7055鋁合金是美國于1991年注冊的一種高強度Al-Zn-Mg-Cu合金，屬于可熱處理強化合金，廣泛應(yīng)用于航空航天及軍工等領(lǐng)域，發(fā)展前景廣闊。近年來，國內(nèi)外正在大力開發(fā)強度更高、韌性及耐腐蝕性能更好的新一代7055鋁合金，這對合金的原材料和鑄錠品質(zhì)都提出了更高的要求。由于7055鋁合金的合金化程度高，在凝固過程中易發(fā)生晶間偏析，形成非平衡共晶相。這些非平衡共晶相及粗大金屬間化合物的形成會嚴(yán)重影響合金的后續(xù)變形加工，從而對合金的綜合性能產(chǎn)生不利的影響。并且合金在結(jié)晶過程中，由于冷卻強度和溫度的變化，鑄錠結(jié)晶冷卻后組織存在內(nèi)應(yīng)力和成分偏析，導(dǎo)致其變形抗力的增加，因此鑄錠應(yīng)該進(jìn)行均勻化處理，否則鑄件容易出現(xiàn)裂紋，降低使用壽命。鑄錠在均勻化處理過程中，內(nèi)應(yīng)力得以消除，晶內(nèi)偏析得以改善，進(jìn)而改善鑄錠的性能

　　本試驗采用7055鋁合金，其化學(xué)成分見表1，通過模擬分析找出最優(yōu)均勻化處理制度，觀察最優(yōu)工藝的顯微組織來判斷均勻化效果。Fe，Si在合金中是雜質(zhì)元素，應(yīng)嚴(yán)格控制其含量，但工業(yè)化生產(chǎn)使用的純度99.7%鋁錠中Fe，Si雜質(zhì)含量較高，故控制Fe的質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于0.15%，Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于0.06%。

　　根據(jù)熱力學(xué)原理，體系恒溫恒壓平衡的一般條件是總體吉布斯自由能達(dá)到最小，組元在各相中的化學(xué)勢相等。以此為依據(jù)，模擬分析熱力學(xué)計算部分采用CALPHAD方法來繪制相圖。

　　合金為Al-2.0Mg-2.3Cu-8.0Zn-0.1Zr-0.1Fe，以此成分進(jìn)行鑄錠溫度-相組成模擬，模擬分析結(jié)果為理想狀態(tài)下的平衡共晶，與實際結(jié)果可能有所偏差，模擬分析結(jié)果如圖1所示。

　　由圖1（b）可以看出，7055鋁合金鑄錠在50 ℃時主要相組成為MgZn2，S相（Al2CuMg），Al2Cu，Al3Zr（Al3M-DO23）及雜質(zhì)相Al7Cu2Fe。結(jié)合圖1（a）可以看出，200 ℃析出Al2Cu時伴隨著S相的減少，Al2Cu會在S相周圍析出，且鑄錠在實際鑄造過程中是不平衡共晶狀態(tài)，還會出現(xiàn)含Al，Zn，Mg和Cu的T相，故7055鋁合金鑄錠室溫時主要相組成為MgZn2、S相、T相、少量Al2Cu、Al3Zr及雜質(zhì)相Al7Cu2Fe。

　　模擬凝固過程各元素在鋁液及各相中的含量，模擬結(jié)果如圖2所示。圖2（a）為各元素在鋁液中含量變化的情況，隨著鑄錠凝固的進(jìn)行，溫度降低，Zr，F(xiàn)e含量曲線平直，說明兩種元素在鑄錠已凝固區(qū)和未凝固液態(tài)區(qū)的成分基本相同，晶粒的形成是從晶核到晶界長大，表明了Zr，F(xiàn)e的偏析量極小。由630 ℃降至510 ℃過程中，Mg，Zn和Cu在液態(tài)區(qū)含量均呈現(xiàn)不同程度的提升，其中Cu提升幅度最大，表明Cu在液態(tài)區(qū)的擴散速度慢，即偏析程度最大。結(jié)合圖2（b）～2（d）及圖1可知，Cu主要形成Al2Cu、T相、S相和雜質(zhì)相Al7Cu2Fe，Mg主要形成S相、T相、MgZn2，Zn主要形成T相和MgZn2。

　　根據(jù)模擬分析結(jié)果及理論分析，在凝固末期，液態(tài)區(qū)中的Cu，Zn含量很高，偏析程度很大，但同等條件下Cu的擴散速率相對更慢，所以均勻化處理時主要考慮Cu的晶內(nèi)偏析。由圖1（a）可知，在200 ℃時，Al2Cu相全部溶于鋁基體，MgZn2相少部分溶入，則設(shè)定第一級溫度高于200 ℃，確保Al2Cu的回溶。研究顯示Al3Zr粒子在260 ℃時形核均勻細(xì)小[14]，有利于形成均勻彌散釘扎于晶內(nèi)、晶界的第二相，所以設(shè)定一級均勻化處理溫度為260 ℃。MgZn2和S相溶于基體的溫度分別為434 ℃及459 ℃，為保證各相充分溶于基體，設(shè)置均勻化處理溫度均高于上述數(shù)值，考慮到生產(chǎn)實際情況及理論分析，設(shè)定第二、三級均勻化處理溫度為440 ℃和470 ℃。

　　采用Scheil-Gulliver模型模擬分析均勻化處理計算部分，假設(shè)固相中的溶質(zhì)擴散可以被忽略，同時液相中的溶質(zhì)擴散非常快，以至于擴散完全。在此假設(shè)前提下，通過設(shè)置均勻化處理時間、溫度及二次枝晶間距等條件來計算均勻化處理結(jié)果。

　　經(jīng)以上分析，已知Cu為影響均勻化處理偏析的主要因素，分別對以上溫度進(jìn)行不同時間均勻化處理晶內(nèi)偏析的模擬，結(jié)果如圖3所示。根據(jù)圖3（a）可知，當(dāng)均勻化處理溫度為260 ℃，均勻化處理時間1～3 h時，Zr偏析曲線基本重合且平直，說明均勻化處理時間的增加并不會使Zr偏析量減小，此時基體中形成均勻細(xì)小的Al3Zr粒子[14]。結(jié)合圖3（b）得知，均勻化處理時間1～3 h時，Cu元素偏析曲線完全重合，說明當(dāng)均勻化處理溫度為260 ℃時，均勻化處理時間對Cu偏析沒有影響。綜合Cu，Zr偏析趨勢，確定溫度260 ℃時的均勻化處理時間為1 h。根據(jù)圖3（c）可知，當(dāng)溫度為430 ℃，均勻化處理1 h后，Cu的偏析程度明顯減小，均勻化處理2 h后其變化趨勢較為平穩(wěn)，因此確定溫度430 ℃時的均勻化處理時間為2 h。前兩級均勻化制度確認(rèn)后，分別進(jìn)行260 ℃×1 h+430 ℃×2 h+470 ℃×15 h（以下稱為工藝1）和260 ℃×1 h+430 ℃×2 h+470 ℃×10 h（以下稱為工藝2）兩種均勻化處理制度后的Cu偏析模擬，結(jié)果如圖3（d）和3（e）所示。經(jīng)過工藝2處理后，Cu偏析程度依舊較大，質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.8%～2.2%，而工藝1處理后，Cu偏析曲線明顯平直，此時偏析量小于0.2%，說明晶內(nèi)偏析基本消除。

　　因此，模擬分析結(jié)果確定最優(yōu)均勻化處理制度為工藝1，為進(jìn)一步驗證分析結(jié)果，對兩種工藝制度處理后的7055鋁合金鑄錠的力學(xué)性能、金相組織和電導(dǎo)率進(jìn)行對比。

　　用萬能拉伸試驗機AG-X100KN測試工藝1和工藝2處理后的7055鋁合金鑄錠的力學(xué)性能，結(jié)果見表2。通過表2可以看出，工藝1處理后性能與工藝2的相比，抗拉強度、屈服強度和硬度較低，伸長率較高，有利于后續(xù)的塑性成形加工，使得加工后合金內(nèi)應(yīng)力消除更徹底，組織更均勻。

　　圖4為7055鋁合金鑄錠經(jīng)工藝1和工藝2均勻化處理后不同位置組織形貌?？芍?，兩種均勻化制度處理后組織晶粒大小均勻且組織無過燒。經(jīng)工藝2處理后，鑄錠邊部、心部和中部組織中都存在斷續(xù)分布的第二相，均勻化處理不徹底，如圖4（d）～4（f）所示；經(jīng)工藝1處理后，鑄錠邊部、中部組織中未溶第二相已基本全部回溶于基體，心部組織存在少量第二相，均勻化效果良好，與模擬分析結(jié)果相吻合，如圖4（a）～4（c）所示。

　　分別測試工藝1和工藝2處理后的7055鋁合金鑄錠表面的電導(dǎo)率，測得結(jié)果如下：室溫23 ℃的情況下，工藝1處理后鑄錠電導(dǎo)率為27.4 %IACS，工藝2處理后鑄錠電導(dǎo)率為28.0 %IACS?？芍に?處理后的鑄錠電導(dǎo)率相對更低，即同等條件下，工藝1處理后合金電阻率更大。

　　影響鋁合金電導(dǎo)率的因素主要有合金化程度、固溶程度和組織形貌[15]。本試驗中，因為合金化程度一致，造成電導(dǎo)率不同的因素只有固溶程度和組織形態(tài)，在均勻化過程中，第二相不斷地回溶于鋁基體，回溶的第二相越多則造成基體的過飽和程度越大，過飽和程度越大則對電子的散射能力越大，即電阻率越大。由電導(dǎo)率測試結(jié)果可知，工藝1處理后合金電導(dǎo)率更小，電阻率更大，即過飽和程度相對更大，組織回溶更充分，均勻化效果更明顯。

　　(1) 經(jīng)過工藝1處理后，7055鋁合金鑄錠的抗拉強度、屈服強度、硬度較低，伸長率較高，有利于后續(xù)的塑性成形加工，使得加工后合金內(nèi)應(yīng)力消除更徹底，組織更均勻。

　　(2) 經(jīng)工藝1處理后，7055鋁合金鑄錠邊部、中部組織中未溶第二相絕大部分回溶于基體，心部組織存在少量第二相，回溶更加充分，均勻化效果良好，與模擬分析結(jié)果相吻合。

　　(3) 經(jīng)工藝1處理后，7055鋁合金鑄錠電導(dǎo)率更小，電阻率更大，即過飽和程度相對更大，組織回溶更充分，均勻化效果更明顯。九游官方入口九游官方入口