噴射成形7055高強(qiáng)鋁合金的熱處理工藝優(yōu)化及其應(yīng)用

王佳慧， 陳文浩， 張 玉， 江卓奧， 王慶航， 趙玲玉

(1. 揚(yáng)州大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院， 江蘇 揚(yáng)州 225127; 2. 江蘇豪然噴射成形合金有限公司， 江蘇 鎮(zhèn)江 212009)

7055鋁合金(Al-Zn-Mg-Cu系)作為可熱處理強(qiáng)化的鋁合金[1-2]，是目前最先進(jìn)的商用高強(qiáng)高韌鋁合金,也是輕質(zhì)高強(qiáng)緊固件的理想選材。7055鋁合金具備極高的強(qiáng)度、較好的韌性以及良好的抗應(yīng)力腐蝕性能，目前按美國軍標(biāo)要求，7055鋁合金的抗拉強(qiáng)度需達(dá)到648 MPa。目前國內(nèi)很多研究單位利用傳統(tǒng)工藝對7055鋁合金做了大量研究，使7055合金的抗拉強(qiáng)度已達(dá)到700 MPa以上，但是高于750 MPa的很少。傳統(tǒng)鑄造工藝生產(chǎn)大尺寸鋁合金錠坯時(shí)，由于鋅含量比較高，因此合金成分偏析嚴(yán)重且易于發(fā)生熱裂現(xiàn)象[3-4]。噴射成形工藝具有消除宏觀偏析、細(xì)化晶粒、提高合金元素溶解度、細(xì)化非平衡相及金屬間化合物等特點(diǎn)[5]。因此，對于高合金含量的7055鋁合金而言，噴射成形在大規(guī)格錠坯的成形以及錠坯隨后的熱加工工藝性能方面相對傳統(tǒng)熔鑄工藝具有顯著優(yōu)勢。

熱處理工藝對金屬材料的性能起著舉足輕重的作用[6]。因此，關(guān)于鋁合金的熱處理工藝一直受到研究者的青睞。合理的熱處理工藝對合金的組織分布起著決定性作用，對改善析出相的形狀、尺寸、分布等起著至關(guān)重要的作用[7]。7×××系鋁合金的熱處理主要包括固溶處理、單級時(shí)效、雙級時(shí)效、回歸再時(shí)效處理等，通過對熱處理工藝參數(shù)進(jìn)行調(diào)控，7×××系鋁合金的強(qiáng)度和韌性均能得到有效改善[8]。據(jù)報(bào)道，目前熱處理工藝沿著T6→T73→T76→T73(T74)→T77方向發(fā)展。王貴會[9]及甘衛(wèi)平等[10]總結(jié)了幾種典型7×××系鋁合金的力學(xué)性能，屈服強(qiáng)度在500～650 MPa之間。對于7055鋁合金，熱處理狀態(tài)分別為T7751和T77511時(shí)，屈服強(qiáng)度分別為634 MPa和641 MPa，抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到648 MPa和661 MPa，這兩種熱處理?xiàng)l件下抗拉強(qiáng)度均低于700 MPa。Al-Zn-Cu-Mg合金產(chǎn)品也常用于高溫環(huán)境下服役，然而提高Al-Zn-Cu-Mg合金的高溫強(qiáng)度需要合理的熱處理工藝調(diào)控微觀組織分布，尤其是MgZn2和Al3Zr強(qiáng)化相的分布、形貌以及相含量。這些強(qiáng)化相粒子在變形過程中阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)進(jìn)而強(qiáng)化金屬[11-12]。屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度通常隨變形溫度升高而逐漸下降。Khan等[13]關(guān)于噴射成形7055鋁合金高溫力學(xué)性能的研究表明，隨變形溫度從298 K升到698 K時(shí)，對于未進(jìn)行熱處理的試驗(yàn)合金，屈服強(qiáng)度下降了218 MPa，而對于經(jīng)過T76熱處理后的試驗(yàn)合金，屈服強(qiáng)度則下降了595 MPa。所以，探尋一種能明顯提高室溫及高溫力學(xué)性能的熱處理工藝，對于7055高強(qiáng)鋁合金在更多領(lǐng)域的應(yīng)用具有重要的指導(dǎo)意義。

本文以噴射成形高強(qiáng)度7055鋁合金為研究對象，對初始噴射成形的合金錠進(jìn)行兩次擠壓處理以提高致密度，通過顯微組織觀察、SEM分析、硬度測試、室溫拉伸性能測試以及高溫拉伸性能測試等方法，研究經(jīng)時(shí)效工藝處理后7055鋁合金的性能變化，以得出一種能顯著提高室溫及高溫力學(xué)性能的熱處理工藝。并將優(yōu)化的熱處理工藝應(yīng)用于噴射成形的7055鋁合金機(jī)械加工的緊固件(螺栓螺母)，以期擴(kuò)大緊固件市場的應(yīng)用潛力。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料選用某公司提供的噴射成形工藝制造的7055鋁合金，無成分偏析和熱裂的問題，其具體化學(xué)成分如表1所示。

1.2 熱處理工藝及表面處理

用線切割制取尺寸為15 mm×12 mm×10 mm的試樣放入SX2-4-10N箱式電阻爐進(jìn)行固溶處理。基于文獻(xiàn)調(diào)研及前期試驗(yàn)結(jié)果，在高于475 ℃(如485 ℃)進(jìn)行固溶處理，試樣易出現(xiàn)過燒現(xiàn)象，在低于475 ℃進(jìn)行固溶處理則會出現(xiàn)不完全固溶等現(xiàn)象。最后選定的固溶制度為試樣隨爐升溫至450 ℃后保溫2 h，然后再隨爐升溫至475 ℃保溫2 h，最后水淬處理。所有試樣固溶處理后立即時(shí)效處理，其中單級時(shí)效溫度分別設(shè)為120 ℃和160 ℃，時(shí)效時(shí)間分別為0.5、2、4、6、8、10、12、14和16 h；雙級時(shí)效制度為首先進(jìn)行120 ℃保溫6 h，隨后在160 ℃分別保溫0.5、2、4、6、8、10、12、14和16 h，熱處理工藝示意圖見圖1。

考慮到輪轂緊固件也要求有良好的耐腐蝕性能，因此本研究也對噴射成形7055鋁合金制備的螺栓螺母緊固件進(jìn)行了表面處理，表面處理工藝可參考陳亮等[14]的硫酸陽極氧化處理。

1.3 硬度及拉伸性能測試

在MVC-1000D1維氏硬度試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行硬度試驗(yàn)，硬度測試參照GB/T 4340.1—2009《金屬材料 維氏硬度試驗(yàn) 第1部分：試驗(yàn)方法》，對不同工藝時(shí)效處理的試樣重復(fù)測試3次，加載砝碼為50 g，時(shí)間為8 s，取其算術(shù)平均值作為最終的硬度值結(jié)果。拉伸性能測試選擇的測試溫度為298、398、498和598 K，應(yīng)變速率為10-3s-1，不同時(shí)效工藝選取3個(gè)平行試樣測試其拉伸性能。

1.4 微觀組織觀察

金相試樣制取后，利用不同目數(shù)的砂紙由粗到細(xì)依次進(jìn)行磨制，隨后再進(jìn)行粗拋和細(xì)拋，最后采用Keller侵蝕劑(2.5 mL HNO3+1.5 mL HCL+1 mL HF+95 mL H2O)進(jìn)行腐蝕，腐蝕時(shí)間為15～30 s。腐蝕完后先用水沖洗，再用酒精沖洗，吹干后用光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。用GeminiSEM 300蔡司掃描電鏡觀察7055鋁合金試樣在120 ℃+160 ℃雙級時(shí)效過程中欠時(shí)效、峰時(shí)效以及過時(shí)效3個(gè)階段的精細(xì)組織并進(jìn)行對比分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 單/雙級時(shí)效的硬度值

圖2為不同時(shí)效工藝下噴射成形7055鋁合金的顯微硬度隨時(shí)效時(shí)間變化曲線。由圖2可知，隨著時(shí)效時(shí)間的增加，3種時(shí)效工藝條件下的顯微硬度均呈現(xiàn)出先增加后降低的趨勢。在120 ℃單級時(shí)效條件下，時(shí)效4 h后出現(xiàn)硬度峰值，為182.6 HV0.05。在160 ℃單級時(shí)效條件下，硬度峰值亦出現(xiàn)在時(shí)效4 h后，但其時(shí)效峰值硬度為189.1 HV0.05，略高于在120 ℃單級時(shí)效過程中的時(shí)效峰值硬度。在120 ℃+160 ℃雙級時(shí)效條件下，硬度峰值出現(xiàn)在時(shí)效2 h。相比120 ℃和160 ℃單級時(shí)效，出現(xiàn)時(shí)效峰值硬度的時(shí)間顯著縮短了2 h，并且雙級時(shí)效條件下的時(shí)效峰值硬度可高達(dá)196.4 HV0.05，均高于單級時(shí)效條件下的時(shí)效峰值硬度。由此可以看出，利用該優(yōu)化雙級時(shí)效工藝可以有效提高7055合金的時(shí)效硬度峰值。

2.2 雙級時(shí)效過程中的顯微組織分析

圖3為噴射成形7055合金在120 ℃+160 ℃雙級時(shí)效過程中欠時(shí)效(0.5 h)、峰時(shí)效(2 h)以及過時(shí)效(8 h)3個(gè)階段的顯微組織照片。圖3(a, c, e)分別為上述3個(gè)雙級時(shí)效階段的試驗(yàn)合金橫截面顯微組織，可以發(fā)現(xiàn)，基體組織中的晶粒呈現(xiàn)出兩種不同的顏色(分別為白色和褐色)。在腐蝕樣品過程中，褐色晶粒相較于白色晶粒更容易被腐蝕，因而呈現(xiàn)出兩種晶粒顏色不一的現(xiàn)象。因此，可以認(rèn)為褐色晶粒的晶體取向是腐蝕的“軟取向”，相反，白色晶粒的晶體取向?yàn)楦g的“硬取向”。通過統(tǒng)計(jì)，在雙級時(shí)效的3個(gè)階段，白色和褐色晶粒所占面積分?jǐn)?shù)并沒有發(fā)生明顯的變化，分別為1.12∶1、1.14∶1和1.10∶1。此外，利用Image Pro Plus軟件分別統(tǒng)計(jì)了試驗(yàn)合金在雙級時(shí)效3個(gè)階段的橫截面上的平均晶粒尺寸，其分別為10、12和9 μm。由此表明，在雙級時(shí)效過程中，合金橫截面上的晶粒組織特征幾乎沒有發(fā)生明顯改變。值得注意的是，還觀察到了基體中有析出相，在光學(xué)顯微鏡下，這些析出相呈現(xiàn)出黑色顆粒狀，但無法更細(xì)致地觀察其形貌并統(tǒng)計(jì)時(shí)效析出相的面積分?jǐn)?shù)。圖3(b, d, f)分別為上述3個(gè)雙級時(shí)效階段的試驗(yàn)合金縱截面顯微組織。與合金橫截面上的顯微組織相比，縱截面上呈現(xiàn)出明顯的白/褐色條狀組織的相間分布特征，部分白色組織中存在再結(jié)晶的現(xiàn)象，且白/褐色條狀組織所占的百分比分別為1.09∶1、1.13∶1和1.09∶1。結(jié)合橫/縱截面的組織特征，可以認(rèn)為噴射成形7055鋁合金在擠壓過程中絕大部分晶粒沿?cái)D壓方向被拉長，并呈現(xiàn)條狀分布，部分晶粒發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。同樣，在縱截面上也無法從光學(xué)顯微鏡中清楚地獲悉時(shí)效析出相的具體形貌特征和面積分?jǐn)?shù)。因此，通過光學(xué)顯微鏡觀察可知，時(shí)效過程并不能改變合金的晶粒組織特征。關(guān)于時(shí)效析出相特征的詳細(xì)分析，有必要借助掃描電鏡和透射電鏡進(jìn)行更精細(xì)地分析。

為了更好地獲悉雙級時(shí)效過程中的析出相特征，利用掃描電鏡對基體組織進(jìn)行了更詳細(xì)的觀察。圖4為噴射成形7055合金在120 ℃+160 ℃雙級時(shí)效過程中不同時(shí)效階段的掃描電鏡照片，其中圖4(a, c, e)分別為低倍條件下合金橫截面的顯微組織，圖4(b, d, f)則分別為對應(yīng)低倍區(qū)域的高倍照片?？梢郧逦匕l(fā)現(xiàn)，隨著時(shí)效時(shí)間的延長，白亮色的析出相含量先增加而后趨于平緩。通過Image Pro Plus軟件統(tǒng)計(jì)可知，欠時(shí)效、峰時(shí)效以及過時(shí)效階段的析出相體積分?jǐn)?shù)分別為2.5%、8.2%和8.5%。觀察圖4(b, d, f)高倍組織發(fā)現(xiàn)，在0.5 h欠時(shí)效階段，析出相呈短棒狀，其沿長度方向上的平均尺寸為500 nm，沿寬度方向上的平均尺寸為10 nm。隨著時(shí)效時(shí)間延長至2 h，在峰時(shí)效階段除了析出相的體積分?jǐn)?shù)增加之外，沿長度和寬度方向上的平均尺寸并沒有明顯的增加。進(jìn)一步延長時(shí)效時(shí)間至8 h，過時(shí)效階段的析出相體積分?jǐn)?shù)并未明顯增加，但是析出相沿長度方向上平均尺寸顯著增加(由欠時(shí)效階段的500 nm增加到過時(shí)效的1500 nm)，沿寬度方向上平均尺寸稍有增大(由欠時(shí)效階段的10 nm 增加到過時(shí)效階段的15 nm)。結(jié)合雙級時(shí)效顯微硬度值的變化曲線可知，有限的析出相體積分?jǐn)?shù)及其較小的尺寸不足以貢獻(xiàn)較高的顯微硬度。隨著時(shí)效時(shí)間的延長，析出相體積分?jǐn)?shù)的增加，有效地提高了合金的顯微硬度值，至峰時(shí)效階段合金的顯微硬度值達(dá)到最高。但是進(jìn)一步延長時(shí)效時(shí)間，盡管析出相體積分?jǐn)?shù)沒有明顯的改變，但是析出相的平均尺寸顯著增加，從而導(dǎo)致合金顯微硬度值下降。由此可知，足夠數(shù)量且均勻彌散分布的析出相和合適的尺寸是保證合金較高硬度的重要因素。

2.3 雙級時(shí)效合金的室溫和高溫力學(xué)性能

對于汽車輪轂用的緊固件，不僅要求其具有較高的硬度，而且還需要保證其較高的室溫力學(xué)性能，甚至在特殊服役條件下的高溫力學(xué)性能。因此，為了更好地展示雙級時(shí)效工藝處理的噴射成形7055合金的力學(xué)性能，分別對其進(jìn)行了室溫和高溫條件下的拉伸性能測試。圖5(a)為噴射成形7055合金經(jīng)雙級峰時(shí)效后(120 ℃×6 h+160 ℃×2 h)的室溫和高溫拉伸的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。在室溫條件下，7055鋁合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率分別為710 MPa、855 MPa和15%。與目前7055鋁合金傳統(tǒng)時(shí)效工藝相比，雙級時(shí)效后的室溫力學(xué)性能顯著提高。與此同時(shí)，在398 K和498 K條件下，該合金仍然保持較高的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度。在398 K條件下，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為698 MPa和792 MPa；在498 K條件下，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為649 MPa和688 MPa。盡管在598 K條件下，合金的強(qiáng)度急劇下降，但是仍然能夠達(dá)到360 MPa。對于斷后伸長率而言，隨著試驗(yàn)溫度的增加，合金的斷后伸長率略有降低，從14%降低至8%。

此外，還對比了噴射成形7055合金在不同時(shí)效工藝條件下的室溫和高溫力學(xué)性能，圖5(b)為Khan等[13]研究的噴射成形7055合金在120 ℃×6 h+160 ℃×6 h雙級時(shí)效工藝下的室溫和高溫拉伸性能曲線。在該工藝條件下，合金的室溫屈服、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率分別為600 MPa、701MPa和14%，均低于本文雙級時(shí)效工藝條件下的強(qiáng)度和斷后伸長率。與此同時(shí)，在398 K條件下，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為596 MPa 和608 MPa；在498 K條件下，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為498 MPa和498 MPa；在598 K條件下，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為200 MPa和200 MPa?？梢钥闯觯诟邷貤l件下，本文研究的噴射成形7055合金雙級時(shí)效工藝對應(yīng)的室溫/高溫力學(xué)性能均高于Khan等[13]的報(bào)道。拉伸強(qiáng)度的提高與時(shí)效過程中的析出相強(qiáng)化密切相關(guān)。一般而言，合金強(qiáng)度與硬度呈正相關(guān)關(guān)系，時(shí)效峰值硬度對應(yīng)的強(qiáng)度最高，所測試的力學(xué)性能亦證明了上述的推論。

2.4 噴射成形7055鋁合金緊固件在汽車輪轂上的應(yīng)用潛能

通過上述觀察并分析噴射成形7055鋁合金在雙級時(shí)效過程中的顯微組織，測試其在雙級時(shí)效過程中的顯微硬度，以及對應(yīng)時(shí)效峰值時(shí)在室溫/高溫下的力學(xué)性能，顯示出該合金通過雙級時(shí)效后所呈現(xiàn)出的高強(qiáng)度和高硬度。作為汽車輪轂上使用的緊固件，不僅要求其具有較高的強(qiáng)度和硬度，而且還需要其具有較好的耐腐蝕性能，以保證在特殊環(huán)境下的正常使用。因此，本文對噴射成形7055鋁合金緊固件表面進(jìn)行了硫酸陽極氧化處理，經(jīng)硫酸陽極氧化處理后的零件表面形成了一層致密的氧化膜。圖6為根據(jù)本研究探索優(yōu)化出的熱處理工藝及典型的陽極氧化處理后制造的緊固件樣品外觀圖。目前，關(guān)于硫酸陽極氧化處理后提高耐蝕性的有效性已經(jīng)廣泛報(bào)道并證實(shí)[15-17]。

3 結(jié)論

1) 噴射成形7055鋁合金試樣采用優(yōu)化的固溶處理制度為隨爐升溫至450 ℃后保溫2 h，再隨爐升溫至475 ℃保溫2 h，最后水淬處理。固溶處理后研究時(shí)效制度發(fā)現(xiàn)，相對于單級時(shí)效處理，噴射成形7055鋁合金經(jīng)120 ℃+160 ℃雙級時(shí)效工藝能獲得更優(yōu)異的綜合性能。經(jīng)過120 ℃×6 h+160 ℃×2 h時(shí)效處理后，析出相呈短棒狀均勻分布于基體，其沿長度方向上的平均尺寸為500 nm，寬度方向平均尺寸為10 nm，合金達(dá)到時(shí)效硬度峰值，為196.4 HV0.05。

2) 采用雙級時(shí)效工藝處理的7055鋁合金在298、398、498和598 K的抗拉強(qiáng)度分別為855、792、688和360 MPa，斷后伸長率分別為14%、11%、9%和8%。

3) 將優(yōu)化后的雙級時(shí)效工藝應(yīng)用到由噴射成形7055鋁合金制備的輪轂緊固件產(chǎn)品中，并對其進(jìn)行硫酸陽極氧化處理，可使得緊固件樣件同時(shí)兼具高強(qiáng)度、高硬度以及高耐蝕性能，此工藝有望得到更廣泛的應(yīng)用。