《工程科学学报》：半连续铸造7136超高强铝合金的组织特征及均匀化处理工艺（北京科技大学）.pdf_大学文库

工程科学学报，第41卷，第7期：914-921,2019年7月 Chinese Joural of Engineering,Vol.41,No.7:914-921,July 2019 D0L:10.13374/j.issn2095-9389.2019.07.010:htp:/journals.ustb.edu.cm 半连续铸造7136超高强铝合金的组织特征及均匀化处理工艺李佳乐)，周成)四，黄旭东)，张志豪)，吕丹) 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)北京科技大学新材料技术研究院，北京100083 3)东北轻合金有限责任公司，哈尔滨150060 ☒通信作者，E-mail:houc@usth.cd.cn 摘要以半连续铸造7136铝合金为研究对象，以铸态组织分析为基础，采用双级均匀化.结果表明：与其他7×××系铝合金相比，7136铝合金铸态组织没有明显的层片状α(A1)+T共晶相的特征，也没有发现S相的存在.基体中的弥散相为微米级的圆形或棒状Mg☑m,相，Mg元素和Zn元素随着液态合金的凝固，在A1基体中以Mg☑n,相的形式析出，为了平衡Mg元素和Zm元素的分配系数，Mg元素和Zm元素从液态向固态迁移，这也是使得晶内Z元素和Mg元素偏高的原因.经过462℃， 24h单级均匀化.残留相大致消除.随着均匀化时间的延长，残留相有减少的趋势，但作用相对较小.经过450℃，24h+470 ℃，24h双级均匀化，差示扫描量热法获取的峰值非常小，晶间除了少量高熔点AL,Cu,Fe相残留，AL,Cu等其他相已基本消除，均匀化效果显著关键词7136超高强铝合金；半连续铸造；Mg☑2相：铸态组织；均匀化热处理分类号TG142.71 Microstructure and homogenization process of semi-continuous casting 7136 ultra high- strength aluminum alloy LI Jia-le,ZHOU Chen',HUANG Xu-dong'),ZHANG Zhi-hao2),LU Dan) 1)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Institute for Advanced Materials and Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 3)Northeast Light Alloy Co.LTD,Harbin 150060.China Corresponding author,E-mail:zhouc@ustb.edu.cn ABSTRACT The 7 xxx series aluminum alloy is mainly produced using semi-continuous water-cooled casting with this method, the solidification speed of the alloy is fast,leading to different degrees of dendrite segregation and non-equilibrium eutectic structure in the ingot.This also results in non-uniformity of composition and structure.Further,it adversely affects the subsequent cutting process and comprehensive performance of the alloy.Therefore,ingot homogenization becomes an indispensable and very critical process for the elimination of segregation.There is much research on Al-Zn-Mg-Cu alloys at home and abroad at the present.This research mainly concentrates on alloys such as 7075,7050,7150 and 7055.The content of the main alloying elements of these alloys is mostly around 10%.However,at present,there is not much research on alloy materials with a strength and main alloying element content exceeding 12.5%.The main alloy element content of 7136 aluminum alloy is about 13.5%.In 7136 aluminum alloy,the main alloy element content is high and the cast microstructure characteristics and homogenization treatment conditions are very different from other 7 xxx series aluminum alloys.In this paper,semi-continuous casting 7136 aluminum alloy was taken as the research object,based on the as- 收稿日期：2018-06-27 基金项目：国家重点研发计划资助项目(2016YFB0300900):NSF℃-辽宁联合基金资助项目(U1708251):东北轻合金有限责任公司铝镁合金材料院士工作站资助项目

工程科学学报,第 41 卷,第 7 期:914鄄鄄921,2019 年 7 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 41, No. 7: 914鄄鄄921, July 2019 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2019. 07. 010; http: / / journals. ustb. edu. cn 半连续铸造 7136 超高强铝合金的组织特征及均匀化处理工艺李佳乐1) , 周成1) 苣 , 黄旭东1) , 张志豪2) , 吕丹3) 1)北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083 2)北京科技大学新材料技术研究院, 北京 100083 3)东北轻合金有限责任公司, 哈尔滨 150060 苣通信作者, E鄄mail: zhouc@ ustb. edu. cn 摘要以半连续铸造 7136 铝合金为研究对象,以铸态组织分析为基础,采用双级均匀化. 结果表明:与其他 7 伊伊伊系铝合金相比,7136 铝合金铸态组织没有明显的层片状琢(Al) + T 共晶相的特征,也没有发现 S 相的存在. 基体中的弥散相为微米级的圆形或棒状 MgZn2 相,Mg 元素和 Zn 元素随着液态合金的凝固,在 Al 基体中以 MgZn2 相的形式析出,为了平衡 Mg 元素和 Zn 元素的分配系数,Mg 元素和 Zn 元素从液态向固态迁移,这也是使得晶内 Zn 元素和 Mg 元素偏高的原因. 经过 462 益 , 24 h 单级均匀化,残留相大致消除. 随着均匀化时间的延长,残留相有减少的趋势,但作用相对较小. 经过 450 益 ,24 h + 470 益 ,24 h 双级均匀化,差示扫描量热法获取的峰值非常小,晶间除了少量高熔点 Al 7Cu2Fe 相残留,Al 2Cu 等其他相已基本消除, 均匀化效果显著. 关键词 7136 超高强铝合金; 半连续铸造; MgZn2 相; 铸态组织; 均匀化热处理分类号 TG142郾 71 收稿日期: 2018鄄鄄06鄄鄄27 基金项目: 国家重点研发计划资助项目(2016YFB0300900);NSFC鄄鄄辽宁联合基金资助项目(U1708251);东北轻合金有限责任公司铝镁合金材料院士工作站资助项目 Microstructure and homogenization process of semi鄄continuous casting 7136 ultra high鄄 strength aluminum alloy LI Jia鄄le 1) , ZHOU Chen 1) 苣 , HUANG Xu鄄dong 1) , ZHANG Zhi鄄hao 2) , L譈 Dan 3) 1) School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 2) Institute for Advanced Materials and Technology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 3) Northeast Light Alloy Co. LTD, Harbin 150060, China 苣Corresponding author, E鄄mail: zhouc@ ustb. edu. cn ABSTRACT The 7 伊伊伊 series aluminum alloy is mainly produced using semi鄄continuous water鄄cooled casting with this method, the solidification speed of the alloy is fast, leading to different degrees of dendrite segregation and non鄄equilibrium eutectic structure in the ingot. This also results in non鄄uniformity of composition and structure. Further, it adversely affects the subsequent cutting process and comprehensive performance of the alloy. Therefore, ingot homogenization becomes an indispensable and very critical process for the elimination of segregation. There is much research on Al鄄鄄Zn鄄鄄Mg鄄鄄Cu alloys at home and abroad at the present. This research mainly concentrates on alloys such as 7075, 7050, 7150 and 7055. The content of the main alloying elements of these alloys is mostly around 10% . However, at present, there is not much research on alloy materials with a strength and main alloying element content exceeding 12郾 5% . The main alloy element content of 7136 aluminum alloy is about 13郾 5% . In 7136 aluminum alloy, the main alloy element content is high and the cast microstructure characteristics and homogenization treatment conditions are very different from other 7 伊伊伊 series aluminum alloys. In this paper, semi鄄continuous casting 7136 aluminum alloy was taken as the research object, based on the as鄄

李佳乐等：半连续铸造7136超高强铝合金的组织特征及均匀化处理工艺 .915· cast microstructure analysis,using two-stage homogenization.The results show that,compared with the other 7 xxx series aluminum alloys,the cast microstructure of 7136 aluminum alloy has no obvious lamellar Al(Al)+T eutectic phase characteristics,and no S phase exists.The dispersed phase in the matrix is a micron-sized round or rod-shaped MgZn phase.The Mg and Zn were precipitated as MgZn phase in the Al matrix as the liquid alloy solidified.In order to balance the partition coefficients of the Mg and Zn,the two metals converted from the liquid to the solid state,which explained why the Zn and Mg crystal contents were high.After a single stage of homogenization at 462 C,24 h,the residual phase was substantially eliminated.As the homogenization time increased,the residual phase tended to decrease,but the effect was relatively small by this method.After the 7136 aluminum alloy was homogenized for two stages at 450C,24 h and 470 C,24 h.The peak values obtained by differential scanning calorimetry were very small,except for a small amount of high-melting Al,Cu,Fe phase remaining between the crystals.Al,Cu and other phases were basically eliminated and the homogenization effect was significant. KEY WORDS 7136 ultra-high strength aluminum alloy;semicontinuous casting;MgZn,phase;cast microstructure;homogeneous heat treatment 7×××系铝合金(A-Zn-Mg-Cu)是一种超高减少基体中残留的结品相[]，提高合金的塑性和抗强度铝合金具有高强度、高断裂韧性和良好的抗应疲劳断裂性能)]因此对铸态和均匀化组织特征力腐蚀性能1-】，是一种新型的航空轻型高强度结研究对于7136铝合金的性能控制具有重要意义. 构材料3，铝合金在机身的应用范围，主要集中在针对Al-Zn-Mg-Cu合金相的分析已经有大量上下机翼蒙皮、机座、桁架、龙骨架等).对机体结的研究.n、T、S和q被认为是合金中主要出现的品构进行了更大的减重，如7050、7055和7085铝合间相).大部分学者认为，S相是均匀化达到一定金.然而为适应复合材料的挑战，对A-Zn-Mg-Cu 温度时m相转化而来，当Zn质量分数大于8% 合金强度、抗疲劳等性能提出了更高的要求时4]，这种转化变得困难，但关于转变困难的原因在A-Zn-Mg-Cu合金中Zm是一个非常重要尚存在较多争议. 的元素，随Zn元素含量和Zn/Mg质量比值的增加，本文以探究合适的均匀化处理工艺为目的，合金会获得更高的屈服强度以及更好的韧性，从而对7136铝合金铸态组织和均匀化组织的晶间相达到超高强度的要求[6].同时为了保证合金的耐腐种类及转变机理进行了研究与探讨.7136铝合金蚀性能，往往又要配以较高的Cu元素含量).7136 铸态组织中T相(MgZn,)弥散分布在晶内，而Cu 铝合金主合金元素中，Z如元素质量分数大于8%，而元素偏聚于晶界，Zn元素和Mg元素扩散系数较 Zn/Mg质量比在4以上，远远高于7050铝合金(Zn 高，均匀化热处理后，Zn元素和Mg元素在基体得与Mg的质量比约为2.7)，Cu元素质量分数以均匀分布，η相消失，C山元素在晶间形成少量的 2.11%.高合金化的7136铝合金在铸造过程中会高熔点AL,Cu,Fe相. 形成大量的非平衡共品组织，并产生严重的枝晶偏 1实验材料与方法析和区域偏析[].枝晶网状组织使合金的压力加工性能变差，制品的强韧性降低，并增加了各向异性和半连续铸造7136铝合金样品由东北轻合金有腐蚀敏感性[).因此在压力加工前，合金必须进限责任公司提供，采用水冷铜模半连续铸造生产，铸行均匀化处理，其目的是消除枝晶偏析，使合金元素锭规格为中300mm,表1为7136铝合金成分检测结充分溶解且分布均匀，提高合金的时效强化潜力，使果，实验室样品取自铸锭的边部、1/2半径、心部等非平衡共品相溶解，提高合金的热塑性，最大限度地不同部位，尺寸为10mm×10mm×10mm. 表17136铝合金成分（质量分数） Table 1 Composition of 7136 aluminum alloy 牌号 Zn Mg Cu Zr Cr Mn Ti Fe Si 7136 8.4-9.41.8-2.5 1.9-2.5 0.1-0.2 0.05 0.05 0.1 0.15 0.12 实测成分 9.31 2.13 2.11 0.12 <0.01 <0.01 0.018 0.077 0.012 样品先用500号和1000号水磨砂纸进行粗磨，抛光好的样品进行侵蚀，侵蚀剂为Keller试剂（质量然后依次用2000号和3000号水磨砂纸进行细磨. 分数分别为2.5%HNO,、1.5%HC和1%HF).铸

李佳乐等: 半连续铸造 7136 超高强铝合金的组织特征及均匀化处理工艺 cast microstructure analysis, using two鄄stage homogenization. The results show that, compared with the other 7 伊伊伊 series aluminum alloys, the cast microstructure of 7136 aluminum alloy has no obvious lamellar Al(Al) + T eutectic phase characteristics, and no S phase exists. The dispersed phase in the matrix is a micron鄄sized round or rod鄄shaped MgZn2 phase. The Mg and Zn were precipitated as MgZn2 phase in the Al matrix as the liquid alloy solidified. In order to balance the partition coefficients of the Mg and Zn, the two metals converted from the liquid to the solid state, which explained why the Zn and Mg crystal contents were high. After a single stage of homogenization at 462 益 , 24 h, the residual phase was substantially eliminated. As the homogenization time increased, the residual phase tended to decrease, but the effect was relatively small by this method. After the 7136 aluminum alloy was homogenized for two stages at 450 益 , 24 h and 470 益 , 24 h. The peak values obtained by differential scanning calorimetry were very small, except for a small amount of high鄄melting Al 7Cu2Fe phase remaining between the crystals. Al 2Cu and other phases were basically eliminated and the homogenization effect was significant. KEY WORDS 7136 ultra鄄high strength aluminum alloy; semicontinuous casting; MgZn2 phase; cast microstructure; homogeneous heat treatment 7 伊伊伊系铝合金(Al鄄鄄Zn鄄鄄Mg鄄鄄Cu)是一种超高强度铝合金具有高强度、高断裂韧性和良好的抗应力腐蚀性能[1鄄鄄2] ,是一种新型的航空轻型高强度结构材料[3鄄鄄4] ,铝合金在机身的应用范围,主要集中在上下机翼蒙皮、机座、桁架、龙骨架等[5] . 对机体结构进行了更大的减重,如 7050、7055 和 7085 铝合金. 然而为适应复合材料的挑战,对 Al鄄鄄 Zn鄄鄄Mg鄄鄄Cu 合金强度、抗疲劳等性能提出了更高的要求. 在 Al鄄鄄Zn鄄鄄Mg鄄鄄 Cu 合金中 Zn 是一个非常重要的元素,随 Zn 元素含量和 Zn / Mg 质量比值的增加, 合金会获得更高的屈服强度以及更好的韧性,从而达到超高强度的要求[6] . 同时为了保证合金的耐腐蚀性能,往往又要配以较高的 Cu 元素含量[7] . 7136 铝合金主合金元素中,Zn 元素质量分数大于 8% ,而 Zn / Mg 质量比在 4 以上,远远高于 7050 铝合金(Zn 与 Mg 的质量比约为 2郾 7 ), Cu 元素质量分数 2郾 11% . 高合金化的 7136 铝合金在铸造过程中会形成大量的非平衡共晶组织,并产生严重的枝晶偏析和区域偏析[8] . 枝晶网状组织使合金的压力加工性能变差,制品的强韧性降低,并增加了各向异性和腐蚀敏感性[9鄄鄄10] . 因此在压力加工前,合金必须进行均匀化处理,其目的是消除枝晶偏析,使合金元素充分溶解且分布均匀,提高合金的时效强化潜力,使非平衡共晶相溶解,提高合金的热塑性,最大限度地减少基体中残留的结晶相[11] ,提高合金的塑性和抗疲劳断裂性能[12] . 因此对铸态和均匀化组织特征研究对于 7136 铝合金的性能控制具有重要意义. 针对 Al鄄鄄Zn鄄鄄Mg鄄鄄Cu 合金相的分析已经有大量的研究. 浊、T、S 和 q 被认为是合金中主要出现的晶间相[13] . 大部分学者认为,S 相是均匀化达到一定温度时浊相转化而来,当 Zn 质量分数大于 8% 时[14] ,这种转化变得困难,但关于转变困难的原因尚存在较多争议. 本文以探究合适的均匀化处理工艺为目的, 对 7136 铝合金铸态组织和均匀化组织的晶间相种类及转变机理进行了研究与探讨. 7136 铝合金铸态组织中浊相( MgZn2 ) 弥散分布在晶内,而 Cu 元素偏聚于晶界,Zn 元素和 Mg 元素扩散系数较高,均匀化热处理后,Zn 元素和 Mg 元素在基体得以均匀分布,浊相消失,Cu 元素在晶间形成少量的高熔点 Al 7Cu2Fe 相. 1 实验材料与方法半连续铸造 7136 铝合金样品由东北轻合金有限责任公司提供,采用水冷铜模半连续铸造生产,铸锭规格为准300 mm,表 1 为 7136 铝合金成分检测结果,实验室样品取自铸锭的边部、1 / 2 半径、心部等不同部位,尺寸为 10 mm 伊 10 mm 伊 10 mm. 表 1 7136 铝合金成分(质量分数) Table 1 Composition of 7136 aluminum alloy % 牌号 Zn Mg Cu Zr Cr Mn Ti Fe Si 7136 8郾 4 ~ 9郾 4 1郾 8 ~ 2郾 5 1郾 9 ~ 2郾 5 0郾 1 ~ 0郾 2 0郾 05 0郾 05 0郾 1 0郾 15 0郾 12 实测成分 9郾 31 2郾 13 2郾 11 0郾 12 < 0郾 01 < 0郾 01 0郾 018 0郾 077 0郾 012 样品先用 500 号和 1000 号水磨砂纸进行粗磨, 然后依次用 2000 号和 3000 号水磨砂纸进行细磨. 抛光好的样品进行侵蚀,侵蚀剂为 Keller 试剂(质量分数分别为 2郾 5% HNO3 、1郾 5% HCl 和 1% HF). 铸 ·915·

·916 工程科学学报，第41卷，第7期态组织的侵蚀时间为12s,均匀化后的组织侵蚀时铝合金半连续铸造铸锭不同部位的组织特点，分别间为14s,差示扫描量热法分析(DSC)采用升温速取铸锭边部、1/2半径和心部三处的样品进行对比率10℃·min-1,从25℃升温到600℃.光学显微镜分析.溶液浇注进入水冷铜模中，边部溶液最先与和扫描电子显微镜用来观察铸态组织和均匀化态组水冷铜模接触，凝固速度快，使得先凝固的α(A)来织.扫描电镜样品用蔡司ZEISS EVO18材料分析扫不及长大，晶粒细小，如图1(a)所示，光学显微镜下描电子显微镜进行呈灰色，边部亮白色组织树枝特点不明显，占比少：而中心组织，距离水冷铜模距离变大，冷却速度变 2实验结果与讨论慢，使得先凝固的α(A)有时间长大，晶粒粗大，如 2.17136铝合金的铸态组织特征及形成机理图1(c)所示，树枝状特点变得明显，枝晶发达：1/2 半连续铸造的过程是：熔炼→浇注→水冷铜模半径处的组织形态特点处于心部和边部之间，如图 (一次水冷)→二次水冷→切断空冷，为了研究7136 1(b)所示. 60m 60μm 60μm 图17136铝合金铸态组织的光学显微分析.(a)边缘：(b)1/2半径：(c)中心 Fig.1 Optical microscopic analysis of the cast microstructure of the 7136 aluminum alloy:(a)edge;(b)1/2 radius;(c)center 图2样品中Cu元素在晶间偏聚，表2能谱数据存在.能谱显示，基体中有弥散分布的Mg☑n2相，其尺显示，如Zn和Mg元素以MgZn2相的形式分布于晶寸为微米级，长为0.9~1.4m,宽为0.4~0.7m 内，半连续铸造7136铝合金铸态组织没有明显的层图3铸态组织线扫描结果表明，在晶界只有C山片状a(A1)+T共晶相的特征，也没有发现S相的元素的偏聚，Zn和Mg元素品内含量高于品界含量， a 120 SE MAG:2000 x HV:20.0 kV WD:10.4 mm 60μm 20m SE MAG:2500 x HV:20.0 kV WD:9.4 mm 图27136铝合金铸态组织扫描电镜分析.(a)中心样品：(b)边部样品 Fig.2 SEM analysis of the cast microstructure of the 7136 aluminum alloy:(a)center of the sample;(b)edge of the sample

工程科学学报,第 41 卷,第 7 期态组织的侵蚀时间为 12 s,均匀化后的组织侵蚀时间为 14 s,差示扫描量热法分析(DSC)采用升温速率 10 益·min - 1 ,从 25 益升温到 600 益 . 光学显微镜和扫描电子显微镜用来观察铸态组织和均匀化态组织. 扫描电镜样品用蔡司 ZEISS EVO18 材料分析扫描电子显微镜进行. 2 实验结果与讨论 2郾 1 7136 铝合金的铸态组织特征及形成机理半连续铸造的过程是:熔炼寅浇注寅水冷铜模 (一次水冷)寅二次水冷寅切断空冷,为了研究 7136 铝合金半连续铸造铸锭不同部位的组织特点,分别取铸锭边部、1 / 2 半径和心部三处的样品进行对比分析. 溶液浇注进入水冷铜模中,边部溶液最先与水冷铜模接触,凝固速度快,使得先凝固的琢(Al)来不及长大,晶粒细小,如图 1(a)所示,光学显微镜下呈灰色,边部亮白色组织树枝特点不明显,占比少; 而中心组织,距离水冷铜模距离变大,冷却速度变慢,使得先凝固的琢(Al)有时间长大,晶粒粗大,如图 1(c)所示,树枝状特点变得明显,枝晶发达;1 / 2 半径处的组织形态特点处于心部和边部之间,如图 1(b)所示. 图 1 7136 铝合金铸态组织的光学显微分析. (a)边缘;(b)1 / 2 半径;(c)中心 Fig. 1 Optical microscopic analysis of the cast microstructure of the 7136 aluminum alloy:(a)edge;(b)1 / 2 radius;(c)center 图 2 7136 铝合金铸态组织扫描电镜分析郾 (a)中心样品;(b)边部样品 Fig. 2 SEM analysis of the cast microstructure of the 7136 aluminum alloy:(a)center of the sample;(b)edge of the sample 图 2 样品中 Cu 元素在晶间偏聚,表 2 能谱数据显示,如 Zn 和 Mg 元素以 MgZn2 相的形式分布于晶内,半连续铸造 7136 铝合金铸态组织没有明显的层片状琢(Al) + T 共晶相的特征,也没有发现 S 相的存在. 能谱显示,基体中有弥散分布的 MgZn2 相,其尺寸为微米级,长为0郾 9 ~1郾 4 滋m,宽为0郾 4 ~0郾 7 滋m. 图 3 铸态组织线扫描结果表明,在晶界只有 Cu 元素的偏聚,Zn 和 Mg 元素晶内含量高于晶界含量, ·916·

李佳乐等：半连续铸造7136超高强铝合金的组织特征及均匀化处理工艺 .919· 进行均匀化应着铸态试样差示扫描量热法获取的曲线中的高熔经过462℃，24h均匀化后的7136铝合金差示点相，单级均匀化温度相对于这些高熔点相的熔化扫描量热法获取的曲线如图7所示.图7表明，铸温度太低，延长时间无法完全消除这些相态在477℃有明显的吸热峰，而均匀化后的差示扫表3图9中各点能谱分析描量热法获取的曲线可以看出低熔点相对应的峰值 Table 3 Spectrum analysis of each point in Fig.9 很小，由于差示扫描量热法获取的峰值下的面积与位置 Al Mg Zn Cu 相的体积分数相关，因此可以认为经462℃均匀化 1 75.79 0 0 24.21 处理后，晶间相基本消除，进一步延长均匀化时间， 71.06 1.72 1.09 26.13 残留相有所减少，但趋势变缓，如图8所示.采用扫 61.90 0 38.10 描电子显微镜(SEM)进一步观察462℃保温24、48 0 4 78.66 0 0 21.34 和72h试样的残留相形貌，如图9所示，相应的能谱 5 48.82 9.3 0 41.88 分析结果如表3所示.图9和表3说明，相比铸态试样，均匀化试样中残留相的Cū元素含量较高，对 2.2.2双级均匀化一铸态上述实验结果表明，在462℃进行单级均匀化， 1.0 462℃.24h 477.41 随保温时间的延长均匀化效果变化不大，因此有必要进行双级均匀化，考虑到实际生产均匀化温度波 0.5 动较大，前后两步均匀化温差不应太小，同时为了兼 A)/sd 顾尽可能固溶晶间相，本实验双级均匀化中的第一步均匀化温度为450℃，第二步均匀化温度为470 ℃.铸态样品分别在450℃，24h+470℃，12h及 477.40 450℃，24h+470℃，24h双级均匀化条件下进行均匀化热处理，如图10所示，经过450℃，24h+470℃，12 200 400 600 温度℃ h均匀化，扫描电镜图显示，组织中仍有断断续续的图7铸态和单级均匀化后的差示扫描量热法曲线晶间相，随着保温时间的延长，在450℃，24h+470 Fig.7 DSC curves after as-cast and single-stage homogenization ℃，24h条件下均匀化热处理后，晶间偏析已基本消 60,m 60m 60m 图87136铝合金在462℃条件下保温不同时间的光学显微组织.(a)462℃，36h:(b)462℃，48h:(c)462℃，72h Fig.80 ptical microstructure of the7136 aluminum alloy kept at462℃for different times:(a)462℃，36h;(b)462℃，48h;(c)462℃，72h

李佳乐等: 半连续铸造 7136 超高强铝合金的组织特征及均匀化处理工艺进行均匀化. 经过 462 益 ,24 h 均匀化后的 7136 铝合金差示扫描量热法获取的曲线如图 7 所示. 图 7 表明,铸态在 477 益有明显的吸热峰,而均匀化后的差示扫描量热法获取的曲线可以看出低熔点相对应的峰值图 8 7136 铝合金在 462 益条件下保温不同时间的光学显微组织. (a) 462 益 ,36 h;(b)462 益 ,48 h;(c)462 益 ,72 h Fig. 8 Optical microstructure of the 7136 aluminum alloy kept at 462 益 for different times:(a) 462 益 ,36 h;(b)462 益 ,48 h;(c)462 益 ,72 h 很小,由于差示扫描量热法获取的峰值下的面积与相的体积分数相关,因此可以认为经 462 益均匀化处理后,晶间相基本消除,进一步延长均匀化时间, 残留相有所减少,但趋势变缓,如图 8 所示. 采用扫描电子显微镜(SEM)进一步观察 462 益保温 24、48 和 72 h 试样的残留相形貌,如图9 所示,相应的能谱分析结果如表 3 所示. 图 9 和表 3 说明,相比铸态试样,均匀化试样中残留相的 Cu 元素含量较高,对图 7 铸态和单级均匀化后的差示扫描量热法曲线 Fig. 7 DSC curves after as鄄cast and single鄄stage homogenization 应着铸态试样差示扫描量热法获取的曲线中的高熔点相,单级均匀化温度相对于这些高熔点相的熔化温度太低,延长时间无法完全消除这些相. 表 3 图 9 中各点能谱分析 Table 3 Spectrum analysis of each point in Fig. 9 位置 Al Mg Zn Cu 1 75郾 79 0 0 24郾 21 2 71郾 06 1郾 72 1郾 09 26郾 13 3 61郾 90 0 0 38郾 10 4 78郾 66 0 0 21郾 34 5 48郾 82 9郾 3 0 41郾 88 2郾 2郾 2 双级均匀化上述实验结果表明,在 462 益进行单级均匀化, 随保温时间的延长均匀化效果变化不大,因此有必要进行双级均匀化,考虑到实际生产均匀化温度波动较大,前后两步均匀化温差不应太小,同时为了兼顾尽可能固溶晶间相,本实验双级均匀化中的第一步均匀化温度为 450 益 ,第二步均匀化温度为 470 益 . 铸态样品分别在 450 益 ,24 h + 470 益 ,12 h 及 450 益 ,24 h + 470 益 ,24 h 双级均匀化条件下进行均匀化热处理,如图10 所示,经过450 益,24 h +470 益,12 h 均匀化,扫描电镜图显示,组织中仍有断断续续的晶间相,随着保温时间的延长,在 450 益 ,24 h + 470 益 ,24 h 条件下均匀化热处理后,晶间偏析已基本消 ·919·

李佳乐等：半连续铸造7136超高强铝合金的组织特征及均匀化处理工艺 ·921· 级均匀化，非平衡晶间相明显减少，晶间只有少量 ℃~463℃较理想.但在462℃随保温时间的延长， Fe元素聚集，应该是Al,Cu,Fe相高熔点相，对应着对提高均匀化效果作用不大. 图12中差示扫描量热法获取的曲线中的第二个峰. (3)7136铝合金经过450℃，24h+470℃，24h 表4图11中各点能谱分析双级均匀化，差示扫描量热法峰值已经很小，晶间除 Table 4 Spectrum analysis of each point in Fig.11 了少量高熔点Al,Cu2Fe相残留，其他相已基本消位置 Al Mg Zn Cu Fe 除，均匀化效果显著 1 54.88 1.18 4.22 35.464.26 2 62.54 1.33 6.86 27.31 1.96 参考文献 3 59.26 1.78 2.84 32.32 3.80 [1]Immarigeon JP,Holt RT,Koul A K,et al.Lightweight materials 4 62.13 1.48 3.46 27.12 5.81 for aircraft applications.Mater Charact,1995,35(1):41 [2]Williams J C,Starke Jr E A.Progress in structural materials for aerospace systems.Acta Mater,2003,51(19):5775 ---·铸态 477.41 1.0 -462℃.24h [3]Starke Jr E A,Staley J T.Application of modern aluminum alloys 450℃.24h+470℃.24h to aireraft.Prog Aerosp Sci,1996,32(2-3):131 [4]Jia P F.Cao Y H,Geng Y D,et al.Effects of d.c.current on the 0.5 phase transformation in 7050 alloy during homogenization.Mater Charact,2014,96:21 [5]Liu J,Kulak M.A new paradigm in the design of aluminum alloys 477.40 for aerospace applications.Mater Sci Forum,2000,331-337:127 [6]Shu W X,Liu J C,Hou L G,et al.Microstructural evolution of 475.48 Al-8.59Zn-2.00Mg-2.44Cu during homogenization.Int J Miner 05 Metall Mater,2014,21(12):1215 200 400 600 温度℃ [7]Li L,Deng ZZ,Han Y,et al.Study on cast and homogenized microstructure of a new super-high strength aluminum alloy.Light 图12铸态，单级均匀化和双级均匀化后的差示扫描量热法曲线 Alloy Fabric Technol,2011,39(12):20 Fig.12 DSC curves after as-cast,single-stage homogenization and (李炼，邓桢桢，韩逸，等.新型超高强铝合金铸态及均匀化 two-stage homogenization 态组织研究.轻合金加工技术，2011,39(12)：20) [8]Robson J D.Microstructural evolution in aluminium alloy 7050 Cu元素的扩散系数小于Mg元素和Zn元素 during processing.Mater Sci Eng A,2004.382(1-2):112 扩散系数可用Arrhenius关系进行计算：D=D。exp [9]Yang X B,Chen J H,Liu J Z,et al.Spherical constituent parti- (-Q/RT),其中D为扩散系数，D。为扩散常量，Q cles formed by a multistage solution treatment in Al-Zn-Mg-Cu 为扩散的活化能，R为气体常数. alloys.Mater Charact,2013,83:79 [10]Xiao T,Deng Y L,Ye L Y,et al.Effect of three-stage homoge- 对于Cu、Mg和Zn元素分别为D=4.8×10-5 nization on mechanical properties and stress corrosion cracking of exp(-16069/T)、D=6.23×10-exp(-13831/T)、 Al-Zn-Mg-Zr alloys.Mater Sci Eng A,2016,675:280 D=2.45×10-5exp(-14385/T)[],在实验加热及 [11]Mahathaninwong N,Plookphol T.Wannasin J,et al.T6 heat 保温的温度范围内，相同温度条件下Cu元素、Mg元 treatment of rheocasting 7075 Al alloy.Mater Sci Eng A,2012, 532:91 素和Zn元素的扩散系数大小为Cu<Mg<Zn.正是由 [12]Jia P F,Cao Y H,Geng Y D,et al.Studies on the microstruc- 于Cu元素扩散系数非常小且有高熔点AL,Cu,Fe晶间 tures and properties in phase transformation of homogenized 7050 相存在，使得Cu元素品间含量要高于品内. alloy.Mater Sci Eng A.2014,612:335 [13]LiJ F,Peng Z W,Li C X,et al.Mechanical properties,corro- 3结论 sion behaviors and microstructures of 7075 aluminium alloy with various aging treatments.Trans Nonferrous Met Soc China,2008, (1)半连续铸造7136铝合金铸态组织没有明 18(4):755 显的层片状α(A)+T共晶相的特征，也没有发现S [14]Liu Y,Jiang D M,Xie WL,et al.Solidification phases and their 相的存在.Cu元素在品间偏聚，Mg和Zn元素以 evolution during homogenization of a DC cast Al-8.35Zn- 2.5Mg-2.25Cu alloy.Mater Charact,2014,93:173 MgZn,相形式弥散分布在晶内. [15]Wen K,Xiong B Q,Fan Y Q,et al.Transformation and dissolu- (2)采用455~469℃保温24h的单级均匀化工 tion of second phases during solution treatment of an Al-Zn-Mg- 艺，随温度的升高，非平衡品间相先减少后增多，461 Cu alloy containing high zinc.Rare Met,2018,37(5):376

李佳乐等: 半连续铸造 7136 超高强铝合金的组织特征及均匀化处理工艺级均匀化,非平衡晶间相明显减少,晶间只有少量 Fe 元素聚集,应该是 Al 7 Cu2Fe 相高熔点相,对应着图 12 中差示扫描量热法获取的曲线中的第二个峰. 表 4 图 11 中各点能谱分析 Table 4 Spectrum analysis of each point in Fig. 11 位置 Al Mg Zn Cu Fe 1 54郾 88 1郾 18 4郾 22 35郾 46 4郾 26 2 62郾 54 1郾 33 6郾 86 27郾 31 1郾 96 3 59郾 26 1郾 78 2郾 84 32郾 32 3郾 80 4 62郾 13 1郾 48 3郾 46 27郾 12 5郾 81 图12 铸态、单级均匀化和双级均匀化后的差示扫描量热法曲线 Fig. 12 DSC curves after as鄄cast, single鄄stage homogenization and two鄄stage homogenization Cu 元素的扩散系数小于 Mg 元素和 Zn 元素. 扩散系数可用 Arrhenius 关系进行计算:D = D0 exp ( - Q/ RT),其中 D 为扩散系数,D0 为扩散常量,Q 为扩散的活化能,R 为气体常数. 对于 Cu、Mg 和 Zn 元素分别为 D = 4郾 8 伊 10 - 5 exp( - 16069 / T)、D = 6郾 23 伊 10 - 6 exp( - 13831 / T)、 D = 2郾 45 伊 10 - 5 exp( - 14385 / T) [15] ,在实验加热及保温的温度范围内,相同温度条件下 Cu 元素、Mg 元素和 Zn 元素的扩散系数大小为 Cu <Mg <Zn. 正是由于 Cu 元素扩散系数非常小且有高熔点 Al 7Cu2Fe 晶间相存在,使得 Cu 元素晶间含量要高于晶内. 3 结论 (1)半连续铸造 7136 铝合金铸态组织没有明显的层片状琢(Al) + T 共晶相的特征,也没有发现 S 相的存在. Cu 元素在晶间偏聚,Mg 和 Zn 元素以 MgZn2 相形式弥散分布在晶内. (2)采用455 ~ 469 益保温24 h 的单级均匀化工艺,随温度的升高,非平衡晶间相先减少后增多,461 益 ~ 463 益较理想. 但在 462 益随保温时间的延长, 对提高均匀化效果作用不大. (3)7136 铝合金经过 450 益 ,24 h + 470 益 ,24 h 双级均匀化,差示扫描量热法峰值已经很小,晶间除了少量高熔点 Al 7 Cu2Fe 相残留,其他相已基本消除,均匀化效果显著. 参考文献 [1] Immarigeon J P, Holt R T, Koul A K, et al. Lightweight materials for aircraft applications. Mater Charact, 1995, 35(1): 41 [2] Williams J C, Starke Jr E A. Progress in structural materials for aerospace systems. Acta Mater, 2003, 51(19): 5775 [3] Starke Jr E A, Staley J T. Application of modern aluminum alloys to aircraft. Prog Aerosp Sci, 1996, 32(2鄄3): 131 [4] Jia P F, Cao Y H, Geng Y D, et al. Effects of d. c. current on the phase transformation in 7050 alloy during homogenization. Mater Charact, 2014, 96: 21 [5] Liu J, Kulak M. A new paradigm in the design of aluminum alloys for aerospace applications. Mater Sci Forum, 2000, 331鄄337: 127 [6] Shu W X, Liu J C, Hou L G, et al. Microstructural evolution of Al鄄鄄8郾 59Zn鄄鄄2郾 00Mg鄄鄄2郾 44Cu during homogenization. Int J Miner Metall Mater, 2014, 21(12): 1215 [7] Li L, Deng Z Z, Han Y, et al. Study on cast and homogenized microstructure of a new super鄄high strength aluminum alloy. Light Alloy Fabric Technol, 2011, 39(12): 20 (李炼, 邓桢桢, 韩逸, 等. 新型超高强铝合金铸态及均匀化态组织研究. 轻合金加工技术, 2011, 39(12): 20) [8] Robson J D. Microstructural evolution in aluminium alloy 7050 during processing. Mater Sci Eng A, 2004, 382(1鄄2):112 [9] Yang X B, Chen J H, Liu J Z, et al. Spherical constituent parti鄄 cles formed by a multistage solution treatment in Al鄄鄄 Zn鄄鄄 Mg鄄鄄 Cu alloys. Mater Charact, 2013, 83: 79 [10] Xiao T, Deng Y L, Ye L Y, et al. Effect of three鄄stage homoge鄄 nization on mechanical properties and stress corrosion cracking of Al鄄鄄Zn鄄鄄Mg鄄鄄Zr alloys. Mater Sci Eng A, 2016, 675: 280 [11] Mahathaninwong N, Plookphol T, Wannasin J, et al. T6 heat treatment of rheocasting 7075 Al alloy. Mater Sci Eng A, 2012, 532: 91 [12] Jia P F, Cao Y H, Geng Y D, et al. Studies on the microstruc鄄 tures and properties in phase transformation of homogenized 7050 alloy. Mater Sci Eng A, 2014, 612: 335 [13] Li J F, Peng Z W, Li C X, et al. Mechanical properties, corro鄄 sion behaviors and microstructures of 7075 aluminium alloy with various aging treatments. Trans Nonferrous Met Soc China, 2008, 18(4): 755 [14] Liu Y, Jiang D M, Xie W L, et al. Solidification phases and their evolution during homogenization of a DC cast Al鄄鄄 8郾 35Zn鄄鄄 2郾 5Mg鄄鄄2郾 25Cu alloy. Mater Charact, 2014, 93: 173 [15] Wen K, Xiong B Q, Fan Y Q, et al. Transformation and dissolu鄄 tion of second phases during solution treatment of an Al鄄鄄Zn鄄鄄 Mg鄄鄄 Cu alloy containing high zinc. Rare Met, 2018, 37(5): 376 ·921·