāng)固溶溫度為460℃時，固溶態(tài)合金殘存第二相面積分?jǐn)?shù)，由擠壓態(tài)10.1%大幅度降低到0.71%，此時第二相顆粒的回溶速度達到最大。由圖2可以看出，當(dāng)固溶溫度高于470℃時，殘存第二相面積分?jǐn)?shù)基本趨于穩(wěn)定。

當(dāng)固溶溫度為500℃時，殘留第二相面積分?jǐn)?shù)降低為0.31%，如圖2所示，這表明第二相顆粒的回溶程度幅度不明顯，且基本趨于穩(wěn)定，可以得到固溶度最高的過飽和固溶體，固溶強化效果顯著增強。同時發(fā)現(xiàn)，殘存的Al7Cu2Fe相形貌基本不再變化，且在基體中產(chǎn)生了一些尺寸較小的孔洞，呈不均勻分布，如圖1（f）所示。這是由于固溶溫度達到500℃時，過高的固溶溫度使基體發(fā)生了過燒現(xiàn)象，從而形成少量尺寸較小的孔洞，而這些孔洞會促進裂紋源的產(chǎn)生，從而降低合金的力學(xué)性能。

2.2 不同固溶溫度的EBSD分析

圖3為不同固溶溫度下，7055合金保溫2h的EBSD再結(jié)晶分布圖。其中，A、B、C、D分別表示再結(jié)晶晶粒、亞晶晶粒、變形晶粒、EBSD的零解析區(qū)域。圖3（a）～（e）可以看出隨著固溶溫度從460℃提高到500℃，再結(jié)晶（A）所占的比例由460℃到470℃表現(xiàn)為先緩慢減小，至480℃迅速增加，最后于490℃和500℃變化趨于穩(wěn)定；亞晶（B）的比例由460℃到470℃表現(xiàn)為先增加，至480℃急劇降低，最后于490℃和500℃變化趨于穩(wěn)定；變形晶（C）的比例一直減小最后至500℃變化保持穩(wěn)定。

利用Channel 5軟件，針對不同固溶溫度下7055合金的EBSD數(shù)據(jù)進行分析，獲得了合金的再結(jié)晶統(tǒng)計圖，如圖4所示。圖4可知，當(dāng)固溶溫度提高到470℃時，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)降低，亞晶體積分?jǐn)?shù)升高到45%，這表明在470℃固溶溫度時，部分再結(jié)晶開始向亞晶轉(zhuǎn)化。同時，由于再結(jié)晶溫度附近，隨著原子擴散能的不斷增加，原子擴散速度加快，7055合金內(nèi)部晶粒之間的取向差開始發(fā)生變化，亞晶的體積分?jǐn)?shù)顯著提高。

當(dāng)固溶溫度從470℃提高到490℃時，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)持續(xù)升高，亞晶體積分?jǐn)?shù)持續(xù)降低，固溶溫度為489℃時，再結(jié)晶程度達到最大。這是由于固溶溫度為480℃時，亞晶不斷獲取形變儲能，儲能主要來源于變形晶，亞晶從而開始大量轉(zhuǎn)化為再結(jié)晶晶粒，因此再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)顯著提高。同時，在這個過程中，再結(jié)晶和亞晶大量消耗了變形晶中的形變儲能，此時變形晶中只存在少量變形儲能。當(dāng)固溶溫度達到490℃時，由于變形晶中只殘存少量的形變儲能，原子擴散速度降低，進而影響了再結(jié)晶的生長，再結(jié)晶增長速度變緩，此時已達到最大生長速度，再結(jié)晶和亞晶出現(xiàn)長大的現(xiàn)象如圖3（b）～（d）所示。

當(dāng)固溶溫度達到500℃時，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)開始下降，亞晶體積分?jǐn)?shù)開始升高。這是由于固溶溫度為500℃時的基體組織，產(chǎn)生了過燒現(xiàn)象，使少量再結(jié)晶轉(zhuǎn)化為亞晶。此時，變形晶中殘存的形變儲能，已經(jīng)完全被再結(jié)晶和亞晶耗盡，因此變形晶的體積分?jǐn)?shù)不再變化。然而過燒狀態(tài)下，由于晶界的遷移速率繼續(xù)增加，使得再結(jié)晶和亞晶的尺寸繼續(xù)增加。

3 結(jié)論

本文基于沒有過高的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)和沒有發(fā)生過燒組織的前提下，第二相顆粒能夠最大程度回溶到基體中，以得到過飽和度更高的固溶體，是確定最佳固溶工藝的基本原則。因此，本試驗中，當(dāng)固溶工藝為470℃/2h時，7055合金第二相顆粒已基本完全回溶到基體中，固溶體的過飽和度達到最大值，殘留第二相面積分?jǐn)?shù)已基本將至最低達0.56。再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)達到最低值53.6%符合確定最佳固溶工藝基本原則沒有過高的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)。基于此，最佳保溫時間定為2h的前提下，7055合金最佳固溶溫度確定為470℃。

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（責(zé)任編輯 郭曉勇）