0.   引言

7B04鋁合金作為7XXX系超高強鋁合金中的典型代表,具有密度低、強度高、韌性好、耐腐蝕性能良好等特點,在航空（飛機梁、框、蒙皮和葉片）、汽車（車身、輪轂）和船舶（船體、門窗）等領域有著廣泛應用[1]。目前有關7B04鋁合金的研究多集中在成分設計（微合金化等）、加工變形（多向鍛造等）以及后續熱處理工藝（固溶和時效）上[2-5]。由于7B04鋁合金的合金化程度較高,鋅、鎂、銅等合金化元素在合金液凝固后會產生非平衡共晶組織以及非均勻分布的第二相,需要對其進行均勻化退火處理,以減少或消除非平衡態共晶組織,減少第二相數量并改善其形狀及分布,消除內應力和減小變形抗力[6-7],從而為后續的大塑性變形和固溶時效熱處理提供良好的組織基礎。傳統的7B04鋁合金均勻化退火工藝主要為單級均勻化退火,但單級均勻化退火后組織中的第二相數量仍較多[8-9],因此需進行多級均勻化退火。然而,對于多級均勻化退火工藝的研究報道相對較少,并且退火工藝參數（退火溫度、退火時間）對組織和性能的影響規律尚不清楚。基于此,作者對擠壓態7B04鋁合金進行了單級均勻化退火和雙級均勻化退火處理,研究了退火溫度和退火時間對合金物相組成、顯微組織和硬度的影響,以獲得擠壓態7B04鋁合金適宜的均勻化退火工藝；研究結果將有助于7B04鋁合金的均勻化退火工藝優化并為后續大塑性變形提供良好組織基礎。 

1.   試樣制備與試驗方法

試驗材料為擠壓態7B04鋁合金棒（擠壓比2.3∶1）,直徑為120 mm。采用電感耦合等離子發射光譜法測得其化學成分如表1所示。采用DSC-300L型差示掃描量熱儀進行差熱分析,測得其吸熱熔化峰外延溫度為458,498 ℃。采用線切割的方法在鋁合金棒上截取尺寸為12 mm×12 mm×20 mm的塊狀試樣,在Nabertherm L5/11/B180型箱式電阻爐中進行單級均勻化退火和雙級均勻化退火處理。單級均勻退火工藝流程：將試樣置于箱式電阻爐中,以5 ℃·min−1速率分別升溫至450,460,470,480,490 ℃,保溫4~36 h后取出,空冷至室溫。雙級均勻化退火工藝流程：在優化的單級均勻化退火溫度和退火時間的基礎上,再進行480 ℃×4 h/10 h或495 ℃×4 h/10 h的第二級均勻化退火,最后空冷至室溫。 

采用MiniFlex 600型X射線衍射儀（XRD）對擠壓態和均勻化退火態合金的物相組成進行分析,選用銅靶Kα射線,工作電壓為35 kV,工作電流為20 mA。采用線切割方法截取塊狀試樣,經打磨、拋光,用Keller試劑腐蝕后,在Olymplus GX83型光學顯微鏡（OM）上觀察顯微組織,在ZEISS Sigma 300型場發射掃描電子顯微鏡（SEM）上觀察微觀形貌,并用SEM附帶的能譜儀（EDS）進行微區成分分析和元素線掃描；采用Image J分析軟件對第二相面積分數進行統計[10]。采用Wilson VH1150型維氏硬度計進行硬度測試,載荷為4.9 N,保載時間為15 s,測5次取平均值。采用線切割方法截取1 mm厚薄片,手工打磨至厚度60 µm左右,沖壓成直徑3 mm的試樣后進行雙噴離子減薄,電解液為體積比3∶7的硝酸甲醇溶液,溫度為−40 ℃,采用JEOL 2100型透射電子顯微鏡（TEM）觀察微觀結構。 

2.   試驗結果與討論

2.1   擠壓態組織

由圖1可見,擠壓態7B04鋁合金主要由α-Al、MgZn2相和Al2MgCu相組成,未發現明顯的其他雜質相。 

圖  1  擠壓態7B04鋁合金的XRD譜

Figure  1.  XRD pattern of extruded 7B04 aluminum alloy

由圖2可見：在OM形貌中,擠壓態7B04鋁合金中存在形狀不規則的黑色第二相,尺寸在1~8 µm,其中尺寸較小的第二相在基體中局部團聚,而尺寸較大的第二相主要沿著擠壓方向分布；在SEM形貌中觀察到細小顆粒狀第二相（位置A）、亮白色第二相（位置B）和少量針片狀第二相（位置C）的存在。EDS分析表明：位置A處的成分（質量分數,下同）主要為57.27%Al,20.31%Zn,10.31%Mg,12.10%Cu；位置B處主要為79.40%Al,3.32%Mg,17.28%Cu；位置C處主要為69.37%Al,2.56%Zn,20.40%Cu,7.67%Fe。結合XRD譜和文獻[11]可知,位置A處細小顆粒狀第二相為MgZn2相,位置B處的亮白色第二相為Al2MgCu相,位置C處主要為脆性針狀Al7Cu2Fe相,由于含量較少,未在XRD譜中顯示。 

圖  2  擠壓態7B04鋁合金的顯微組織

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

2.2   單級均勻化退火態組織和硬度

由圖3可見：在退火時間為24 h條件下,450 ℃退火態7B04鋁合金中初生第二相已經發生了部分回溶,第二相數量相對擠壓態明顯減少；460 ℃退火態合金中大量第二相回溶至基體,晶界較清晰,未發現過燒現象；當退火溫度升高至470 ℃時,合金中第二相顆粒數量未見明顯減少,但在局部出現了由于輕微過燒而產生的MgZn2相偏聚[11]；480 ℃退火態合金中過燒組織更加明顯,晶界變得較為模糊；當退火溫度過高（490 ℃）時,過燒現象顯著,晶界基本消失。統計得到在退火時間為24 h條件下,當退火溫度為450,460,470,480,490 ℃時,7B04鋁合金中第二相的面積分數分別為19.2%,14.9%,15.2%,16.5%,17.9%,均低于擠壓態7B04鋁合金（28.0%）。隨著退火溫度的升高,第二相的面積分數先降后增,退火溫度為460 ℃時達到最小值。 

圖  3  不同溫度保溫24 h單級均勻化退火后7B04鋁合金的顯微組織

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

由圖4可以看出：在退火溫度為460 ℃條件下,當退火時間較短（4,8,12 h）時,退火態7B04鋁合金的組織相似,擠壓態合金中存在的少量MgZn2相回溶至基體,局部仍存在MgZn2相偏聚,且晶界處可見數量較多的Al2MgCu相；在較長的退火時間（36 h）下,退火態7B04鋁合金的組織與退火時間為24 h時[圖3（b）]相似,MgZn2相已基本回溶至基體,Al2MgCu相數量減少且尺寸變小,鋁合金未出現過燒現象。統計得到,在退火溫度為460 ℃條件下,當退火時間為4,8,12,24,36 h時,7B04鋁合金中第二相的面積分數分別為23.4%,20.6%,16.4%,14.9%,14.5%,均低于擠壓態鋁合金；可見隨著退火時間延長,第二相的面積分數降低,但是退火時間為36 h時第二相面積分數與退火時間24 h時相差不大,同時部分晶粒發生了一定程度長大。 

圖  4  460 ℃保溫不同時間單級均勻化退火后7B04鋁合金的顯微組織

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

在退火時間為24 h條件下,當退火溫度為450,460,470,480,490 ℃時,7B04鋁合金的硬度分別為135.0,141.5,140.6,132.5,115.5 HV,均高于擠壓態7B04鋁合金（109.8 HV）；可見隨著退火溫度的升高,硬度先升后降,最大值出現在退火溫度為460 ℃時。退火溫度的升高會使更多第二相回溶至基體而起到固溶強化作用[12],因此硬度會上升；但是過高的退火溫度會產生組織過燒而降低硬度[13]。在退火溫度為460 ℃條件下,當退火時間為4,8,12,24,36 h時,7B04鋁合金的硬度分別為133.7,135.3,137.9,141.5,139.4 HV,均高于擠壓態7B04鋁合金；隨著退火時間的延長,硬度先升后降,在退火時間為24 h時達到最大值。隨著退火時間的延長,第二相回溶更加充分,固溶強化效果顯著[14],硬度升高,但是當退火時間超過24 h后,部分晶粒發生長大,硬度反而會降低。綜上可知,單級均勻化退火的優化工藝為退火溫度460 ℃、退火時間24 h,此時組織中第二相面積分數較小,未發生組織過燒和晶粒長大,硬度最高。 

2.3   雙級均勻化退火態組織和硬度

在優化單級均勻化退火制度（460 ℃×24 h）下,進一步對7B04鋁合金進行第二級均勻化退火。由圖5可以看出：經過460 ℃×24 h第一級均勻化退火處理,再進行480 ℃×4 h/10 h第二級均勻化退火處理后,7B04鋁合金中的MgZn2相進一步回溶,Al2MgCu相數量進一步減少,尺寸進一步減小,組織未發生過燒,且退火時間為10 h時組織中第二相的面積分數更小；當第二級退火溫度升高至495 ℃,退火時間為4 h的7B04鋁合金出現過燒現象,繼續延長退火時間至10 h后,過燒現象更加嚴重,局部可見復熔物[15]（箭頭位置所示）。 

圖  5  460 ℃×24 h第一級均勻化退火和不同第二級均勻化退火制度下7B04鋁合金的顯微組織

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

由圖6可知,雙級均勻化退火處理后,擠壓態7B04鋁合金中的Al2MgCu相衍射峰基本消失,MgZn2相衍射峰強度明顯降低,表明460 ℃×24 h+480 ℃×10 h退火后7B04鋁合金中MgZn2相和Al2MgCu相已基本回溶至基體中[16],這與圖5的組織觀察結果相吻合。 

圖  6  460 ℃×24 h+480 ℃×10 h雙級均勻化退火后7B04鋁合金的XRD譜

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

經過460 ℃×24 h第一級均勻化退火處理,再進行480 ℃×4 h/10 h第二級均勻化退火后,7B04鋁合金的第二相面積分數分別為9.3%和8.6%,硬度分別為151.3,154.4 HV,495 ℃×4 h/10 h第二級均勻化退火后的第二相面積分數分別為10.6%和13.2%,硬度分別為133.4,128.8 HV。480 ℃×10 h第二級均勻化退火后第二相的面積分數小于480 ℃×4 h第二級均勻化退火后,而維氏硬度更高,這主要是因為在該退火溫度下退火時間的延長會使得更多的第二相回溶至基體,導致固溶強化效果增強,所以硬度升高[17]。在相同第二級均勻化退火時間（4 h或10 h）下,更高退火溫度（495 ℃）下7B04鋁合金的第二相面積分數更大,硬度更低,這主要是因為退火溫度的升高使得合金組織發生過燒,復熔物的產生使得第二相面積分數增大[18],且過燒組織的產生會使合金的硬度降低[19]；隨著退火時間的延長,過燒組織增加,因此第二相面積分數繼續增大,硬度繼續降低。 

由圖7可以看出：經過雙級均勻化退火處理后,擠壓態7B04鋁合金中尺寸在1~8 µm的不規則形狀Al2MgCu相、顆粒狀MgZn2相、脆性針狀Al7Cu2Fe相已基本回溶,僅存在少量尺寸約為1 µm的類球形Al2MgCu相均勻分布在基體中。 

圖  7  460 ℃×24 h+480 ℃×10 h雙級均勻化退火后7B04鋁合金的微觀形貌

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,當第一級均勻化退火溫度在470 ℃及以上時,7B04鋁合金中會產生MgZn2相的輕微過燒以及偏聚,因此第一級均勻化退火溫度選擇460 ℃,并保溫24 h以促使MgZn2相充分回溶；第二級均勻化退火溫度選擇更高的480 ℃,可以促使Al2MgCu相的回溶以及球化[20],且10 h退火時間下的第二相面積分數更低,合金硬度更高。綜上,7B04鋁合金適宜的雙級均勻化退火工藝為460 ℃×24 h+480 ℃×10 h。 

3.   結論

（1）擠壓態7B04鋁合金由α-Al、局部團聚的細小顆粒狀MgZn2相、沿擠壓方向分布的不規則形狀Al2MgCu相以及少量脆性針狀Al7Cu2Fe相組成。 

（2）在退火時間為24 h條件下,隨著單級均勻化退火溫度由450 ℃升高到490 ℃,7B04鋁合金中第二相面積分數先增后減,均低于擠壓態7B04鋁合金,硬度先升后降,均高于擠壓態7B04鋁合金；當退火溫度超過460 ℃時,鋁合金出現過燒現象。在退火溫度為460 ℃條件下,隨著退火時間由4 h延長至36 h,第二相的面積分數降低,均低于擠壓態7B04鋁合金,硬度先升后降,均高于擠壓態7B04鋁合金。單級均勻化退火的優化工藝為退火溫度460 ℃、退火時間24 h,此時大量第二相發生回溶,且組織未發生過燒和晶粒長大,合金硬度最高。 

（3）經過460 ℃×24 h第一級均勻化退火處理,再進行480 ℃×4 h/10 h第二級均勻化退火后,鋁合金中的第二相進一步回溶,組織未出現過燒現象,且10 h退火時間下的第二相面積分數更低,合金硬度更高；當第二級退火溫度升高至495 ℃時,鋁合金發生過燒現象。擠壓態7B04鋁合金適宜的均勻化退火工藝為460 ℃×24 h+480 ℃×10 h雙級均勻化退火,此時合金中第二相已基本回溶,僅存在少量尺寸約在1 µm的類球形Al2MgCu相。

文章來源——材料與測試網