楊 濤，葉凌英，劉勝膽，單朝軍，王國瑋，陳 敏，鄧運(yùn)來，張新明

預(yù)時(shí)效對7020鋁合金組織與性能的影響

楊 濤1,2，葉凌英1,2，劉勝膽1,2，單朝軍1,2，王國瑋1,2，陳 敏1,2，鄧運(yùn)來1,2，張新明1,2

(1.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南長沙，410083；2.中南大學(xué)輕合金研究院，湖南長沙，410083)

采用維氏硬度(HV)、電導(dǎo)率測試(EC)、掃描電鏡(SEM)、透射電鏡(TEM)、室溫拉伸、沖擊韌性實(shí)驗(yàn)研究預(yù)時(shí)效對7020鋁合金組織與性能的影響。研究結(jié)果表明：合金經(jīng)470℃固溶1 h后進(jìn)行65℃預(yù)時(shí)效處理，與直接雙級時(shí)效對比，合金的拉伸性能隨預(yù)時(shí)效時(shí)間的延長而逐漸上升；65℃/168 h+90℃/8 h+160℃/26 h的抗拉強(qiáng)度為355.9MPa，屈服強(qiáng)度為290.5MPa，伸長率為16.3%，維氏硬度為120.9，電導(dǎo)率為22.4MS/m；直接雙級時(shí)效時(shí)，抗拉強(qiáng)度為320.4MPa，屈服強(qiáng)度為256.7MPa，伸長率為17.6%；維氏硬度為103.5，電導(dǎo)率為21.9MS/m；合金經(jīng)470℃固溶1h后進(jìn)行65℃預(yù)時(shí)效處理時(shí)，沿?cái)D壓方向和垂直擠壓方向沖擊吸收功分別為52.1 J和45.9 J；直接雙級時(shí)效時(shí)，沿?cái)D壓方向和垂直擠壓方向沖擊吸收功分別為43.5 J和38.8 J；時(shí)效析出相隨預(yù)時(shí)效時(shí)間的延長在晶內(nèi)、晶界越來越細(xì)小彌散，晶界析出相斷續(xù)分布。

7020鋁合金；預(yù)時(shí)效；拉伸性能；沖擊韌性；顯微組織

鋁合金因密度低、強(qiáng)度高、導(dǎo)熱導(dǎo)電性和耐蝕性強(qiáng)及容易加工等優(yōu)良性能而成為交通運(yùn)輸中理想的輕質(zhì)高強(qiáng)材料。近年來，我國高鐵事業(yè)發(fā)展迅猛，迫切需求國產(chǎn)鋁制材料具有良好綜合性能。7020鋁合金為Al-Zn-Mg(7×××)系中高強(qiáng)鋁合金，主要滿足于地鐵列車及大型豪華汽車的大型薄壁、高精度復(fù)雜實(shí)心和空心型材需求[1?2]。作為7×××系可熱處理強(qiáng)化合金，適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に囀瞧浍@得良好綜合性能的重要途徑。ENJO等[3?6]對7020鋁合金進(jìn)行了研究，但主要集中于焊接性能和抗應(yīng)力腐蝕性能方面。近年來，人們針對該合金有關(guān)的熱處理工藝進(jìn)行了研究，其有關(guān)的時(shí)效熱處理主要有自然時(shí)效、單級時(shí)效和雙級時(shí)效等[7?9]。T6I6(斷續(xù)時(shí)效)能使材料強(qiáng)度高達(dá)430MPa，其抗應(yīng)力腐蝕性能比T73和RRA的弱，與T6的相當(dāng)，但該熱處理工藝繁瑣，耗時(shí)長[10]。據(jù)文獻(xiàn)[7]，7020鋁合金經(jīng)固溶?淬火和自然時(shí)效后，其強(qiáng)度高達(dá)400 MPa，但該工藝下合金材料對應(yīng)力腐蝕開裂極其敏感，這說明采用這種熱處理工藝后并不能保證合金具有很好的綜合力學(xué)性能。與7000系列中其他大多數(shù)合金不同的是，7020鋁合金板材的時(shí)效制度主要是T4態(tài)(自然時(shí)效)，而在工業(yè)生產(chǎn)應(yīng)用中的7020擠壓型材的時(shí)效制度主要是T5態(tài)，即擠壓成型后先自然停放1周以上再進(jìn)行后續(xù)人工時(shí)效處理，生產(chǎn)周期長。本文通過在傳統(tǒng)人工時(shí)效前于65℃進(jìn)行短時(shí)間預(yù)時(shí)效，采用硬度、電導(dǎo)率、掃描電鏡、透射電鏡分析、常溫拉伸性能測試以及沖擊韌性實(shí)驗(yàn)等研究該熱處理工藝對7020合金的力學(xué)性能與微觀組織的影響機(jī)理，以便為優(yōu)化該合金熱處理工藝提供依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所用材料為7020鋁合金擠壓型材，其化學(xué)成分見表1。熱處理制度為470℃/1 h固溶熱處理，經(jīng)室溫水淬火(轉(zhuǎn)移時(shí)間小于3 s)后立即進(jìn)行65℃預(yù)時(shí)效，再進(jìn)行90℃/8 h+160℃/(0～26 h)雙級時(shí)效。室溫拉伸試樣是按國標(biāo)GB/T 228.1—2010規(guī)定進(jìn)行加工制作。試樣從擠壓型材上沿?cái)D壓方向切取，試樣平行區(qū)標(biāo)距長度為40mm，平行區(qū)寬度為10mm，厚度為3mm，每組取3個(gè)平行樣經(jīng)過相應(yīng)的時(shí)效制度處理后在CRIMS拉伸機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速率控制在2mm/min。每組實(shí)驗(yàn)有效結(jié)果取自3個(gè)平行樣拉伸性能的平均值。

電導(dǎo)率測試按測試標(biāo)準(zhǔn)取樣并在D60K數(shù)字金屬電導(dǎo)率測量儀上完成，硬度利用數(shù)顯小負(fù)荷維氏硬度儀進(jìn)行測試，統(tǒng)一加載載荷為30N，加載時(shí)間為15 s，取5個(gè)點(diǎn)的平均值作為實(shí)驗(yàn)有效結(jié)果。沖擊韌性U型缺口試樣按國標(biāo)GB/T 229—2007“金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法”從擠壓型材上沿?cái)D壓方向和垂直擠壓方向切取，在CBD?300擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)上完成沖擊實(shí)驗(yàn)，取3組平行樣沖擊性能的平均值作為實(shí)驗(yàn)有效結(jié)果。使用FEIQuanta?200型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察樣品斷口形貌。透射電鏡(TEM)分析在TECNAIG 220型透射電鏡上進(jìn)行，加速電壓為200 kV。TEM薄片試樣先采用機(jī)械減薄至0.1mm后，再采用MTP?1雙噴電解減薄儀制備。電解時(shí)溶液配比為18% HNO3+82%CH3OH(體積分?jǐn)?shù))上減薄至出現(xiàn)微孔，溫度控制在?35～?25℃。

表1 實(shí)驗(yàn)所用7020鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab le 1 Chem ical composition of investigated 7020 aluminum alloy%

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 維氏硬度

7020鋁合金在65℃預(yù)時(shí)效及后續(xù)雙級時(shí)效階段的硬化曲線分別見圖1和圖2。從圖1可看出：合金的維氏硬度在65℃預(yù)時(shí)效制度下隨時(shí)效時(shí)間的延長而上升；在時(shí)效初期，硬度上升較快，20 h后維氏硬度上升趨勢逐漸減緩，在120 h為123.0，此后合金的維氏硬度上升更緩慢，在168 h達(dá)127.7，仍表現(xiàn)上升趨勢。從圖2可見：隨著時(shí)效時(shí)間延長，合金的維氏硬度均表現(xiàn)為先上升后下降；固溶淬火后直接進(jìn)行雙級時(shí)效實(shí)驗(yàn)組試樣在6 h左右達(dá)到峰值，隨后緩慢下降，在26 h維氏硬度為103.5，而經(jīng)過預(yù)時(shí)效72 h和168 h處理后再進(jìn)行雙級時(shí)效時(shí)，合金維氏硬度則在3～5 h內(nèi)達(dá)到峰值，在5～12 h內(nèi)緩慢下降，在14 h后下降幅度加大，在26 h時(shí)分別為116.1和120.9。合金在后續(xù)雙級時(shí)效時(shí)，維氏硬度隨預(yù)時(shí)效時(shí)間增加而上升；在預(yù)時(shí)效時(shí)間不同的后續(xù)雙級時(shí)效中，合金經(jīng)65℃/168 h預(yù)時(shí)效時(shí)，維氏硬度上升趨勢比預(yù)時(shí)效65℃/72h的明顯，預(yù)時(shí)效8 h后維氏硬度下降比預(yù)時(shí)間72 h的下降速度緩慢；合金試樣從低溫轉(zhuǎn)移到160℃高溫后，維氏硬度表現(xiàn)為先下降后上升再緩慢下降的趨勢，在材料內(nèi)部低溫時(shí)析出的GP區(qū)原子開始階段發(fā)生回溶，以η相和η′相析出[11?12]；隨著時(shí)效繼續(xù)，析出相越來越多，合金維氏硬度上升，達(dá)到峰值后，析出相慢慢減少，尺寸開始增大，維氏硬度表現(xiàn)為緩慢下降，最后趨于穩(wěn)定。

圖1 合金在65℃預(yù)時(shí)效時(shí)的時(shí)效硬化曲線Fig.1 Age hardening curve of 7020 alum inium alloy pre-aged at65℃

圖2 合金經(jīng)65℃不同時(shí)間預(yù)時(shí)效再經(jīng)雙級時(shí)效的硬化曲線Fig.2 Agehardening curvesof 7020 alum inum alloy aged at 65℃for different timeand followed by two-step aging treatment

2.2 電導(dǎo)率

7020鋁合金電導(dǎo)率在65℃預(yù)時(shí)效階段及后續(xù)雙級時(shí)效制度下隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線分別如圖3和圖4所示。從圖3可以看出：合金的電導(dǎo)率在預(yù)時(shí)效階段隨著時(shí)效進(jìn)行表現(xiàn)為先上升到某一值后上下波動(dòng)；剛開始65℃預(yù)時(shí)效時(shí)為17.5 MS/m，到168時(shí)為20.5MS/m。從圖4可知：經(jīng)過65℃不同預(yù)時(shí)效后(時(shí)效時(shí)間分別為0，72，168 h)，合金的電導(dǎo)率變化趨勢大體一致；電導(dǎo)率的上升速度與時(shí)效制度有直接聯(lián)系，在雙級時(shí)效的第2級時(shí)效(160℃)過程中，經(jīng)65℃(72 h和168 h)預(yù)時(shí)效，合金的電導(dǎo)率隨著時(shí)效時(shí)間的延長呈現(xiàn)先急速上升后緩慢增加的趨勢；固溶淬火后直接進(jìn)行雙級時(shí)效65℃(0 h)，合金的電導(dǎo)率在剛開始時(shí)效時(shí)為18.4MS/m，26 h時(shí)增加至21.9MS/m，在14 h前上升趨勢比65℃(72 h和168 h)時(shí)的弱，但14 h后電導(dǎo)率上升速率相對增大；合金在65℃(72 h和168 h)預(yù)時(shí)效后雙級時(shí)效時(shí)的電導(dǎo)率變化趨勢雖大體一致，但預(yù)時(shí)效65℃/72 h的上升幅度比65℃/168 h的大。結(jié)合圖2所示結(jié)果可知：在過時(shí)效過程中，合金的維氏硬度與電導(dǎo)率隨時(shí)效時(shí)間延長，其變化趨勢呈負(fù)相關(guān)性。

圖3 合金在65℃預(yù)時(shí)效時(shí)的電導(dǎo)率曲線Fig.3 Electrical conductivity curveof 7020 alum inium alloy pre-aged at65℃

圖4 合金經(jīng)65℃不同時(shí)間預(yù)時(shí)效再經(jīng)雙級時(shí)效的電導(dǎo)率曲線Fig.4 Electrical conductivity curvesof7020 aluminum alloy aged at65℃fordifferent timeand followed by two-step aging treatment

鋁合金在時(shí)效過程中其電導(dǎo)率與晶界及晶格畸變有很大關(guān)系。GP區(qū)在120℃及其以上時(shí)處于很不穩(wěn)定狀態(tài)，會(huì)發(fā)生重新固溶[13]。從圖4可知：隨著時(shí)效時(shí)間延長，晶粒內(nèi)部的析出相由GP區(qū)逐漸向非平衡η′相(MgZn2)和平衡相η(MgZn2)轉(zhuǎn)變，并最終轉(zhuǎn)化為粗大且斷續(xù)分布的η相和η′相，合金逐漸進(jìn)入過時(shí)效狀態(tài)，電導(dǎo)率增大；在160℃進(jìn)行人工時(shí)效時(shí)，基體中會(huì)連續(xù)地析出時(shí)效析出相，這些析出相會(huì)在相變驅(qū)動(dòng)力作用下形成與基體呈共格或半共格分布的η相和η′相。析出形成的η相和η′相與GP區(qū)形成的η相和η′相有很大差別，主要表現(xiàn)為其對電子的散射作用很弱，所以，隨著時(shí)效時(shí)間延長，合金的電導(dǎo)率呈上升趨勢。

2.3 常溫拉伸實(shí)驗(yàn)

2.3.1 常溫拉伸性能與分析

不同時(shí)效制度下7020鋁合金的常溫力學(xué)性能如表2所示。

表2 合金的力學(xué)性能Tab le 2 M echanical properties of investigated 7020 aluminum alloy

據(jù)表2可知：合金經(jīng)過65℃(0，72和168 h)不同時(shí)間預(yù)時(shí)效后，在后續(xù)雙級時(shí)效制度下，合金力學(xué)性能表現(xiàn)為：合金經(jīng)65℃預(yù)時(shí)效168 h后在160℃的拉伸性能最高，保溫4 h時(shí)的Rm，Rp0.2和A分別為420.2 MPa，351.9MPa和15.0%；保溫26 h時(shí)的Rm，Rp0.2和A分別為355.9MPa，290.5MPa和16.3%。而合金在65℃預(yù)時(shí)效72 h的性能要低于65℃下預(yù)時(shí)效168 h的合金。經(jīng)65℃預(yù)時(shí)效72 h后在160℃保溫4 h的合金Rm，Rp0.2和A分別為399.1MPa，333.5MPa和15.4%；而保溫26 h的合金Rm，Rp0.2和A分別為350.8MPa，287.8MPa和16.8%。而直接雙級時(shí)效實(shí)驗(yàn)組在該條件下的力學(xué)性能指標(biāo)最低。從表2可見：在同一預(yù)時(shí)效溫度下，時(shí)效時(shí)間對合金的力學(xué)性能有很大影響，直接雙級時(shí)效在4 h和終時(shí)效(26 h)的性能明顯比65℃(72 h和168 h)在同條件下低30MPa以上，可見合金采用65℃預(yù)時(shí)效工藝可以得到比直接雙級時(shí)效更優(yōu)的性能。在后續(xù)相同雙級時(shí)效工藝制度下，合金在160℃/4 h時(shí)的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度于隨65℃預(yù)時(shí)效時(shí)間從72 h延長到168 h，均上升約20MPa，伸長率僅下降約0.4%，在160℃/26 h時(shí)的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度則都增加5MPa左右，伸長率下降約0.5%。

合金在65℃預(yù)時(shí)效72 h，在雙級時(shí)效中的第2級溫度(160℃)時(shí)效制度下，時(shí)效時(shí)間從4 h延長到26 h，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度均下降約50MPa，伸長率提升約9.0%，增幅1.4%；而在65℃預(yù)時(shí)效168 h后在雙級時(shí)效中的第2級溫度160℃時(shí)效制度下，時(shí)效時(shí)間從4 h延長至26 h，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度均下降約60MPa，伸長率則增加約8.6%，增幅1.3%?？梢姡涸诒緦?shí)驗(yàn)條件下，合金經(jīng)過65℃/168 h預(yù)時(shí)效和雙級時(shí)效處理后的力學(xué)性能與65℃/72 h預(yù)時(shí)效后相同后續(xù)時(shí)效工藝的相當(dāng)，均比沒有進(jìn)行預(yù)時(shí)效而直接雙級時(shí)效的性能優(yōu)越。

2.3.2 常溫拉伸斷口形貌觀察與分析

7020合金在不同預(yù)時(shí)效工藝下的常溫拉伸斷口形貌見圖5。從圖5可看出斷口主要斷裂方式為穿晶韌窩斷裂。在斷口表面都有較大數(shù)量的第2相形成的韌窩和部分沿晶斷口，均表現(xiàn)為一定的延性斷裂特征；延性斷裂的端口面上具有片狀表面特征，這種表面是試樣在拉伸實(shí)驗(yàn)后期因斷裂裂紋擴(kuò)展引起的很多局部縮頸形成的。圖5(a)中韌窩較大，但圖5(b)和圖5(c)中韌窩細(xì)小密集。圖5(b)中韌窩比圖5(c)中的細(xì)小均勻，而圖5(c)中韌窩較大且其深度也較深。其原因是：在拉伸變形過程中，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受夾雜物或者第2相的阻礙，由于位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的切割第2相機(jī)制使得這些第2相發(fā)生碎裂，從而脫離于基體，進(jìn)而成為產(chǎn)生微裂紋的裂紋源[14]。

2.4 沖擊韌性試驗(yàn)

在不同時(shí)效制度下，合金U型缺口實(shí)驗(yàn)試樣沖擊吸收功、沖擊韌度如表3所示。結(jié)合表2與圖2分析可知：在同一時(shí)效制度下，合金的維氏硬度越大，相對的沖擊吸收功和沖擊韌度較低；65℃/72 h預(yù)時(shí)效+雙級時(shí)效(90℃/8 h+160℃/26 h)的沖擊吸收功和沖擊韌度最高，平行擠壓方向分別為53.1 J和0.66 J/cm2，垂直擠壓方向分別為47.3 J和0.59J/cm2；65℃/168 h預(yù)時(shí)效+雙級時(shí)效的沖擊吸收功和沖擊韌度平行擠壓方向分別為52.1 J和0.64 J/cm2，垂直擠壓方向分別為45.9J和0.57 J/cm2。而直接進(jìn)行雙級時(shí)效的相應(yīng)值平行擠壓方向分別為43.5 J和0.54 J/cm2；，垂直擠壓方向分別38.8 J和0.46 J/cm2。

圖5 不同熱處理制度合金拉伸斷口SEM照片F(xiàn)ig.5 SEM m icrographsof tensile fracture surfaceof 7020 aluminum alloy at differentheat treatments

表3 合金的沖擊韌性Table3 Impact toughnessof investigated 7020 alum inum alloy

2.5 透射電鏡觀察

圖6所示為7020合金在不同熱處理制度下的透射組織照片。從圖6可以看出：在后續(xù)雙級時(shí)效工藝相同條件下，前期65℃預(yù)時(shí)效時(shí)間對合金時(shí)效過程中的析出相的析出數(shù)量、分布與尺寸有很大影響。

根據(jù)圖6中[110]Al衍射斑點(diǎn)以及透射照片分析可知：析出相主要為η′(MgZn2)相，同時(shí)有少量的η(MgZn2)相；在相同的后續(xù)雙級時(shí)效制度下(唯一不同的是預(yù)時(shí)效時(shí)間不同)，在65℃/168 h+90℃/8 h+160℃/26 h后合金的晶內(nèi)與晶界分布的第2相粒子較65℃/72 h+90℃/8 h+160℃/26 h和直接雙級時(shí)效熱處理后晶界與晶內(nèi)分布的第二相細(xì)小均勻，同時(shí)通過對比圖6(a)，(c)和(e)中的晶界無沉淀析出帶(precipitate free zone,以下簡稱PFZ)，可以得出合金在經(jīng)65℃/168 h+90℃/8 h+160℃/26 h處理后的PFZ平均寬度要比直接雙級時(shí)效和65℃/72 h+90℃/8 h+160℃/26 h的PFZ窄，直接雙級時(shí)效后的最寬，PFZ平均寬度分別為288 nm，143 nm和114 nm。

時(shí)效熱處理是決定鋁合金材料力學(xué)性能的關(guān)鍵熱處理工藝之一，特別是在時(shí)效過程中形成的析出相的類型、數(shù)量、尺寸與分布等決定了材料力學(xué)性能。一般認(rèn)為，A l-Zn-M g系鋁合金的時(shí)效析出序列為SSSS→GP區(qū)→η′(MgZn2)→η(MgZn2)[15?18]。在時(shí)效過程中，隨著預(yù)時(shí)效時(shí)間延長，在雙級時(shí)效的后期晶界上連續(xù)分布的合金元素隨時(shí)效時(shí)間的增加而團(tuán)簇形成粗大的第二相(MgZn2)。從圖6(a)，(c)和(e)可以看出在近晶界處區(qū)域內(nèi)析出相的密度明顯低于遠(yuǎn)離晶界區(qū)域的析出相密度，圖6(a)中的這種現(xiàn)象比圖6(c)和圖6(e)中的現(xiàn)象更加明顯。這從另一方面說明在時(shí)效過程中會(huì)有大部分合金元素向晶界偏聚形成析出相，導(dǎo)致在晶界處的合金元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)下降。在圖6(a)中還可見晶界、晶內(nèi)出析出相尺寸較大。這是因?yàn)樵陬A(yù)時(shí)效時(shí)間階段，析出相的數(shù)量和尺寸有限，在后續(xù)時(shí)效過程中，前期預(yù)時(shí)效過程中的析出相長大或重溶完畢后，晶界元素在或有足夠的析出動(dòng)力下會(huì)團(tuán)簇形成第二相，繼而長大[19]；同時(shí)，隨著時(shí)效時(shí)間延長，析出相數(shù)量減少越多和粒度越大，合金的維氏硬度下降越快，電導(dǎo)率升高也愈明顯。從圖6可見：合金在65℃預(yù)時(shí)效168 h+雙級時(shí)效(90℃/8 h+160℃/26 h)的強(qiáng)度要高于65℃預(yù)時(shí)效72 h+雙級時(shí)效(90℃/8 h+160℃/26 h)和固溶淬火后直接雙級時(shí)效(90℃/8 h+160℃/ 26 h)。

圖6 不同時(shí)效制度合金的TEM照片F(xiàn)ig.6 TEM m icrographsof 7020 alum inum alloy at differentheat treatments

利用軟件Image J對直接雙級人工時(shí)效、預(yù)時(shí)效不同時(shí)間結(jié)合雙級人工時(shí)效處理后所得晶內(nèi)析出物面積分?jǐn)?shù)見表4。從表4可以看出：直接雙級人工時(shí)效后的晶內(nèi)析出物面積分?jǐn)?shù)最低，65℃/168 h+90℃/8 h+160℃/26 h的晶內(nèi)析出物面積分?jǐn)?shù)最高。這與表2所示的常溫拉伸強(qiáng)度結(jié)果相吻合。

表4 不同時(shí)效制度下晶內(nèi)析出物面積分?jǐn)?shù)Table4 Area percentages of intragranular precipitates under differentaging treatments

3 結(jié)論

1)合金經(jīng)65℃預(yù)時(shí)效(72 h和168 h)后，在雙級時(shí)效第2級溫度160℃時(shí)效下維氏硬度都在4 h左右達(dá)到峰值，預(yù)時(shí)效72 h時(shí)為130.9，預(yù)時(shí)效168 h時(shí)為132.9；二級時(shí)效達(dá)到26 h時(shí)，預(yù)時(shí)效72 h的維氏硬度為116.1，預(yù)時(shí)效168 h的維氏硬度為120.9。而65℃預(yù)時(shí)效0 h后進(jìn)行同樣雙級時(shí)效，維氏硬度在6 h達(dá)到峰值點(diǎn)112.8，26 h時(shí)為103.5。

2)經(jīng)65℃預(yù)時(shí)效(72 h和168 h)+雙級時(shí)效(90℃/8 h+160℃/26 h)后，合金拉伸性能高于固溶淬火后直接雙級時(shí)效的合金。經(jīng)65℃預(yù)時(shí)效72 h，合金最終拉伸性能指標(biāo)分別為：Rm=350.8MPa，Rp0.2=284.8 MPa，A=16.8%；經(jīng)65℃預(yù)時(shí)效168 h，合金最終拉伸性能指標(biāo)分別為：Rm=355.9MPa，Rp0.2=290.5MPa，A=16.3%；直接雙級時(shí)效時(shí)，Rm=320.4 MPa，Rp0.2=256.7MPa，A=17.6%。

3)時(shí)效析出相(主要為η′相)隨預(yù)時(shí)效時(shí)間不同彌散分布于晶內(nèi)，斷續(xù)分布于晶界。但在合金的晶內(nèi)、晶界的分布情況有很大差異。65℃/168 h+90℃/8 h+160℃/26 h下的晶內(nèi)析出相η′相粒度較65℃/(0 h和72 h)+90℃/8 h+160℃/26 h的粒度小，晶界無沉淀析出帶(PFZ)寬度變窄，但晶界析出物的斷續(xù)分布程度較小。

[1]茍國慶,黃楠,陳輝,等.高速列車A7N01S-T5鋁合金應(yīng)力腐蝕行為研究[J].材料科學(xué)與工藝,2012,20(4):139?144.

GOU Guoqing,HUANG Nan,CHEN Hui,et al.Research on stress corrosion behaviorof A7020S-T5 aluminum alloy for high speed train[J].M aterials Science and Technology,2012,20(4): 134?139.

[2]王正安,汪明樸,李周,等.軌道交通車輛大型材用7005鋁合金的熱處理特性[J].中國有色金屬學(xué)報(bào),2010,20(6): 1110?1115.

WANG Zhengan,WANGM ingpu,LIZhou,etal.Heat treatment characteristic of 7005 A lalloy emp loyed in railway trains[J].The Chinese Journalof NonferrousMetals,2010,20(6):1110?1115.

[3]ENJO T,KURODA T.Stress corrosion cracking in welds of A l-Zn-M g series 7N01-T4 alloy[J].Transactions of Japanese Welding Research Institute,1980,29(321):617?622.

[4]MATSUDA F,NAKATA K,ARAIK,etal.Comparison of weld crack susceptibility of recentaluminum alloys[J].Transactions of JapaneseWelding Research Institute,1981,10(1):71?79.

[5]NAKATA K,M IYAGAGA Y,MATSUDA F,et al.New A l-7%M g welding electrode for crack les welding of A l-Zn-M g (7020)high strength aluminum alloy(Report I):investigation on weld solidification crack susceptibility[J].Transactions of JapaneseWelding Research Institute,1980,9(2):205?216.

[6]MATSUDA F,NAKATA K,MIYAGAGA Y,et al.Effect of additional element on weld solidification crack susceptibility of A l-Zn-M g alloy(Report I)[J].Transactions of Japanese Welding Research Institute,1983,12(1):81?87.

[7]張建波,張永安,何振波,等.自然時(shí)效對7020鋁合金組織和性能的影響[J].稀有金屬,2012,36(2):191?195.

ZHANG Jianbo,ZHANG Yongan,HE Zhengbo,etal.Influence onmicrostructure and mechanical properties of 7020 aluminum alloy under natural aging treatment[J].The Chinese Journal of RareMetals,2012,36(2):191?195.

[8]黃英,鄧運(yùn)來,陳龍,等.7020鋁合金擠壓板的微結(jié)構(gòu)、織構(gòu)和性能[J].材料研究學(xué)報(bào),2014,28(7):541?548.

HUANGYing,DENGYunlai,CHEN Long,etal.M icrostructure, texture and property of extruded 7020 alum inum alloy plates[J]. Chinese Journalof M aterials Research,2014,28(7):541?548.

[9]曾世寶,葉凌英,劉勝膽,等.均勻化升溫速率對7020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),2014,24(9): 2228?2234.

ZENG Shibao,YE Lingying,LIU Shengdan,et al.Effect of homogenization heating rate on microstructure and mechanical properties of 7020 alum inum alloy[J].The Chinese Journal of NonferrousMetals,2014,24(9):2228?2234.

[10]鄔沛卿.熱處理制度對7N01鋁合金性能的影響[D].長沙:中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,2014:34?42.

WU Peiqing.Effectof heat treatments on the propertiesof 7N01 alum inum alloy[D].Changsha:Central South University.School of M aterial Science and Engineering,2014:34?42.

[11]SCHMUCK C,AUGER P,DANOIX F,et al.Quantitative analysis of GP zones formed at room temperature in a 7150 A l-based alloy[J].App lied Surface Science,1995,87:228?233.

[12]FRIBOURG G,BRéCHET Y,DESCHAMPS A,et al. M icrostructure-basedmodelling of isotropic and kinematic strain hardening in a precipitation-hardened aluminium alloy[J].Acta Materialia,2011,59(9):3621?3635.

[13]SALAZAR-GUAPURICHE M A,ZHAO Yuyuan,PITMAN A, et al.Correlation of strength w ith hardness and electrical conductivity for aluminum alloy 7010[J].Materials Science Forum,2006,519/520/521:853?858.

[14]束德林.工程材料力學(xué)性能[M].北京:機(jī)械工業(yè)出版社, 2003:21?30.

SHU Delin.M echanical properties of engineering materials[M]. Beijing:ChinaM achine Press,2003:21?30

[15]LI Xingzhong,HANSEN V,GJФNNES J.HREM study and structuremodeling of theη′phase,the hardening precipitates in commercial Al-Zn-M g alloys[J].Acta M aterialia,1999,47(9): 2651.

[16]JIANG X J,NOBLE B.Differential scanning calorimetry and electron diffraction investigation on low-temperature aging in Al-Zn-Mg alloys[J].Metallurgical and Materials Transaction A, 2000,31(2):339.

[17]韓念梅,張新明,劉勝膽,等.斷續(xù)時(shí)效對7050鋁合金強(qiáng)度和斷裂韌性的影響[J].中南大學(xué)學(xué)報(bào)(自然科學(xué)版),2012, 43(9):3363?3371.

HAN Nianmei,ZHANG Xinm ing,LIU Shengdan,et al.Effects of interrupt aging on strength and fracture toughness of 7050 alum inum alloy[J].Journal of Central South University(Science and Technology),2012,43(9):3363?3371.

[18]HAN Nianmei,ZHANG Xinming,LIU Shengdan,etal.Effects of pre-stretching and ageing on the strength and fracture toughness of alum inum alloy 7050[J].M aterials Science& Engineering A,2011,528(10/11):3714?3721.

[19]M INODA T,YOSHIDA H.Influence of chem ical composition on aging property of 7020 alum inum alloy[J].The Japan Institute of LightMetals,2011,61(12):718?723.

(編輯 陳燦華)

Effectsof pre-aging onm icrostructuresand mechanicalpropertiesof 7020 alum inum alloy

YANGTao1,2,YE Lingying1,2,LIU Shengdan1,2,SHAN Chaojun1,2,WANGGuowei1,2, CHEN M in1,2,DENG Yunlai1,2,ZHANG Xinming1,2

(1.School of Material Science and Engineering,Central South University,Changsha 410083,China; 2.Light A lloy Research Institute,Central South University,Changsha 410083,China)

The effects of pre-ageing treatment on themechanical properties of 7020 alum inum alloy w ere investigated by means of Vickers hardness(HV),electrical conductivity measurement(EC),scanning electron microscopy(SEM), transm ission electronm icroscopy(TEM),tensile test and impact toughness tests.The results show that after 470℃/1 h solution treatment followed by pre-aging at 65℃,themechanical properties of investigated alloy’s increase with the increase of the pre-aging time,while im pact energy increases at first and then decreases.Com pared to the direct tw o-stage aging at65℃/168 h+90℃/8 h+160℃/26 h,the tensile strength,yield strength and elongation are 355.9MPa, 290.5 MPa and 16.3%,respectively;the Vickers hardness is 120.9,and conductivity is 22.4 MS/m.How ever,for direct two-stage aging,the tensile strength,yield strength and elongation are 320.4 MPa,256.7 MPa and 17.6%,respectively; Vickers hardness is 104.7,and conductivity is 21.9 MS/m.For 470℃/1 h solution treatment followed by pre-aging at 65℃,impactenergy along the direction of extrusion and perpendicular to thatare52.1 Jand 45.9 J,respectively,and for the direct tw o-stage aging,impact energy along the direction of extrusion and perpendicular to that are 43.5 Jand 38.8 J, respectively.The distribution of precipitates inside the grains and at the grain boundaries aremore finely dispersed w ithin theextension of pre-aging time.Precipitatesat the grain boundaries are discontinuous.

7020alum inum alloy;pre-aging;tensile properties;impact toughness;m icrostructure

TG146.2

A

1672?7207(2017)03?0578?07

10.11817/j.issn.1672-7207.2017.03.004

2016?03?10；

2016?05?22

國家重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃項(xiàng)目(2016YFB0300901)(Project(2016YFB0300901)supported by the National Key Research and Development Plan Program of China)

葉凌英，副教授，從事高性能鋁合金組織與性能研究；E-mail:30575421@qq.com