商寶川, 尹志民, 周 向, 何振波, 林 森

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；2. 東北輕合金有限責(zé)任公司，哈爾濱 150060)

固溶?時(shí)效對(duì)Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金板材組織與性能的影響

商寶川1, 尹志民1, 周 向1, 何振波2, 林 森2

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；2. 東北輕合金有限責(zé)任公司，哈爾濱 150060)

采用力學(xué)性能、電導(dǎo)率測試、金相和電子顯微分析技術(shù)，研究固溶?時(shí)效處理對(duì)Al-Zn-Mg-Sc-Zr鋁合金板材組織與性能的影響。結(jié)果表明：Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金板材的最佳熱處理制度為(470 ℃, 1 h，水淬) + (120 ℃, 24 h)；在此條件下，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率、硬度和電導(dǎo)率分別為587 MPa、564 MPa、8.95%、155HB和34.5%(IACS)；固溶過程中，適當(dāng)提高固溶溫度或延長固溶時(shí)間，合金中過剩相逐漸減少，基體過飽和程度增加；時(shí)效過程中，固溶體析出η′ (MgZn2)和η(MgZn2)相，隨時(shí)效時(shí)間延長，晶內(nèi)析出相η′ 粗化，晶界上平衡相也粗化，與此同時(shí)，晶界無析出帶寬化；合金的高強(qiáng)度來源于微量Sc、Zr引起的亞晶強(qiáng)化、Al3(Sc, Zr)粒子和η′ 相的析出強(qiáng)化。

Al-Zn-Mg合金；固溶；時(shí)效；組織；力學(xué)性能；電導(dǎo)率

俄羅斯全俄輕合金研究院與全俄復(fù)合材料研究院合作，在中強(qiáng)可焊Al-Zn-Mg合金基礎(chǔ)上，復(fù)合添加鈧、鋯開發(fā)了一種新型可焊Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金，它是航空航天工業(yè)一種有發(fā)展前景的高強(qiáng)耐蝕可焊結(jié)構(gòu)材料，還可用作艦船、舟橋、地翼船等的裝甲板[1?3]。 7xxx系合金是典型的時(shí)效強(qiáng)化型合金，同一合金采用不同的固溶時(shí)效處理制度，可使合金的性能產(chǎn)生顯著的差異，而無論是過時(shí)效處理，還是回歸再時(shí)效處理，都是在T6處理基礎(chǔ)上完成的，因此，確定合理的固溶時(shí)效處理制度就變得非常重要。Al-Zn-Mg合金固溶?時(shí)效處理研究已經(jīng)有許多報(bào)道[4?8]。張新明等[4]研究了7A55合金的雙級(jí)固溶處理，采用(450 ℃, 90 min) + (485 ℃, 40 min)的雙級(jí)固溶可以產(chǎn)生足夠高的析出強(qiáng)化效應(yīng)；CINA等[5]研究了7055合金的三級(jí)時(shí)效工藝(RRA)，指出RRA處理在保證合金強(qiáng)度的同時(shí)顯著提高了合金的抗應(yīng)力腐蝕性能；HADJADJ等[6]研究表明，對(duì)Al-Zn-Mg合金較適宜的時(shí)效溫度為120~200℃，其主要強(qiáng)化相為η′ 相。但是，關(guān)于Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金板材固溶時(shí)效處理方面的研究國內(nèi)還鮮見報(bào)道。本文作者以Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金板材為研究對(duì)象，研究固溶?時(shí)效處理對(duì)合金組織性能的影響，旨在為該合金的熱處理工藝優(yōu)化和合金顯微組織研究提供實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)合金采用半連續(xù)鑄造，鑄錠進(jìn)行(350 ℃, 8 h) + (470 ℃, 24 h)雙級(jí)均勻化處理，經(jīng)熱軋?冷軋成3 mm厚的板材。實(shí)驗(yàn)合金的化學(xué)成分如表1所列。

表1 合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of alloys (mass fraction, %)

1.2 合金板材固溶和時(shí)效處理

對(duì)合金板材進(jìn)行DSC分析，得到合金最低共晶點(diǎn)為578 ℃，參考相近成分7xxx系合金固溶?時(shí)效處理工藝規(guī)范[9?10]，選擇固溶溫度為450~490 ℃，固溶時(shí)間為20~100 min，時(shí)效溫度為110~130 ℃，時(shí)效時(shí)間為0~32 h，采用單因素實(shí)驗(yàn)法利用最終時(shí)效態(tài)性能進(jìn)行熱處理效果評(píng)估，依次對(duì)固溶溫度、固溶時(shí)間、時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間4個(gè)影響因素進(jìn)行優(yōu)化。研究合金的固溶?時(shí)效處理方案見表2。

表2 合金固溶?時(shí)效處理方案Table 2 Solution and aging treatments of alloy

1.3 實(shí)驗(yàn)方法

采用HBE?3000硬度計(jì)和D60K數(shù)字金屬測量儀對(duì)不同處理態(tài)合金板材進(jìn)行硬度和電導(dǎo)率測試。板材拉伸力學(xué)性能測試在CSS?44100材料實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度為2 mm/min。為了檢測不同固溶處理?xiàng)l件下平衡相的溶解程度，除光學(xué)金相外，還采用背散射掃描電子成像技術(shù)對(duì)殘留相進(jìn)行觀察。薄膜樣品經(jīng)機(jī)械預(yù)減薄后再雙噴電解減薄，在TECNAIG220電鏡上進(jìn)行透射顯微組織觀察，加速電壓為200 kV。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 固溶處理對(duì)合金板材組織性能的影響

2.1.1 固溶處理溫度和時(shí)間對(duì)合金板材性能的影響

圖1 固溶溫度對(duì)合金板材性能的影響Fig.1 Effect of solution temperature on properties of alloy sheet solution treated for 1 h: (a) Tensile mechanical properties; (b) HB and conductivity

固溶處理溫度和時(shí)間對(duì)合金板材硬度、電導(dǎo)率和拉伸力學(xué)性能的影響見圖1和2。由圖1可見，隨固溶溫度升高，合金硬度、抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度先升后降，伸長率總體來說呈上升趨勢，電導(dǎo)率則單調(diào)下降，可以看出470 ℃固溶效果較好。 由圖2可見，在470℃下固溶時(shí)，隨保溫時(shí)間延長，合金硬度、抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率都先升而后降，電導(dǎo)率則略呈單調(diào)下降趨勢。總體來說，在470 ℃固溶1 h后，合金的綜合性能較好。

2.1.2 固溶處理對(duì)合金板材顯微組織的影響

不同固溶處理后合金板材的背散射電子顯微組織如圖3所示。

圖2 470 ℃下固溶時(shí)間對(duì)合金板材性能的影響Fig.2 Effects of solution time on properties of alloy sheet at 470 ℃: (a) Tensile mechanical properties; (b) HB and conductivity

圖3 不同固溶處理后Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金板材的BSE顯微組織Fig.3 BSE microstructures of Al-Zn-Mg-Sc-Zr alloy sheets after different solution treatments: (a) 450 ℃, 1 h； (b) 470 ℃, 1 h； (c) 490 ℃, 1 h；(d) 470 ℃, 20 min；(e) 470 ℃, 100 min

由圖3可見，隨固溶溫度提高和保溫時(shí)間的延長，合金中殘留相數(shù)量減少。金相分析還表明，當(dāng)固溶溫度升高到490 ℃時(shí)，晶粒粗化現(xiàn)象比較明顯。

2.2 時(shí)效處理對(duì)合金板材組織性能的影響

2.2.1時(shí)效處理對(duì)合金板材性能的影響

時(shí)效處理對(duì)合金板材硬度、電導(dǎo)率和拉伸力學(xué)性能的影響如圖4和5所示。由圖4可見，隨時(shí)效溫度的升高，合金板材硬度和強(qiáng)度先升而后降，伸長率則變化不大，電導(dǎo)率略有提高。由圖5可見：在120 ℃時(shí)效條件下，時(shí)效初期合金的強(qiáng)度和硬度急劇上升；時(shí)效6 h后，合金的強(qiáng)度和硬度緩慢上升；時(shí)效24 h后達(dá)到峰值；繼續(xù)時(shí)效，合金的強(qiáng)度和硬度又隨之下降；隨時(shí)效時(shí)間延長，合金的伸長率單調(diào)下降，而電導(dǎo)率單調(diào)上升。比較而言，對(duì)合金較合適的時(shí)效制度為(120 ℃, 24 h)。在此條件下，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率、硬度和電導(dǎo)率分別為587 MPa、564 MPa、8.95%、155 HB和34.5%(IACS)。

2.2.2時(shí)效處理對(duì)合金板材顯微組織的影響

冷軋、典型固溶和時(shí)效態(tài)合金板材的電子顯微組織如圖6所示。由圖6可見：冷軋態(tài)合金板材中晶粒沿軋制方向延展，晶內(nèi)有大量位錯(cuò)纏結(jié)，在位錯(cuò)不可見的晶粒內(nèi)，可以看到一些粗大條狀平衡相，以及魚眼狀的Al3Sc/Al3Zr粒子(見圖6(a))；固溶處理態(tài)合金，晶內(nèi)位錯(cuò)基本消除，晶粒沿軋制方向呈現(xiàn)出竹節(jié)狀亞晶晶粒結(jié)構(gòu)(見圖6(b))，晶內(nèi)還可以看到大量細(xì)小彌散、與基體共格的Al3(Sc, Zr)粒子(見圖6(c))；在120 ℃時(shí)效條件下，2 h時(shí)效后合金晶內(nèi)的析出相除已有的Al3(Sc, Zr)相粒子外，還有極彌散的η′ (MgZn2)相析出(見圖6(d))；24 h峰時(shí)效態(tài)的合金，晶粒內(nèi)部可見粒度在5~10 nm彌散分布的η′ 相，晶界處有連續(xù)的η相析出(見圖6(e))；120 ℃時(shí)效32 h后，晶內(nèi)η′ 相逐漸粗化，晶界處出現(xiàn)不連續(xù)粗大的η相，同時(shí)出現(xiàn)無沉淀析出帶(見圖6(f))。

圖4 時(shí)效溫度對(duì)合金板材性能的影響Fig.4 Effect of aging temperature on properties of alloy sheets: (a) Tensile mechanical properties; (b) HB and conductivity

圖5 120 ℃時(shí)效條件下時(shí)效時(shí)間對(duì)合金板材性能的影響Fig.5 Effect of aging time on properties of alloy sheets aged at 120 ℃: (a) Tensile mechanical properties; (b) HB and conductivity

圖6 Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金板材不同熱處理狀態(tài)下的TEM像Fig.6 TEM images of Al-Zn-Mg-Sc-Zr alloy under different heat treat conditions: (a) Cold rolling; (b), (c) Solution; (d) Underaged at 120 ℃ for 2 h; (e) Peak aged at 120 ℃ for 24 h; (f) Overaged at 120 ℃ for 32 h

3 分析與討論

3.1 冷軋態(tài)合金板材的組織與性能

冷軋態(tài)合金中，晶內(nèi)出現(xiàn)很密集的因冷軋硬化形成的位錯(cuò)纏結(jié)。晶內(nèi)還可以看到粗大的平衡相η相和魚眼狀的Al3Sc/Al3Zr粒子，平衡相是熱軋后冷卻過程中形成的，Al3(Sc, Zr)粒子則是鑄錠均勻化過程中析出的。由于Al3(Sc, Zr)粒子熱穩(wěn)定性高，熱軋和固溶過程中并未回溶，但因?yàn)槔滠堖^程晶格發(fā)生畸變，它與基體的共格關(guān)系受到干擾，共格襯度未能顯示。

3.2 固溶處理對(duì)合金板材組織與性能的影響

固溶處理的主要目的是要使冷軋板材中粗大的第二相盡可能地溶入到基體，提高溶質(zhì)原子在基體中的固溶度，進(jìn)而增加時(shí)效過程中的相變驅(qū)動(dòng)力，以便時(shí)效過程中析出盡可能多的第二相。與此同時(shí)，還必須控制固溶過程中的晶粒長大。

固溶處理過程中，位錯(cuò)受熱激活發(fā)生滑移和攀移形成了沿軋制方向排列的竹節(jié)狀亞晶結(jié)構(gòu)。同時(shí)由于位錯(cuò)應(yīng)力場的消失，Al3(Sc, Zr)粒子的共格特性顯示出來，所以固溶態(tài)合金中可見到冷軋態(tài)合金中沒見到的大量彌散分布、與基體共格的Al3(Sc, Zr)粒子。由于Sc和Zr的加入，金相分析表明，固溶態(tài)合金板材晶粒仍保持纖維狀，并未發(fā)生再結(jié)晶現(xiàn)象。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，當(dāng)合金的固溶溫度較低(450 ℃, 1 h)或固溶時(shí)間過短(470 ℃, 20 min)時(shí)，合金中殘留的第二相比較多(見圖3(a)和(d))，說明固溶不徹底，固溶強(qiáng)化效果沒有充分發(fā)揮，合金的強(qiáng)度比較低。提高固溶溫度或延長固溶時(shí)間，殘留第二相減少，固溶后基體的過飽和度增大，時(shí)效后第二相析出就多，合金的硬度和強(qiáng)度提高。但是，當(dāng)固溶溫度升高到490 ℃或延長470 ℃固溶時(shí)間至100 min，雖然合金中殘留相會(huì)進(jìn)一步減少，但合金晶粒會(huì)長大，所以合金的強(qiáng)度又隨之下降。因此，對(duì)合金板材合適的固溶處理工藝為(470 ℃, 1 h)固溶水淬。

3.3 時(shí)效處理對(duì)合金板材組織與性能的影響

Sc和Zr的添加只影響其時(shí)效動(dòng)力學(xué)，而不影響合金的沉淀析出序列[11]，Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金與一般的Al-Zn-Mg合金一樣，過飽和固溶體分解依次析出GP區(qū)、η′ (MgZn2)和η(MgZn2) 平衡相。但有關(guān)Al-Zn-Mg的T6態(tài)合金時(shí)效強(qiáng)化機(jī)制，至今還沒有定論，一些學(xué)者認(rèn)為[12]，主要的強(qiáng)化相是GP區(qū)；另一些學(xué)者認(rèn)為[13]，基體組織中出現(xiàn)GP區(qū)和η′ 相時(shí)合金的強(qiáng)度最高；還有一些學(xué)者認(rèn)為[14?15]，主要強(qiáng)化相是η′，而不是GP區(qū)。

本實(shí)驗(yàn)條件下，(120 ℃, 2 h)欠時(shí)效的合金中就可以觀察到粒狀的η′ 相，強(qiáng)度峰值出現(xiàn)在24 h，主要析出相依然是η′ 相。欠時(shí)效階段合金中析出η′ 相，這種相與基體半共格，位錯(cuò)與粒子的交互作用以切割為主，其強(qiáng)化效應(yīng)隨質(zhì)點(diǎn)體積分?jǐn)?shù)和尺寸的增大而增大；當(dāng)時(shí)效時(shí)間為24 h時(shí)，彌散分布的η′ 相長大至5~10 nm，晶界處出現(xiàn)連續(xù)的η相，合金強(qiáng)度達(dá)到峰值；隨著時(shí)效時(shí)間的繼續(xù)延長，晶內(nèi)析出相η′ 粗化，η′ 相與基體的半共格關(guān)系逐漸喪失，位錯(cuò)與粒子的交互作用轉(zhuǎn)變?yōu)槔@過機(jī)制，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用逐漸降低。與此同時(shí)，晶界一部分η′ 相轉(zhuǎn)化為粗大不連續(xù)的η相，并形成逐漸寬化的無沉淀析出帶，合金強(qiáng)度下降出現(xiàn)過時(shí)效。因此，合金板材合宜的時(shí)效處理工藝為(120 ℃, 24 h)時(shí)效，其主要強(qiáng)化相是η′ 相。

4 結(jié)論

1) 提高固溶溫度或延長固溶時(shí)間，Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金板材中過剩相逐漸減少，基體過飽和程度增加；時(shí)效過程中，固溶體析出η′ 和η相，主要時(shí)效強(qiáng)化相為η′ 相，隨時(shí)效時(shí)間的延長，晶內(nèi)析出相η′ 粗化，晶界上出現(xiàn)逐漸粗化和寬化的平衡相和無沉淀析出帶。

2) Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金板材最佳固溶?時(shí)效制度為(470 ℃, 1 h, 水淬) + (120 ℃, 24 h)。在此條件下，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率、硬度和電導(dǎo)率分別為587 MPa、564 MPa、8.95%、155 HB和34.5%(IACS)。

3) 合金的高強(qiáng)度來源于微量Sc、Zr引起的亞晶強(qiáng)化、Al3(Sc, Zr)粒子和η′ 相的析出強(qiáng)化。

REFERENCES

[1]YIN Zhi-min, JIANG Feng, PAN Qing-lin. Microstructures and mechanical properties of Al-Mg and Al-Zn-Mg based alloys containing minor scandium and zirconium[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2003, 13(3): 515?520.

[2]肖亞慶, 謝水生, 劉靜安, 王 濤. 鋁加工技術(shù)實(shí)用手冊(cè)[M].北京:冶金工業(yè)出版社, 2005: 176?177. XIAO Ya-qing, XIE Shui-sheng, LIU Jing-an, WANG Tao. Aluminum technology practical handbook[M]. Beijing: Metallurgical Industry Press, 2005: 176?177.

[3]尹志民, 潘青林, 姜 峰, 李漢廣. 鈧和含鈧合金[M]. 長沙:中南大學(xué)出版社, 2007: 440?470. YIN Zhi-min, PAN Qing-lin, JIANG Feng, LI Han-guang. Scandium and its alloys[M]. Changsha: Central South University Press, 2007: 440?470.

[4]張新明, 黃振寶, 劉勝膽, 劉文輝, 張 翀, 杜 予. 雙級(jí)固溶處理對(duì)7A55鋁合金組織與力學(xué)性能的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2006, 16(9): 1527?1533. ZHANG Xin-ming, HUANG Zhen-bao, LIU Sheng-dan, LIU Wen-hui, ZHANG Chong, DU Yu. Effects of two stage solution on microstructures and mechanical properties of 7A55 aluminum alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2006, 16(9): 1527?1533.

[5]CINA B. Reducing the susceptibility of alloy, particularly aluminum alloys to stress corrosion cracking. US13856584[P]. 1974-12-24.

[6]HADJADJ L, AMIRA R, HAMANA D, MOSBAH A. Characterization of precipitation and phase transformations in Al-Zn-Mg alloy by the differential dilatometry[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2008, 462(1/2): 279?283.

[7]FANG S F, WANG M P, SONG M. An approach for the aging process optimization of Al-Zn-Mg-Cu series alloys[J]. Materials and Design, 2009, 30(7): 2460?2467.

[8]BOBBY KANNAN M, RAJA V S. In fl uence of heat treatment and scandium addition on the electrochemical polarization behavior of Al-Zn-Mg-Cu-Zr alloy[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2007, 38 (11): 2843?2852.

[9]蹇海根, 姜 鋒, 官迪凱, 張 茜. 固溶處理對(duì)7B04鋁合金組織和性能的影響[J]. 材料熱處理學(xué)報(bào), 2007, 28(3): 36?51. JIAN Hai-gen, JIANG Feng, GUAN Di-kai, ZHANG Qian. Effect of solution treatment on microstructure and properties of 7B04 aluminum alloy[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2007, 28(3): 36?51.

[10]劉元斐. 熱處理對(duì)含Sc的Al-Zn-Mg-Mn-Zr合金組織與性能的影響[D]. 長沙: 中南大學(xué), 2006. LIU Yuan-fei. Effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of Al-Zn-Mg-Mn-Zr containing scandium[D]. Changsha: Central South University, 2006.

[11]李文斌, 潘清林, 劉俊生, 劉曉艷, 郭昀抒, 張新明. 含Sc超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金的回歸再時(shí)效處理制度[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2009, 19(9): 1533?1538. LI Wen-bin, PAN Qing-lin, LIU Jun-sheng, LIU Xiao-yan, GUO Yun-shu, ZHANG Xin-ming. Optimum retrogression and reaging heat treatment of super-high strength Al-Zn-Mg-Cu-Zr alloy containing Sc[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2009, 19(9): 1533?1538.

[12]谷亦杰, 林建國, 張永剛, 陳昌麒. 回歸再時(shí)效( RRA)處理對(duì)7050 鋁合金的影響[J]. 金屬熱處理, 2001(1): 31?35. GU Yi-jie, LIN Jian-guo, ZHANG Yong-gang, CHEN Chang-qi. Effect of RRA treatment on microstructures of 7050 aluminium alloy[J]. Heat Treatment of Metals, 2001(1): 31?35.

[13]SENKOV O N, SHAGIEV M R, SENKOVA S V, MIRACLE D B. Precipitation of Al3(Sc, Zr) particles in an Al-Zn-Mg -Cu-Sc-Zr alloy during conventional solution heat treatment and its effect on tensile properties[J]. Acta Materialia, 2008, 56 (15): 3723?3738.

[14]DESCHAMPS A, TEXIERB G, RINGEVAL S, DELFAUT-DURUT L. In fl uence of cooling rate on the precipitation microstructure in a medium strength Al-Zn-Mg alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2009, 501(1/2): 133?139.

[15]DUMONT M, LEFEBVRE W, DOISNEAU-COTTIGNIES B, DESCHAMPS A. Characterisation of the composition and volume fraction ofη′ andηprecipitates in an Al-Zn-Mg alloy by a combination of atom probe, small-angle X-ray scattering and transmission electron microscopy[J]. Acta Materialia, 2005, 53(10): 2881?2892.

(編輯 何學(xué)鋒)

Effects of solution and aging on microstructure and properties of Al-Zn-Mg-Sc-Zr alloy sheet

SHANG Bao-chuan1, YIN Zhi-min1, ZHOU Xiang1, HE Zhen-bo2, LIN Sen2
(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China; 2. Northeast Light Alloy Co., Ltd., Harbin 150060, China)

The effects of solution and aging treatment on the microstructure and mechanical properties of Al-Zn-Mg-Sc-Zr aluminum alloy sheet were studied by hardness, tensile tests, electric conductivity measurement, optical microscopy and electronic microscopy. The results show that, the appropriate heat-treatment regime of Al-Zn-Mg-Sc-Zr aluminum alloy sheet is solution treated at 470 ℃ for 1 h and water quenching, and then aged at 120 ℃ for 24 h. Under this condition, the mechanical properties ofσb,σ0.2andδ5, the hardness and conductivity reach 587MPa, 564 MPa, 8.95%, 155HB and 34.5%(IACS), respectively. As the increases of the solution temperature and time, the major remainders disappear gradually and the strength of the alloy is improved. During the aging process,η′ andηphases precipitate from the solid solution, with the increase of the aging time, theη′ andηphases are both coarsened, and so as the precipitate free zone(PFZ). The high strength is mainly due to the subgrain strengthening caused by the addition of Sc and Zr, the Al3(Sc, Zr) particles and the precipitation ofη′ phase.

Al-Zn-Mg alloy; solid solution; aging; microstructure; mechanical property; electric conductivity

TG146.2

A

國家民口配套項(xiàng)目(JPPT-115-2-948 )

2009-10-22；

2010-04-02

尹志民，教授，博士； 電話: 0731-88830262；E-mail: zmyin@163.com

1004-0609(2010)11-2063-07