馮朝輝， 王少華， 臧金鑫， 張顯峰， 孫 剛， 陸 政， 龔 彭

（北京航空材料研究院，北京 100095）

Al-Zn-Mg-Cu系可熱處理強化型鋁合金，因其具有高的比強度和良好的加工性能等優(yōu)點而廣泛應用于航空及軍事領域［1～4］。隨著航空事業(yè)的快速發(fā)展，以及復合材料和鈦合金等先進材料的挑戰(zhàn)，對鋁合金性能的要求也在不斷提高，材料需要具備更高的強度，良好的強韌匹配和抗應力腐蝕性能。因此，新型高強鋁合金的主元素含量（尤其是鋅元素）在逐漸提高，相應熱處理制度的優(yōu)化也一直是各國學者研究的重點［5～8］。峰值時效處理雖然可以獲得很高的強度，但是服役過程存在嚴重的腐蝕開裂問題，限制了合金的應用。雙級過時效處理，包括低溫預時效和高溫終時效兩個階段，通過調整合金晶內和晶界沉淀相尺寸、種類和分布，從而在強度降低不多的條件下獲得良好的韌性和抗應力腐蝕性能［7～9］。

雙級時效工藝研究通常是通過正交試驗的方法研究第一級和第二級時效溫度和時間對合金硬度、電導率及拉伸性能的影響，最終確定時效工藝參數（預時效的溫度T1和時間t1，終時效的溫度T2和時間t2）。實驗量大，周期長，結果誤差也較大。GP區(qū)存在兩個溫度點TC和TV，在TC點以上GP區(qū)不能形核，在TV點以下可以不依靠空位濃度均勻形核。而GP區(qū)在TV和TC溫度區(qū)間內是否能均勻形核則依靠基體內的空位濃度［10］。淬火過程冷卻速率的快慢直接影響基體內空位濃度的大小，從而影響到GP區(qū)形核的數量。尤其是對于大厚板和鍛件，中心部位由于冷卻速率慢而減少了空位的濃度，在隨后的時效過程中會減少沉淀強化相的析出數量，影響強化效果。較準確測定鋁合金的TV和TC可以幫助選取適宜的第一級和第二級時效溫度，得到優(yōu)異的綜合性能。

本工作針對一種新型超高強Al-Zn-Mg-Cu合金，采用測量GP區(qū)形核臨界溫度TV和TC的方法，確定一、二級時效溫度T1及T2，通過研究一、二級時效時間對拉伸性能的影響，確定一、二級時效時間，從而縮短了實驗量和實驗周期。

1 實驗材料與方法

實驗材料采用厚度為40mm的Al-9.4Zn-2.1 Mg-1.8Cu合金擠壓帶板，合金的名義化學成分見表1。

表1 Al-Zn-Mg-Cu合金擠壓帶板化學成分范圍（質量分數/%）Table 1 Chemical composition of Al-Zn-Mg-Cu alloy extruding plate（mass fraction/%）

Al-Zn-Mg-Cu合金擠壓帶板經475℃/2h固溶后淬火，再進行約2%的預拉伸。首先通過硬度法確定實驗合金的GP區(qū)形核臨界TV和TC，再進行雙級時效工藝的研究，最終通過合金的力學拉伸性能確定適宜的工藝參數，并進一步測試了合金在該熱處理制度下的斷裂韌度和抗應力腐蝕等性能。

拉伸試樣分別沿L向和LT向截取，加工成φ5mm的拉伸試棒，拉伸性能在WDW-100kN試驗機上進行測試。硬度測試在HB-3000B-I布氏硬度計上進行。電導率測試在SIGMASCOPE SMP10型電導儀上進行。顯微組織采用萊卡MEFS型多功能金相顯微鏡觀察。在島津JSM-M5600LN型掃描電鏡（SEM）上觀察顯微組織和拉伸斷口形貌。透射電鏡（TEM）觀察在JEM-2010型透射電鏡上進行，加速電壓為200kV。

2 實驗結果與分析

2.1 固溶組織

圖1為Al-Zn-Mg-Cu合金擠壓帶板固溶處理后的三維光學顯微組織，固溶處理后的合金晶粒組織發(fā)生了部分再結晶，大部分晶粒仍保持著拉長的晶粒組織，組織內存在部分未溶的第二相粒子。

圖1 Al-Zn-Mg-Cu合金擠壓帶板三維光學顯微組織照片Fig.1 Three-dimensional optical micrograph of Al-Zn-Mg-Cu alloy extruding plate

2.2 溫度TV和TC的測定

根據溫度TV和TC的定義，本研究采用硬度法測定實驗合金TV和TC的數值。取硬度試樣若干，在475℃固溶0.5h后，一部分試樣采用空冷至室溫，用于溫度TV的測定;另外試樣采用室溫水淬，用于溫度TC的測定。經過室溫停放24h后，空冷的試樣分別在110～150℃進行單級時效處理，測定每個溫度時效曲線的峰值硬度，如圖2a所示。而水淬的試樣，室溫停放24h后在140～190℃進行單級時效處理，各個溫度下合金的峰值硬度如圖2b所示。合金空冷試樣的硬度峰值均小于水冷試樣的硬度值，這是因為合金在不同冷卻條件下的顯微組織不同。在空冷的過程中，合金的冷卻速率較慢，基體中的部分合金元素在緩冷過程中以第二相形式析出（如圖3a和b），而沒有保持合金固溶時的過飽和狀態(tài)，所以在時效過程中起到強化作用的沉淀相較少，合金的硬度和強度降低。合金在水冷的過程中，由于冷卻速率較快而沒有機會析出較粗大的第二相粒子（如圖3c），所以合金保持了高度過飽和狀態(tài)，有利于時效過程中的強化。表2為合金在不同冷卻條件下組織內未溶相和析出第二相的化學成分，能譜分析顯示他們均為含Al和Cu元素的MgZn2相，即（Mg（Zn，Cu，Al）2相）?？绽湓嚇拥挠捕确逯翟?30～140℃區(qū)間出現大幅降低（如圖2a），這主要是因為溫度在140℃以上時，合金沉淀相（GP區(qū)）形核就需要基體內具有一定空位數量，從而可確定實驗合金的TV在溫度區(qū)間130～140℃。水冷試樣的硬度峰值降低出現在170～180℃區(qū)間（如圖2b），因此，TC的溫度區(qū)間為170～180℃。

圖2 不同冷卻介質淬火后合金時效硬度峰值分布圖（a）空冷;（b）水冷Fig.2 Peak hardness of alloy after aging in different quenching condition（a）air cooling;（b）water cooling

圖3 不同冷卻介質淬火后合金顯微組織的SEM圖 （a），（b）空冷;（c）水冷Fig.3 SEM images of peak hardness of microstructure in the alloy after aging in different quenching condition（a），（b）air cooling;（c）water cooling

表2 圖3所示合金粒子的成分分析（原子分數/%）Table 2 Compound compositions of particles in Fig.3（atom fraction/%）

2.3 雙級時效工藝研究

如果溫度稍低于TV時效一定時間，GP區(qū)也可均勻形核，而且在一定時間后隨著GP區(qū)尺寸增大，GP區(qū)可以在更高的溫度穩(wěn)定存在，因此一級預時效溫度要低于TV。在二級終時效過程中，當時效溫度高于TC時，GP區(qū)不僅不能形核，而且中小尺寸GP區(qū)回溶，合金強度快速下降。為了保證合金中GP區(qū)能均勻形核，通過一二級時效協(xié)調獲得優(yōu)良的強度/韌度綜合性能匹配，雙級時效過程中一級時效和二級時效的溫度應分別低于TV和TC點 5℃到10℃，即一級時效溫度確定為7XXX系常用溫度120℃（低于 130℃），二級時效溫度確定為165℃（低于170℃）。為了確定一級時效和二級時效的時間，取板材LT向拉伸試樣在120℃分別時效4h，6h和12h，然后在165℃時效2～18h，不同一級時效時間下，新型合金屈服強度隨二級時效時間的變化如圖4所示。圖4a給出了合金不同時效狀態(tài)下的伸長率，合金的伸長率隨二級時效時間的延長而升高，一級時效時間為12h的合金的伸長率稍好。但合金在時效8h時，一級時效時間為4h和12h的合金伸長率基本相當。圖4b表明合金在第二級終時效過程中，合金的屈服強度隨著時效時間的增加而降低。當二級時效時間為8h時，合金的屈服強度非常穩(wěn)定，集中在540MPa左右，基本不受一級預時效時間的影響，所以該制度可確保合金具有穩(wěn)定的性能。所以綜合考慮合金的強韌匹配和工業(yè)生產的成本，120℃/4h+165℃/8h為優(yōu)選的雙級時效制度。

圖4 合金在不同雙級時效時間的拉伸性能圖 （a）伸長率;（b）屈服強度Fig.4 Tensile properties of Al-Zn-Mg-Cu alloy after various two-step aging treatment （a）elongation;（b）yield strength

為了驗證這一雙級時效制度的可靠性，試樣在475℃固溶2.0 h后水淬，選定一級時效制度為120℃/4h，二級時效溫度為150～180℃，二級時效時間為6～34h對試樣進行時效，合金在不同二級時效制度下的硬度和電導率曲線如圖5所示。當合金的二級時效溫度在150～160℃時，合金的硬度保持在較高的數值，但是合金的電導率偏低，這樣合金的抗應力腐蝕性能不好。而二級時效溫度提高到170～180℃時，合金的硬度隨時效時間的延長迅速下降，亦證明合金GP區(qū)形核臨界溫度TC在170～180℃是合理的。綜合考慮合金的硬度和電導率關系，確定合金在二級時效溫度為165℃時效8h后，具有較好的強度和抗應力腐蝕性能（電導率表征）。合金經過120℃/4h+165℃/8h時效后的拉伸性能、斷裂韌度和電導率如表3所示。

圖5 合金不同二級時效溫度的時效曲線（a）硬度;（b）電導率Fig.5 Aging curves of the alloy at different second aging temperatures（a）hardness;（b）electrical conductivity

表3 Al-Zn-Mg-Cu合金雙級時效的力學性能Table 3 Mechanical properties of Al-Zn-Mg-Cu alloy after two-step aging treatment

2.4TEM 組織

圖6為合金經過120℃/4h+165℃/8h雙級時效后的TEM照片，照片均是在＜011＞Al帶軸下得到的。合金晶內存在棒狀和圓形兩種形態(tài)的沉淀相，而且主要以棒狀沉淀相為主，尺寸從幾個納米到十幾個納米不等（如圖6a）。晶界沉淀相粗化嚴重，呈棒狀，尺寸60～80nm，沿著晶界斷續(xù)分布。晶界附近存在明顯的晶界無析出帶（PFZ），寬度約50nm，過時效現象明顯（如圖6b）。＜011＞Al帶軸下的衍射斑點花樣如圖6c所示，可以發(fā)現在1/3{02}，2/3{02}的位置出現了η'相的衍射花樣，在近2/3{02}處有η相的衍射斑，說明此時晶內沉淀相主要為與基體半共格的η'相和非共格的η相，并且η'相數量居多［6，11］。另外，在 ＜011 ＞Al帶軸下有斑點占據了{100}和{01}的位置，經分析可知為Al3Zr相的衍射斑點［12］，Al3Zr相是鑄錠均勻化過程中析出的彌散相。

圖7為合金經過120℃/4h+165℃/8h雙級時效后的SEM照片，L向拉伸斷口主要為穿晶韌窩型斷裂方式，韌窩特征明顯（如圖7a，b），LT向為沿晶剪切和韌窩型斷裂方式，韌性低于L向（如圖7c，d）。

圖6 合金在120℃/4h+165℃/8h時效的TEM照片（a）晶內;（b）晶界;（c）＜011＞AlSADPFig.6 TEM images of alloy after aging of 120℃/4h+165℃/8h（a）matrix;（b）grain boundary;（c）＜011＞AlSADP

圖7 合金在120℃/4h+165℃/8h時效后的拉伸斷口圖片 （a），（b）L向;（c），（d）LT向

Fig.7 TEM images of alloy after aging of 120℃ /4h+165℃ /8h（a），（b）L orientation;（c），（d）LT orientation

3 結論

（1）經測試可知，新型合金的GP區(qū)臨界溫度TV在130～140℃之間，TC的溫度在170～180℃之間。因此，該合金的一級時效溫度可確定為120℃，二級時效溫度可確定為165℃。

（2）通過研究第一級和第二級時效時間對合金拉伸性能的影響，優(yōu)選新型合金擠壓帶板的雙級時效制度為:120℃/4h+165℃/8h。此時，合金L向的抗拉強度、屈服強度、伸長率、斷裂韌度和電導率分別為 617MPa，590MPa，13.5%，4 1 .6MPa和39.1%IACS。實驗結果證明，該合金是一種綜合性能優(yōu)良的雙級時效600MPa級鋁合金。

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