0. 引言

7B04鋁合金作為7XXX系超高強(qiáng)鋁合金中的典型代表,具有密度低、強(qiáng)度高、韌性好、耐腐蝕性能良好等特點(diǎn),在航空（飛機(jī)梁、框、蒙皮和葉片）、汽車（車身、輪轂）和船舶（船體、門(mén)窗）等領(lǐng)域有著廣泛應(yīng)用[1]。目前有關(guān)7B04鋁合金的研究多集中在成分設(shè)計(jì)（微合金化等）、加工變形（多向鍛造等）以及后續(xù)熱處理工藝（固溶和時(shí)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(huì)產(chǎn)生非平衡共晶組織以及非均勻分布的第二相,需要對(duì)其進(jìn)行均勻化退火處理,以減少或消除非平衡態(tài)共晶組織,減少第二相數(shù)量并改善其形狀及分布,消除內(nèi)應(yīng)力和減小變形抗力[6-7],從而為后續(xù)的大塑性變形和固溶時(shí)效熱處理提供良好的組織基礎(chǔ)。傳統(tǒng)的7B04鋁合金均勻化退火工藝主要為單級(jí)均勻化退火,但單級(jí)均勻化退火后組織中的第二相數(shù)量仍較多[8-9],因此需進(jìn)行多級(jí)均勻化退火。然而,對(duì)于多級(jí)均勻化退火工藝的研究報(bào)道相對(duì)較少,并且退火工藝參數(shù)（退火溫度、退火時(shí)間）對(duì)組織和性能的影響規(guī)律尚不清楚?；诖?作者對(duì)擠壓態(tài)7B04鋁合金進(jìn)行了單級(jí)均勻化退火和雙級(jí)均勻化退火處理,研究了退火溫度和退火時(shí)間對(duì)合金物相組成、顯微組織和硬度的影響,以獲得擠壓態(tài)7B04鋁合金適宜的均勻化退火工藝；研究結(jié)果將有助于7B04鋁合金的均勻化退火工藝優(yōu)化并為后續(xù)大塑性變形提供良好組織基礎(chǔ)。

1. 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為擠壓態(tài)7B04鋁合金棒（擠壓比2.3∶1）,直徑為120mm。采用電感耦合等離子發(fā)射光譜法測(cè)得其化學(xué)成分如表1所示。采用DSC-300L型差示掃描量熱儀進(jìn)行差熱分析,測(cè)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12mm×12mm×20mm的塊狀試樣,在Nabertherm L5/11/B180型箱式電阻爐中進(jìn)行單級(jí)均勻化退火和雙級(jí)均勻化退火處理。單級(jí)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4~36h后取出,空冷至室溫。雙級(jí)均勻化退火工藝流程：在優(yōu)化的單級(jí)均勻化退火溫度和退火時(shí)間的基礎(chǔ)上,再進(jìn)行480℃×4h/10h或495℃×4h/10h的第二級(jí)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(duì)擠壓態(tài)和均勻化退火態(tài)合金的物相組成進(jìn)行分析,選用銅靶Kα射線,工作電壓為35kV,工作電流為20mA。采用線切割方法截取塊狀試樣,經(jīng)打磨、拋光,用Keller試劑腐蝕后,在Olymplus GX83型光學(xué)顯微鏡（OM）上觀察顯微組織,在ZEISS Sigma 300型場(chǎng)發(fā)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(jìn)行微區(qū)成分分析和元素線掃描；采用Image J分析軟件對(duì)第二相面積分?jǐn)?shù)進(jìn)行統(tǒng)計(jì)[10]。采用Wilson VH1150型維氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試,載荷為4.9N,保載時(shí)間為15s,測(cè)5次取平均值。采用線切割方法截取1mm厚薄片,手工打磨至厚度60µm左右,沖壓成直徑3mm的試樣后進(jìn)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(jié)構(gòu)。

2. 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 擠壓態(tài)組織

由圖1可見(jiàn),擠壓態(tài)7B04鋁合金主要由α-Al、MgZn2相和Al2MgCu相組成,未發(fā)現(xiàn)明顯的其他雜質(zhì)相。

圖 1擠壓態(tài)7B04鋁合金的XRD譜

Figure 1.XRD pattern of extruded 7B04 aluminum alloy

由圖2可見(jiàn)：在OM形貌中,擠壓態(tài)7B04鋁合金中存在形狀不規(guī)則的黑色第二相,尺寸在1~8µm,其中尺寸較小的第二相在基體中局部團(tuán)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(xì)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(zhì)量分?jǐn)?shù),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(jié)合XRD譜和文獻(xiàn)[11]可知,位置A處細(xì)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A(yù)l7Cu2Fe相,由于含量較少,未在XRD譜中顯示。

圖 2擠壓態(tài)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(jí)均勻化退火態(tài)組織和硬度

由圖3可見(jiàn)：在退火時(shí)間為24h條件下,450℃退火態(tài)7B04鋁合金中初生第二相已經(jīng)發(fā)生了部分回溶,第二相數(shù)量相對(duì)擠壓態(tài)明顯減少；460℃退火態(tài)合金中大量第二相回溶至基體,晶界較清晰,未發(fā)現(xiàn)過(guò)燒現(xiàn)象；當(dāng)退火溫度升高至470℃時(shí),合金中第二相顆粒數(shù)量未見(jiàn)明顯減少,但在局部出現(xiàn)了由于輕微過(guò)燒而產(chǎn)生的MgZn2相偏聚[11]；480℃退火態(tài)合金中過(guò)燒組織更加明顯,晶界變得較為模糊；當(dāng)退火溫度過(guò)高（490℃）時(shí),過(guò)燒現(xiàn)象顯著,晶界基本消失。統(tǒng)計(jì)得到在退火時(shí)間為24h條件下,當(dāng)退火溫度為450,460,470,480,490℃時(shí),7B04鋁合金中第二相的面積分?jǐn)?shù)分別為19.2%,14.9%,15.2%,16.5%,17.9%,均低于擠壓態(tài)7B04鋁合金（28.0%）。隨著退火溫度的升高,第二相的面積分?jǐn)?shù)先降后增,退火溫度為460℃時(shí)達(dá)到最小值。

圖 3不同溫度保溫24h單級(jí)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 24h

由圖4可以看出：在退火溫度為460℃條件下,當(dāng)退火時(shí)間較短（4,8,12h）時(shí),退火態(tài)7B04鋁合金的組織相似,擠壓態(tài)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(jiàn)數(shù)量較多的Al2MgCu相；在較長(zhǎng)的退火時(shí)間（36h）下,退火態(tài)7B04鋁合金的組織與退火時(shí)間為24h時(shí)[圖3（b）]相似,MgZn2相已基本回溶至基體,Al2MgCu相數(shù)量減少且尺寸變小,鋁合金未出現(xiàn)過(guò)燒現(xiàn)象。統(tǒng)計(jì)得到,在退火溫度為460℃條件下,當(dāng)退火時(shí)間為4,8,12,24,36h時(shí),7B04鋁合金中第二相的面積分?jǐn)?shù)分別為23.4%,20.6%,16.4%,14.9%,14.5%,均低于擠壓態(tài)鋁合金；可見(jiàn)隨著退火時(shí)間延長(zhǎng),第二相的面積分?jǐn)?shù)降低,但是退火時(shí)間為36h時(shí)第二相面積分?jǐn)?shù)與退火時(shí)間24 h時(shí)相差不大,同時(shí)部分晶粒發(fā)生了一定程度長(zhǎng)大。

圖 4460℃保溫不同時(shí)間單級(jí)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(shí)間為24h條件下,當(dāng)退火溫度為450,460,470,480,490℃時(shí),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(tài)7B04鋁合金（109.8HV）；可見(jiàn)隨著退火溫度的升高,硬度先升后降,最大值出現(xiàn)在退火溫度為460℃時(shí)。退火溫度的升高會(huì)使更多第二相回溶至基體而起到固溶強(qiáng)化作用[12],因此硬度會(huì)上升；但是過(guò)高的退火溫度會(huì)產(chǎn)生組織過(guò)燒而降低硬度[13]。在退火溫度為460℃條件下,當(dāng)退火時(shí)間為4,8,12,24,36h時(shí),7B04鋁合金的硬度分別為133.7,135.3,137.9,141.5,139.4HV,均高于擠壓態(tài)7B04鋁合金；隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng),硬度先升后降,在退火時(shí)間為24h時(shí)達(dá)到最大值。隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng),第二相回溶更加充分,固溶強(qiáng)化效果顯著[14],硬度升高,但是當(dāng)退火時(shí)間超過(guò)24h后,部分晶粒發(fā)生長(zhǎng)大,硬度反而會(huì)降低。綜上可知,單級(jí)均勻化退火的優(yōu)化工藝為退火溫度460℃、退火時(shí)間24h,此時(shí)組織中第二相面積分?jǐn)?shù)較小,未發(fā)生組織過(guò)燒和晶粒長(zhǎng)大,硬度最高。

2.3 雙級(jí)均勻化退火態(tài)組織和硬度

在優(yōu)化單級(jí)均勻化退火制度（460℃×24h）下,進(jìn)一步對(duì)7B04鋁合金進(jìn)行第二級(jí)均勻化退火。由圖5可以看出：經(jīng)過(guò)460℃×24h第一級(jí)均勻化退火處理,再進(jìn)行480℃×4h/10h第二級(jí)均勻化退火處理后,7B04鋁合金中的MgZn2相進(jìn)一步回溶,Al2MgCu相數(shù)量進(jìn)一步減少,尺寸進(jìn)一步減小,組織未發(fā)生過(guò)燒,且退火時(shí)間為10h時(shí)組織中第二相的面積分?jǐn)?shù)更??；當(dāng)?shù)诙?jí)退火溫度升高至495℃,退火時(shí)間為4h的7B04鋁合金出現(xiàn)過(guò)燒現(xiàn)象,繼續(xù)延長(zhǎng)退火時(shí)間至10h后,過(guò)燒現(xiàn)象更加嚴(yán)重,局部可見(jiàn)復(fù)熔物[15]（箭頭位置所示）。

圖 5460℃×24h第一級(jí)均勻化退火和不同第二級(jí)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℃×24h and different second stage homogenization annealing regimes

由圖6可知,雙級(jí)均勻化退火處理后,擠壓態(tài)7B04鋁合金中的Al2MgCu相衍射峰基本消失,MgZn2相衍射峰強(qiáng)度明顯降低,表明460℃×24h+480℃×10h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(jié)果相吻合。

圖 6460℃×24h+480℃×10h雙級(jí)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℃×24h+480℃×10h

經(jīng)過(guò)460℃×24h第一級(jí)均勻化退火處理,再進(jìn)行480℃×4h/10h第二級(jí)均勻化退火后,7B04鋁合金的第二相面積分?jǐn)?shù)分別為9.3%和8.6%,硬度分別為151.3,154.4HV,495℃×4h/10h第二級(jí)均勻化退火后的第二相面積分?jǐn)?shù)分別為10.6%和13.2%,硬度分別為133.4,128.8HV。480℃×10h第二級(jí)均勻化退火后第二相的面積分?jǐn)?shù)小于480℃×4h第二級(jí)均勻化退火后,而維氏硬度更高,這主要是因?yàn)樵谠撏嘶饻囟认峦嘶饡r(shí)間的延長(zhǎng)會(huì)使得更多的第二相回溶至基體,導(dǎo)致固溶強(qiáng)化效果增強(qiáng),所以硬度升高[17]。在相同第二級(jí)均勻化退火時(shí)間（4h或10h）下,更高退火溫度（495℃）下7B04鋁合金的第二相面積分?jǐn)?shù)更大,硬度更低,這主要是因?yàn)橥嘶饻囟鹊纳呤沟煤辖鸾M織發(fā)生過(guò)燒,復(fù)熔物的產(chǎn)生使得第二相面積分?jǐn)?shù)增大[18],且過(guò)燒組織的產(chǎn)生會(huì)使合金的硬度降低[19]；隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng),過(guò)燒組織增加,因此第二相面積分?jǐn)?shù)繼續(xù)增大,硬度繼續(xù)降低。

由圖7可以看出：經(jīng)過(guò)雙級(jí)均勻化退火處理后,擠壓態(tài)7B04鋁合金中尺寸在1~8µm的不規(guī)則形狀A(yù)l2MgCu相、顆粒狀MgZn2相、脆性針狀A(yù)l7Cu2Fe相已基本回溶,僅存在少量尺寸約為1µm的類球形Al2MgCu相均勻分布在基體中。

圖 7460℃×24h+480℃×10h雙級(jí)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℃×24h+480℃×10h: (a) SEM morphology and (b) TEM morphology

由前文可知,當(dāng)?shù)谝患?jí)均勻化退火溫度在470℃及以上時(shí),7B04鋁合金中會(huì)產(chǎn)生MgZn2相的輕微過(guò)燒以及偏聚,因此第一級(jí)均勻化退火溫度選擇460℃,并保溫24h以促使MgZn2相充分回溶；第二級(jí)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10h退火時(shí)間下的第二相面積分?jǐn)?shù)更低,合金硬度更高。綜上,7B04鋁合金適宜的雙級(jí)均勻化退火工藝為460℃×24h+480℃×10h。

3. 結(jié)論

（1）擠壓態(tài)7B04鋁合金由α-Al、局部團(tuán)聚的細(xì)小顆粒狀MgZn2相、沿?cái)D壓方向分布的不規(guī)則形狀A(yù)l2MgCu相以及少量脆性針狀A(yù)l7Cu2Fe相組成。

（2）在退火時(shí)間為24h條件下,隨著單級(jí)均勻化退火溫度由450℃升高到490℃,7B04鋁合金中第二相面積分?jǐn)?shù)先增后減,均低于擠壓態(tài)7B04鋁合金,硬度先升后降,均高于擠壓態(tài)7B04鋁合金；當(dāng)退火溫度超過(guò)460℃時(shí),鋁合金出現(xiàn)過(guò)燒現(xiàn)象。在退火溫度為460℃條件下,隨著退火時(shí)間由4h延長(zhǎng)至36h,第二相的面積分?jǐn)?shù)降低,均低于擠壓態(tài)7B04鋁合金,硬度先升后降,均高于擠壓態(tài)7B04鋁合金。單級(jí)均勻化退火的優(yōu)化工藝為退火溫度460℃、退火時(shí)間24h,此時(shí)大量第二相發(fā)生回溶,且組織未發(fā)生過(guò)燒和晶粒長(zhǎng)大,合金硬度最高。

（3）經(jīng)過(guò)460℃×24h第一級(jí)均勻化退火處理,再進(jìn)行480℃×4h/10h第二級(jí)均勻化退火后,鋁合金中的第二相進(jìn)一步回溶,組織未出現(xiàn)過(guò)燒現(xiàn)象,且10h退火時(shí)間下的第二相面積分?jǐn)?shù)更低,合金硬度更高；當(dāng)?shù)诙?jí)退火溫度升高至495℃時(shí),鋁合金發(fā)生過(guò)燒現(xiàn)象。擠壓態(tài)7B04鋁合金適宜的均勻化退火工藝為460℃×24h+480℃×10h雙級(jí)均勻化退火,此時(shí)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。

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