張 勇，李紅萍，康 唯，張新明

?

高強(qiáng)鋁合金時(shí)效微結(jié)構(gòu)演變與性能調(diào)控

張 勇1，李紅萍1，康 唯2，張新明1

(1. 中南大學(xué)材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙410083；2. 中國(guó)商用飛機(jī)有限公司，上海200126)

綜述鋁合金時(shí)效過(guò)程中，用近代物理檢測(cè)分析技術(shù)表征和確定的微結(jié)構(gòu)從原子團(tuán)簇、GP區(qū)、亞穩(wěn)相到平衡相的結(jié)構(gòu)、大小及形貌析出序列演變過(guò)程；析出微結(jié)構(gòu)與基體形成的共格、半共格和非共格界面結(jié)構(gòu)；界面上析出第二相；論述通過(guò)空位、位錯(cuò)、外應(yīng)力及應(yīng)變、淬火冷卻速率、多級(jí)時(shí)效及微合金化等手段調(diào)控鋁合金微結(jié)構(gòu)及其演變?cè)恚X合金微結(jié)構(gòu)與性能調(diào)控技術(shù)，鋁合金時(shí)效調(diào)控技術(shù)與理論的發(fā)展；介紹鋁合金時(shí)效與微合金化調(diào)控性能的一些實(shí)例，為改善或提升高強(qiáng)鋁合金性能提供理論與技術(shù)參考。

鋁合金；時(shí)效；微結(jié)構(gòu)；相界面；性能

時(shí)效鋁合金是指具有時(shí)效硬化能力的鋁合金。常用時(shí)效鋁合金包括Al-Cu-(Mg)(2xxx系)，Al-Mg-Si (6xxx系)和Al-Zn-Mg-(Cu)(7xxx系)系列。隨著鋁合金的發(fā)展，發(fā)現(xiàn)一些其他合金元素也具有時(shí)效強(qiáng)化能力，例如Al-Cu-Li系、Al-Mg-Sc系等。這些合金元素單獨(dú)添加或復(fù)合添加都能產(chǎn)生明顯的時(shí)效強(qiáng)化能力，是由于合金元素的固溶度隨溫度?時(shí)間的變化而產(chǎn)生的納米尺度的時(shí)效析出相能夠有效阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)原因。時(shí)效相增加合金塑性變形的難度，也就是提高了合金的強(qiáng)度。

時(shí)效析出需同時(shí)滿足過(guò)飽和固溶體(Supersaturated solid solution)產(chǎn)生的析出熱力學(xué)/驅(qū)動(dòng)力，并且需要克服熱力學(xué)激活能能壘(Activation energy)。所以理論上只要合金化元素在鋁合金基體中的固溶度隨溫度變化，則合金在低于國(guó)溶溫度就可能產(chǎn)生“時(shí)效析出”反應(yīng)。表1列出了一些常用元素在鋁基體中的最大溶解度和溫度[1]。

鋁合金的調(diào)控時(shí)效析出包含固溶?淬火?時(shí)效過(guò)程。其中，固溶處理的目的是使合金元素能充分溶解到基體中。淬火過(guò)程是通過(guò)快速冷卻使得高溫固溶狀態(tài)一般在室溫下得以保持，形成過(guò)飽和固溶體。時(shí)效過(guò)程則是通過(guò)改變溫度?時(shí)間參數(shù)使過(guò)飽和固溶體分解，形成細(xì)小彌散的析出相。過(guò)飽和固溶體的時(shí)效分解過(guò)程伴隨著系統(tǒng)自由能的降低；析出相隨溫度?時(shí)間的變化而發(fā)生結(jié)構(gòu)及成分的演變，進(jìn)而形成新的亞穩(wěn)相或穩(wěn)定相。這種過(guò)程稱為時(shí)效析出序列。時(shí)效過(guò)程又包含了微結(jié)構(gòu)的形核?長(zhǎng)大?粗化過(guò)程。通過(guò)精細(xì)的時(shí)效參數(shù)調(diào)控，鋁合金材料的應(yīng)用不僅可滿足某項(xiàng)重要的服役性能，而且其他服役性能即綜合性能也要能滿足要求。這些綜合服役性能包括強(qiáng)度、疲勞與韌性等力學(xué)性能，密度、電磁性等物理性能以及電化學(xué)腐蝕、應(yīng)力腐蝕等化學(xué)性能。通過(guò)消除初生相和殘余結(jié)晶相，調(diào)控微米、亞微米、納米相的結(jié)構(gòu)、尺度、數(shù)量與分布，甚至早期原子團(tuán)簇中原子濃度和分布；調(diào)控相界/晶界結(jié)構(gòu)，降低界面能；可以獲得材料的某種特征微結(jié)構(gòu)組織，達(dá)到各個(gè)微結(jié)構(gòu)協(xié)同提高綜合性能的目標(biāo)。

表1 一些常用元素在鋁基體中的最大溶解度和溫度[1]

以下綜述鋁合金時(shí)效過(guò)程中，用近代物理檢測(cè)分析技術(shù)表征和確定的Al-Cu-(Mg)、Al-Mg-Si-(Cu)和Al-Zn-Mg-(Cu)鋁合金的微觀結(jié)構(gòu)析出序列和演變規(guī)律，簡(jiǎn)述了借助空位、位錯(cuò)、外應(yīng)力及應(yīng)變、淬火冷卻速率、多級(jí)時(shí)效及微合金化等手段調(diào)控鋁合金微結(jié)構(gòu)演變?cè)? 以及在此基礎(chǔ)上發(fā)展的時(shí)效技術(shù)。

1 鋁合金時(shí)效原理及微結(jié)構(gòu)演變

1.1 Al-Cu-(Mg)系合金微結(jié)構(gòu)析出演變

Al-Cu-Mg系是最早發(fā)現(xiàn)的時(shí)效強(qiáng)化鋁合金。早在1906年，德國(guó)冶金學(xué)家Alfred Wilm和他的助手Fritz Jablonski發(fā)現(xiàn)了Al-Cu-Mg合金在室溫下強(qiáng)度增加的現(xiàn)象[2?5]。圖1所示為WILM等[5]發(fā)表的第一條鋁合金時(shí)效硬化曲線。由圖1可以看到，該合金的硬度在室溫下從70HB增加到100HB。該系列合金在第二次世界大戰(zhàn)中得到廣泛的發(fā)展和應(yīng)用。這種合金也被稱為杜拉鋁(Duralumin)或硬鋁。第一個(gè)成功應(yīng)用于飛機(jī)上的合金為2017合金(Al-4Cu-1.5Mg-0.5Mn，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)。這種合金的屈服強(qiáng)度約為250 MPa。合金2014 (Al-(3.9~5)Cu-(0.2~0.8)Mg-(0.4~1.2)-Mn，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)也成功應(yīng)用到商業(yè)飛行器DC-3型飛機(jī)上，在T3狀態(tài)下合金的屈服強(qiáng)度達(dá)到325 MPa[5]。

所有時(shí)效鋁合金過(guò)飽和固溶體都會(huì)分解成不同結(jié)構(gòu)的亞穩(wěn)中間相，并最終演變成平衡相，并由此帶來(lái)合金性能的一系列變化。

研究表明Al-Cu合金的析出序列為[6?7]：S.S.S.S→ GPI→GPII(″)→′→。

1) GP區(qū)

1938年左右，法國(guó)人Andrè Guninier在分析鋁合金小角度衍射(Small angle X-ray scattering, SAXS)條紋時(shí)發(fā)現(xiàn)有一種在(100)面上的Cu原子偏聚會(huì)造成額外的X射線散射。與此同時(shí)，英國(guó)人George Preston在分析Al-Cu合金的Laue衍射斑點(diǎn)時(shí)，也發(fā)現(xiàn)在Laue斑點(diǎn)周圍有被拉長(zhǎng)的細(xì)條紋。他認(rèn)為這些細(xì)小的條紋是由一種薄片狀，在(100)面上聚集的Cu原子結(jié)構(gòu)散射入射光束的結(jié)果[8]。他們倆人發(fā)現(xiàn)的這種原子偏聚區(qū)，被后人簡(jiǎn)稱為GP區(qū)。現(xiàn)代高精度的多種表征手段都已證實(shí)了GP區(qū)的存在[6]。研究表明GPI區(qū)是一種厚度為單層原子，寬度為1~9 nm的片狀結(jié)構(gòu)[9]。

圖1 WILM等發(fā)表的第一條鋁合金時(shí)效硬化曲線[5](合金化學(xué)成分為Al-4Cu-0.5Mg-Mn，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%，固溶溫度為520 ℃)

2)″相

″相也被稱為GPII區(qū)。與單層原子的GPI區(qū)不同，″是在(001)面上的雙層原子結(jié)構(gòu)，中間隔著三層鋁原子[10?11]。圖2中包含了″相的結(jié)構(gòu)示意圖，可以看到″相是與鋁基體完全共格的界面。研究表明，″相多在Al-Cu二元合金的峰值時(shí)效狀態(tài)下被發(fā)現(xiàn)，所以認(rèn)為它是由GP1區(qū)演變而來(lái)的。

3)′相

′相的分子式為Al2Cu，它是一種體心正方結(jié)構(gòu)(空間群4/，晶胞參數(shù)=0.404 nm，=0.580 nm)?！湎嗯c基體半共格，在(001)面上呈八角形片狀。

4)相

相是平衡相，具有正方結(jié)構(gòu)(空間群I4/，晶胞參數(shù)=0.607 nm，=0.487 nm)，有多種變體和形貌。相和基體完全不共格。當(dāng)復(fù)合添加Cu和Mg后，Al-Cu-Mg合金的析出序列為：S.S.S.S→clusters→″/GPB→′→(Al2CuMg)。

圖2 GP區(qū)、多層GP區(qū)和θ″相的結(jié)構(gòu)示意圖[10?11]

Al-Cu-Mg合金系列的代表合金是2014, 2024等合金。這些合金具有優(yōu)異的損傷容限性能，所以廣泛應(yīng)用于現(xiàn)代商業(yè)飛機(jī)。一些中強(qiáng)Al-Cu-Mg合金，如2026等，也可應(yīng)用于汽車車身板。

RINGER等[12?13]報(bào)道，Al-Cu-Mg系列時(shí)效開(kāi)始會(huì)形成Cu-Mg原子團(tuán)簇。這些原子團(tuán)簇被認(rèn)為是GPB區(qū)的前期階段。這些Cu-Mg原子團(tuán)簇可以使合金在淬火后迅速達(dá)到峰值時(shí)效T6狀態(tài)的60%。

SILCOCK認(rèn)為GPB區(qū)是一種共格的，桿狀結(jié)構(gòu)。BAGARYATSKY[14]開(kāi)展的XRD工作表明，GPB區(qū)是一種在á100?方向上的短程有序結(jié)構(gòu)。GPB的直徑大約為1~2 nm，長(zhǎng)度約為4~8 nm，依據(jù)冷卻速率的不同而稍有變化。與Al-Cu系合金中的GP區(qū)不同，一般認(rèn)為GPB區(qū)和″相沒(méi)有特定的晶體結(jié)構(gòu)。表2列舉了一些文獻(xiàn)中提到的GPB和″相的分子式和結(jié)構(gòu)[15]。

5)相

經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間的人工時(shí)效，Al-Cu-Mg合金中的″相演變成′和相，后兩者的結(jié)構(gòu)與″相的基本相同，但晶格參數(shù)有微小的差別?！湎嗯c相正斜結(jié)構(gòu)，與鋁基體分別共格與半共格?！湎嗟木Ц駞?shù)=0.404 nm，=0.904 nm，=0.720 nm，與相的晶格參數(shù)=0.400 nm，=0.925 nm，=0.718 nm相比，只存在微小差別，但原子的位置有明顯不同。相的微觀形貌如圖3所示[20]。

1.2 Al-Mg-Si-(Cu)系合金微結(jié)構(gòu)析出演變

Al-Mg-Si-(Cu)系合金是一種中強(qiáng)度的鋁合金。該系列合金具有優(yōu)良的可焊性，耐蝕性和成型性。所以該系列合金廣泛應(yīng)用于建筑型材和汽車的車身板。Al-Mg-Si系列的時(shí)效析出序列為[21?25]：S.S.S.S→ clusters→GP zones→″′→′→(Mg2Si)。

Al-Mg-Si系合金在固溶淬火后會(huì)形成大量的細(xì)小，無(wú)序的原子團(tuán)簇結(jié)構(gòu)。MURAYAMA等[26]通過(guò)3DAP手段分析認(rèn)為：1) 固溶淬火后會(huì)分別形成富Mg和富Si的原子團(tuán)簇；2) 在自然時(shí)效過(guò)程中，Mg原子、Si原子會(huì)聚集形成Mg-Si原子團(tuán)簇；3) 在70 ℃時(shí)效時(shí)，會(huì)形成球形的GP區(qū)，這些GP區(qū)的成分和Mg-Si原子團(tuán)簇相近。由于這些原子團(tuán)簇的形成，導(dǎo)致Al-Mg-Si系合金在后續(xù)人工時(shí)效過(guò)程中不能達(dá)到設(shè)計(jì)的強(qiáng)度，因而近年來(lái)國(guó)內(nèi)外開(kāi)展了很多工作研究原子團(tuán)簇形成的機(jī)理和結(jié)構(gòu)。

1) GP區(qū)

一般認(rèn)為，Al-Mg-Si系合金中有兩種GP區(qū)： 1) MATSUDA等[27]發(fā)現(xiàn)的片條狀GP區(qū)。這些片條狀的GP區(qū)是單層或者多層原子，在70~150 ℃左右形成。他們會(huì)消耗Mg和Si原子，使得隨后的人工時(shí)效不能達(dá)到強(qiáng)化效果；2) MAIROARA等[28]報(bào)道的球形的GP區(qū)。這種球形GP區(qū)大小只有1~3 nm，其晶胞參數(shù)和鋁基體接近。

2)″相

″相是一種沿á100?方向生長(zhǎng)的針狀析出物，它與基體完全共格，是Al-Mg-Si系合金在峰值時(shí)效的主要析出相?！迨且环N單斜結(jié)構(gòu)，=0.77 nm，=0.67 nm，=0.405 nm，和之間的夾角為75°。但是ANDERSEN等[29]運(yùn)用高分辨電鏡照片得出不同的結(jié)論：=1.516 nm，=0.405 nm，=0.674 nm，=105.3°。ANDERSEN等[29]運(yùn)用3DAP手段測(cè)量出″相的化學(xué)成分為Mg5Si6。之前人們大多認(rèn)為″相的成分接近平衡相-Mg2Si，至少M(fèi)g/Si比應(yīng)該接近1[29]。HASTING等[30]認(rèn)為應(yīng)考慮Al原子的替代作用，基于APT測(cè)量和ab initio計(jì)算，他們認(rèn)為″相的實(shí)際成分為Mg5Al2Si4。

表2 同文獻(xiàn)中的GPB和S″相的分子式和結(jié)構(gòu)[15]

FPTEC: First-principles total energy calculations.

圖3 Al-Cu-Mg合金中S相的高分辨圖像[20]

3)′相

與″相類似，′相也是在á100?方向上生長(zhǎng)的一種桿狀析出相。但是′相是一種六方結(jié)構(gòu)：=0.705 nm，=0.405 nm。

Al-Mg-Si系合金中添加合金元素Cu可形成強(qiáng)度更高的Al-Mg-Si-Cu系合金。這也類似于在Al-Cu-Mg合金系中添加合金元素Si。Al-Mg-Si-Cu系合金的析出序列為：S.S.S.S→clusters→GP zones→″→′→′→+Si。

可以看出，由于Cu元素的添加，Al-Mg-Si-Cu系合金中會(huì)形成新的相。但是大多數(shù)的文獻(xiàn)報(bào)道峰值時(shí)效的Al-Mg-Si-Cu系合金包含大量的″相和更加彌散的′相，所以其強(qiáng)度會(huì)增加?！渲辉谶^(guò)時(shí)效狀態(tài)才會(huì)被觀察到，而這個(gè)狀態(tài)的合金強(qiáng)度在緩慢下降。但是CHAKRABARTI等[31]在峰值時(shí)效狀態(tài)下觀察到了一種板條狀的′先導(dǎo)相。他們認(rèn)為這種板條狀的′先導(dǎo)相對(duì)Al-Mg-Si-Cu系合金的強(qiáng)度具有明顯的 貢獻(xiàn)。

Al-Mg-Si-(Cu)系合金中還有一些其他的非平衡相如′，1，2，，和相等。BANHART等[32]認(rèn)為這些非平衡相都是由″相向平衡相相過(guò)度的中間產(chǎn)物。

1.3 Al-Zn-Mg-(Cu)系合金微結(jié)構(gòu)析出演變

Al-Zn-Mg-(Cu)系的主要合金元素Zn、Mg和Cu在鋁基體中的溶解度都很高，所以需要添加足夠的含量才能使得人工時(shí)效時(shí)有足夠的析出驅(qū)動(dòng)力。該系列一般高強(qiáng)合金中的Zn含量有5%~7%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，Mg含量 1%~2%，Cu 含量1%~2%，合金的總含量約在10%左右。這大大超過(guò)了其他系列的合金含量。所以Al-Zn-Mg-(Cu)系合金的形核時(shí)效析出相的密度也超過(guò)其他鋁合金系列，時(shí)效析出相″的數(shù)量密度(Number density)在T6狀態(tài)的約為(7~9)×1017cm?3[33]，析出相的體積分?jǐn)?shù)(Volume fraction)在T6狀態(tài)約為4%~5%。Al-Zn-Mg-(Cu)系的經(jīng)典析出序列為：S.S.S.S→ GP I→ Dissolution，S.S.S.S→VRC→ GP II→′→(MgZn2)。

1) GP區(qū)

Al-Zn-Mg-(Cu)系合金的GP區(qū)一般在室溫或者70~100℃左右形成[34]。它們與基體完全共格。HONO等[12]認(rèn)為Al-Zn-Mg-(Cu)系合金中的GP區(qū)是富含Mg和Zn原子的球體，且Mg-Zn的比值約為1(摩爾比)。但是BUHA等[35]的3DAP數(shù)據(jù)表明GP區(qū)中除去Mg和Zn原子外也含有少量的Al原子。JIANG等[36]認(rèn)為Al-Zn-Mg-(Cu)系列中存在兩種GP區(qū)：GPI區(qū)和GPII區(qū)。SHA等[37]認(rèn)為Al-Zn-Mg-(Cu)系中的GPI區(qū)最主要含有Zn原子和Mg原子，其Zn-Mg比值約為0.9。GPI區(qū)隨著時(shí)效的發(fā)生會(huì)溶解到基體中，GPII區(qū)會(huì)逐漸轉(zhuǎn)變成′相。

2)′相

′相是Al-Zn-Mg-(Cu)系合金的主要強(qiáng)化相。雖然圍繞′相的研究有很多，但是對(duì)該相的晶體結(jié)構(gòu)，取向和成分還存在爭(zhēng)議。這可能是由于′相的變體很多，能和基體形成不同的取向。據(jù)L?FFLER等[38]和DEGISHER等[39]報(bào)道，′相有多個(gè)變體，能和鋁合金基體形成11種位向關(guān)系。另一方面，由于時(shí)效參數(shù)的不同也可能導(dǎo)致′相的成分發(fā)生改變。但是一般認(rèn)為′相是六方結(jié)構(gòu)，=0.496 nm，=1.403 nm，其慣析面是(111)面[40]。它與基體半共格，即在(111)面上共格，但是在厚度方向與基體不共格。MARIOARA等[41]發(fā)現(xiàn)′相的外層原子結(jié)構(gòu)與1相(Al2CuLi)很相似。隨后ZHANG等[42]在Al-Zn-Mg-(Cu)系合金中發(fā)現(xiàn)了與1相似的單層原子結(jié)構(gòu)，被命名為相。一般默認(rèn)′相的化學(xué)成分為MgZn2，這與相的化學(xué)成分一樣。表3一些針對(duì)'相的化學(xué)成分的研究。通過(guò)這些研究可以發(fā)現(xiàn)大多數(shù)的Zn與Mg比值都小于2。有一些研究也表明'相中含有50%以上的Al原子。

表3 η′相的化學(xué)成分

3) 平衡相

平衡相(MgZn2)是六方結(jié)構(gòu)，空間族群63/，=0.5221 nm，=0.8567 nm。據(jù)報(bào)道相與基體有9種位向關(guān)系[18]。XU等[47]認(rèn)為相中的Zn原子能夠被Al原子和Cu取代，所以相的分子式應(yīng)為Mg3Zn3Cu3Al。

2 時(shí)效過(guò)程微結(jié)構(gòu)演變的調(diào)控

上述鋁合金時(shí)效微結(jié)構(gòu)可以根據(jù)性能要求，引入空位、位錯(cuò)、外應(yīng)力/應(yīng)變，通過(guò)淬火誘導(dǎo)、多級(jí)時(shí)效和微合金化等手段進(jìn)行調(diào)控。

2.1 空位調(diào)控

“昆北”上聲字“剪”的唱調(diào)（《牡丹亭·冥判》【油葫蘆】“花衣勝剪裁”，763）。對(duì)照上聲字的調(diào)值和字腔的音勢(shì)，音調(diào)與此音勢(shì)完全吻合，（其中的音，宜作裝飾音解），故該音調(diào)即為“剪”的字腔。末個(gè)音即字腔的結(jié)點(diǎn)，此后的兩音，即為該字的過(guò)腔。

空位濃度決定了原子在時(shí)效時(shí)的擴(kuò)散速率。依據(jù)經(jīng)典的原子擴(kuò)散理論，固溶原子在固溶體中的擴(kuò)散通過(guò)與周圍的空位交換位置完成。所以通過(guò)引入高濃度空位能夠加速時(shí)效析出的過(guò)程。鋁合金中有兩種空位，一種是平衡空位，一種是淬火空位。平衡空位是合金的固有屬性，其濃度只與溫度相關(guān)。鋁合金的空位濃度在25 ℃為1×1011~6×1012cm?3。另一種是淬火空位(Quenched-in vacancy)。鋁合金中的淬火空位濃度與固溶溫度和淬火速率相關(guān)。FALAHATI等[48?49]研究了Al-Mg-Si系合金中的空位濃度與冷卻速率的關(guān)系。結(jié)果表明，當(dāng)從固溶溫度以10 K/s冷下來(lái)時(shí)，空位濃度約為3×1019，但是當(dāng)合金的冷卻速度降為0.1 K/s的時(shí)候，合金的空位濃度約為12×1014。FISCHER等[50]認(rèn)為淬火空位會(huì)發(fā)生湮滅，形成不同的陷阱?位錯(cuò)。MARCEAU等[51]報(bào)道了在Al-Cu-Mg系合金中，淬火后，淬火空位迅速合并形成位錯(cuò)環(huán)，結(jié)果如圖4所示。這些位錯(cuò)環(huán)有利于Mg原子和Cu原子擴(kuò)散并形成相。在Al-Cu-Mg系中，這是一種常見(jiàn)的相非均勻形核的機(jī)制。在Al-Zn-Mg-(Cu)系合金中，淬火后會(huì)馬上形成空位團(tuán)簇(Vacancy rich clusters)，這種空位團(tuán)簇可以看成為時(shí)效析出相提供非均勻形核的質(zhì)點(diǎn)。但是也有人指出原子團(tuán)簇可能在高空位濃度條件下更穩(wěn)定。所以使得這些原子團(tuán)簇能吸引更多的固溶原子從而發(fā)生長(zhǎng)大。

固溶原子?空位的結(jié)合能在運(yùn)用Monte Carlo方法計(jì)算過(guò)飽和固溶體的分解過(guò)程中很重要。一些文獻(xiàn)中應(yīng)用贗勢(shì)理論和第一性原理計(jì)算得出的數(shù)值常常被用于此類模擬過(guò)程。

空位的擴(kuò)散速率很快，當(dāng)他們擴(kuò)散到晶界附件時(shí)會(huì)形成空位阱。當(dāng)晶界附件的空位濃度降低到不能夠幫助固溶原子擴(kuò)散，從而在時(shí)效過(guò)程中會(huì)形成無(wú)沉淀析出區(qū)/帶(Precipitate-free zones)。

2.2 位錯(cuò)調(diào)控

Al-Cu合金往往通過(guò)一定的塑性變形引入不同量的位錯(cuò)密度后進(jìn)行時(shí)效，細(xì)化組織，提高析出密度，從而提高強(qiáng)度[52]，結(jié)果如圖5所示。固溶淬火后冷變形的合金經(jīng)自然時(shí)效、人工時(shí)效后，分別被稱為T3、T8狀態(tài)，根據(jù)形變量的大小，又分別稱為T3x、T8x狀態(tài)。在實(shí)際中，2024(T3、T351、T361、T81、T861)，2324-T39，2219(T3、T37、T87、T851)，2519-T87等合金牌號(hào)狀態(tài)均已大量生產(chǎn)。

2.3 外應(yīng)力/應(yīng)變調(diào)控

時(shí)效在一定的外應(yīng)力/外應(yīng)變誘導(dǎo)下同時(shí)進(jìn)行，改變析出第二相的取向, 從而調(diào)控合金的性能，這個(gè)過(guò)程稱為應(yīng)變時(shí)效(Stress assisted ageing)。ETO等[53]最早報(bào)道了Al-Cu合金中，外應(yīng)力的同時(shí)引入使得合金的析出位向發(fā)生了改變。

圖4 Al-1.1Cu-1.7Mg(x, %) 合金的位錯(cuò)環(huán)和位錯(cuò)環(huán)上非均勻形核的TEM像[51]

圖5 2519鋁合金經(jīng)形變時(shí)效后TEM像[52]

DECHAMPS等[54]研究了7010合金在時(shí)效過(guò)程中加入不同的變形量，來(lái)研究合金在應(yīng)變時(shí)效過(guò)程中的動(dòng)態(tài)析出過(guò)程。結(jié)果表明應(yīng)變時(shí)效能夠加快時(shí)效析出過(guò)程，析出粒子變細(xì)(見(jiàn)圖7(a))。加大應(yīng)變量/加快應(yīng)變速率能使得時(shí)效析出更容易。圖7(b)表明，在同時(shí)加上變形后，時(shí)效析出相的體積分?jǐn)?shù)比未加入變形時(shí)效果要高出許多。

圖6 應(yīng)力時(shí)效(壓力 73.5 MPa)后在443 K自由時(shí)效32 h及無(wú)壓力狀態(tài)下在443 K應(yīng)力時(shí)效32 h后θ′析出相的TEM像[53]

圖7 樣品經(jīng)不同應(yīng)變拉伸后采集的X射線散射寬度曲線：(a) 沉淀粒子半徑與應(yīng)變量的關(guān)系；(b) 粒子的體積分?jǐn)?shù)與沒(méi)有變形樣品在同樣時(shí)效時(shí)間的比較[54]

2.4 淬火冷卻速率調(diào)控

鋁合金的固溶?淬火過(guò)程影響后續(xù)的時(shí)效過(guò)程。在固溶度一定的情況下，合金越快冷卻，則能獲得最大的過(guò)飽和固溶度和空位，有利調(diào)控性能。但是當(dāng)合金冷卻速率過(guò)慢時(shí)，則會(huì)生成淬火誘導(dǎo)析出相。淬火誘導(dǎo)析出相一般是粗大的粒子，與基體不共格，它們消耗了時(shí)效時(shí)所必須的固溶原子，在后續(xù)時(shí)效過(guò)程中，合金的強(qiáng)化能力得到了弱化。為了避免淬火誘導(dǎo)相，需要設(shè)法盡快冷卻合金。但是這樣會(huì)使得合金的內(nèi)應(yīng)力增加，特別是對(duì)于厚截面大構(gòu)件材料，在后續(xù)加工過(guò)程中會(huì)發(fā)生翹曲，尺寸不均勻甚至產(chǎn)生裂紋。所以如何避免淬火誘導(dǎo)析出相的形成，在厚截面尺寸淬火處理中顯得尤為重要。鋁合金Al-Cu-Mg系，Al-Mg-Si系和Al-Zn-Mg-Cu系合金均存在淬火敏感性問(wèn) 題[55?57]。在實(shí)際生產(chǎn)中Al-Zn-Mg-Cu系的淬火敏感性問(wèn)題更加突出，因?yàn)樵撓岛辖鸲鄳?yīng)用于厚截面大型結(jié)構(gòu)件。

研究表明，Al-Mg-Si系合金在慢速淬火過(guò)程中至少存在兩種淬火誘導(dǎo)析出相[57]。Al-Zn-Mg-Cu系至少有三種淬火誘導(dǎo)析出相，如圖8所示，其中新發(fā)現(xiàn)的Y相由于其特殊的晶體結(jié)構(gòu)還具有強(qiáng)化效果[42]。

AA7150合金的組成如下：Si 0.02，F(xiàn)e 0.05，Cu 2.04，Mn 0.04，Mg 2.15，Zn 6.33，Zr 0.12，Cr＜0.01，Ti 0.01；固溶處理為(460℃，1 h)+(480℃, 1 h)。

圖8 7150合金的連續(xù)冷卻析出相圖[57]

2.5 多級(jí)時(shí)效調(diào)控

借助不同時(shí)效過(guò)程中微結(jié)構(gòu)的形成與演變，進(jìn)行單級(jí)與不同形式的多級(jí)時(shí)效，調(diào)控鋁合金的性能，在這方面形成了許多創(chuàng)新思路，并創(chuàng)立和發(fā)展了系列時(shí)效制備技術(shù)。時(shí)效過(guò)程中根據(jù)硬度(或強(qiáng)度)與溫度(或時(shí)間)由小增大和下降，經(jīng)由峰值的變化規(guī)律，合金可調(diào)控為不同的欠時(shí)效、峰值時(shí)效和不同的過(guò)時(shí)效狀態(tài)。若合金需要滿足耐蝕性能、韌性等要求，一般需采用雙級(jí)或多級(jí)時(shí)效，或斷續(xù)時(shí)效等技術(shù)進(jìn)行調(diào)控[58?62]。

峰值時(shí)效使合金具有最高強(qiáng)度。人們?yōu)榱双@得最高強(qiáng)度建立了峰值時(shí)效制度，材料的時(shí)效狀態(tài)被稱為T6。此時(shí)，時(shí)效析出相粒子的大小與分布可同時(shí)阻礙位錯(cuò)切過(guò)和繞過(guò)，強(qiáng)化效果最佳。7178-T6，7079-T6，7075-T6，7050-T6等合金材料為峰值強(qiáng)度狀態(tài)。并且，隨時(shí)效溫度的降低，合金中析出相更加細(xì)小彌散，強(qiáng)度會(huì)更高。但是，應(yīng)用表明，T6態(tài)7xxx系鋁合金往往存在嚴(yán)重應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂問(wèn)題。

過(guò)時(shí)效提高抗應(yīng)力腐蝕性能。合金的過(guò)時(shí)效狀態(tài)被稱為T7狀態(tài)。根據(jù)結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)對(duì)強(qiáng)度和抗應(yīng)力腐蝕性能的要求，可采用不同的T7過(guò)時(shí)效狀態(tài)，如T76、T74、T73等。對(duì)于強(qiáng)度由高到低的順序?yàn)門6、T76、T74、T73，而對(duì)于抗應(yīng)力腐蝕性能則順序相反。過(guò)時(shí)效一般采用雙級(jí)時(shí)效工藝，根據(jù)性能要求，調(diào)控GP區(qū)的數(shù)量、體積分?jǐn)?shù)以及亞穩(wěn)態(tài)相的數(shù)量達(dá)到目標(biāo)。如圖9所示，7449鋁合金在120 ℃、160 ℃雙級(jí)時(shí)效過(guò)程中的微結(jié)構(gòu)演變用小角度X射線散射測(cè)量結(jié)果進(jìn)行了直觀的表征。

由圖9可見(jiàn)，時(shí)效過(guò)程中沉淀粒子的體積分?jǐn)?shù)、密度、半徑大小與長(zhǎng)大速度與時(shí)間的關(guān)系表征得非常清楚，為性能的設(shè)計(jì)和調(diào)控奠定了基礎(chǔ)。

合金經(jīng)過(guò)時(shí)效后，一方面T6狀態(tài)的連續(xù)分布晶界相變成T7狀態(tài)的斷續(xù)分布，有利切斷腐蝕電流；另一方面促使晶內(nèi)、晶界之間元素的擴(kuò)散，降低晶界與基體間的電極電位差，減小腐蝕傾向。合金抗應(yīng)力腐蝕性能提高，但晶內(nèi)第二相已變得粗大，合金強(qiáng)度下降[64]。合金狀態(tài)可根據(jù)強(qiáng)度與耐腐蝕性能等要求進(jìn)行調(diào)控。過(guò)時(shí)效的鋁合金材料7075-T73，7050-T73,7050-T74已大量用做飛機(jī)關(guān)鍵結(jié)構(gòu)件。

圖9 采用小角度X射線散射測(cè)量7449鋁合金雙級(jí)時(shí)效過(guò)程中的沉淀粒子體積分?jǐn)?shù)、密度、半徑與長(zhǎng)大速度與時(shí)間溫度的關(guān)系[63]

回歸再時(shí)效使合金高強(qiáng)和高抗應(yīng)力腐蝕。如上所述，雖然過(guò)時(shí)效可提高抗應(yīng)力腐蝕性能，但合金的強(qiáng)度一般降低10%~15%。為了改善抗應(yīng)力腐蝕性能，而又盡量保持高強(qiáng)度，1973年CINA等[65]發(fā)明了三級(jí)時(shí)效制度，稱為回歸再時(shí)效(Retrogression and re-ageing，RRA)。合金通過(guò)回歸處理，回溶第一級(jí)時(shí)效中小于臨界尺寸的微結(jié)構(gòu)，爾后再時(shí)效，使晶界上形成T7狀態(tài)不連續(xù)分布相，而晶內(nèi)形成T6狀態(tài)彌散分布的高密度亞穩(wěn)相，因而合金的強(qiáng)度高，耐蝕性好[66]。馮迪等[67]研究7055鋁合金經(jīng)RRA熱處理后的顯微組織，結(jié)果表明晶內(nèi)第二相細(xì)小高密度分布，晶界斷續(xù)分布，是典型的高強(qiáng)抗應(yīng)力腐蝕組織特征。經(jīng)三級(jí)時(shí)效處理后的鋁合金材料7150-T7752，7150-T7751，7055-T7751已大量用做飛機(jī)的關(guān)鍵結(jié)構(gòu)件。

斷續(xù)時(shí)效使合金高強(qiáng)高韌。為了使基體中的原子充分析出對(duì)材料的服役性能作貢獻(xiàn)，在第一級(jí)時(shí)效后不是升溫回歸處理，而是采取快速冷卻，形成高濃度空位和一定飽和濃度的溶質(zhì)原子，緊接著高溫時(shí)效，進(jìn)行二次析出。此技術(shù)稱之?dāng)嗬m(xù)時(shí)效(Interrupted ageing)。利用第一次高溫時(shí)效后的淬火空位進(jìn)行時(shí)效，調(diào)控原子團(tuán)簇或GP區(qū)的濃度與大小，使合金進(jìn)一步強(qiáng)化；若繼續(xù)高溫時(shí)效，低溫時(shí)效中形成的微結(jié)構(gòu)進(jìn)行演變、長(zhǎng)大，提高合金的韌性。如表4所列，鋁合金經(jīng)斷續(xù)時(shí)效后，與T6狀態(tài)相比，不僅強(qiáng)度相當(dāng)或提高，而且韌性顯著提高。

2.6 微合金化調(diào)控

在原有鋁合金系列中，添加不同微量元素，可以形成新的析出相，從而調(diào)控合金的性能。如表5所列，在不同Cu-Mg比值的Al-Cu-Mg合金中添加0.4%Ag，形成不同的新相，其中相在高溫下穩(wěn)定，有利于提高合金的耐熱性能。在Al-Cu系中添加微量Cd、In、Sn可改變合金的時(shí)效硬化特性。由于這些元素有利于與空位反應(yīng)，并容易吸附在析出相/基體界面上，降低析出相所需界面能，易形成小的(約5 nm)原子團(tuán)簇,發(fā)生非均質(zhì)形核，降低沉淀相形成溫度，研究表明，Al-4Cu-0.05In與Al-4Cu合金相比，′相沉淀溫度降低了85℃；并且提高析出相密度和合金的硬化能力。

表4 一些2xxx，6xxx，7xxx鋁合金T6 、T6I4 與T6I6 狀態(tài)性能的比較[68]

表5 在Al-Cu-Mg 三元合金中添加 0.4%Ag 所形成的析出相[11, 45, 69?71]

添加微量過(guò)渡簇元素，如Cr、Mn、Ti、Zr等，可通過(guò)控制基體組織和界面析出調(diào)控性能[72]。這些元素與鋁形成彌散相，一方面阻止再結(jié)晶，控制晶界結(jié)構(gòu)；另一方面可根據(jù)彌散相與基體界面的結(jié)構(gòu)，控制淬火過(guò)程中界面的析出，降低合金的淬火敏感 性[73?75]。研究表明，以Zr、Sc共格/半共格相界面替代Cr、Mn非共格相界面，鋁合金材料的淬火敏感性降低，材料的截面可加厚，沿厚向性能的均勻性提高。但共格/半共格界面通過(guò)再結(jié)晶會(huì)向非共格界面轉(zhuǎn)化。如圖10所示的7150鋁合金在空冷和水淬條件下Al3Zr 彌散相的分布情況。由于再結(jié)晶的發(fā)生，導(dǎo)致Al3Zr粒子與基體形成非共格相界面[73]，緩慢冷卻過(guò)程中這種界面有利于平衡相的析出，提高了合金的淬火敏感性。但回復(fù)組織中的Al3Zr粒子仍與基體共格，有利于降低淬火敏感性。

圖10 Al3Zr彌散相的TEM像和電子衍射譜[73]

3 結(jié)語(yǔ)

系統(tǒng)地回顧了3類常用時(shí)效熱處理鋁合金的典型時(shí)效析出序列和時(shí)效析出相結(jié)構(gòu)，闡述了空位、位錯(cuò)、相界面晶體缺陷以及外應(yīng)力/應(yīng)變和合金化元素調(diào)控時(shí)效析出相的基本原理，獲得以下結(jié)論。

1) 鋁合金淬火、時(shí)效處理是調(diào)控組織性能的重要技術(shù)途徑。性能的調(diào)控涉及強(qiáng)度、耐蝕、疲勞和韌性等，時(shí)效技術(shù)包括峰值時(shí)效、過(guò)時(shí)效、多級(jí)時(shí)效、斷續(xù)時(shí)效等。

2) 淬火、時(shí)效技術(shù)的發(fā)展，需設(shè)法控制淬火冷卻速率，抑制平衡相析出；時(shí)效需設(shè)法增加位錯(cuò)密度、空位濃度，大幅提高具有多臨界尺度GP區(qū)的密度，最大限度降低溶質(zhì)原子的濃度，增大析出量，促使析出的細(xì)化、均勻化和亞穩(wěn)化。

3) 添加微合金化元素降低時(shí)效亞穩(wěn)相形核表面能，有利時(shí)效析出，或促使新相形成；添加過(guò)渡簇元素，控制再結(jié)晶晶界和相界析出。

REFERENCES

[1] POLMEAR I J. Light alloys: metallurgy of the light metals[M]. 4th ed, Melbourne: Elsevier, 2006.

[2] DUPARE O H, WILM Alfred. The beginnings of duralumin[J]. Z Metallkd, 2005, 96(4): 398?404.

[3] WILM A. Physical-metallurgical alccminium-magnesium alloys[J]. Z Metallkd, 1911, 8(8): 225?227.

[4] WILM A. Methods for application of aluminum-magnesium alloys[P]. DE 244554, 1909.

[5] POLMEAR I J. Aluminium alloys—A century of age hardening[J]. Mater Forum, 2004, 28: 1?13.

[6] KARLIK M, JOUFFREY B. High resolution electron microscopy study of Guinier-Preston (GP1) zones in Al-Cu based alloys[J]. Acta Mater, 1997, 45(8): 3251?3263.

[7] HU S Y, BASKER M I, STAN M, CHEN L Q. Atomistic calculations of interfacial energies, nucleus shape and size of′ precipitates in Al-Cu alloys[J]. Acta Mater, 2006, 54(18): 4699?4707.

[8] PRESTON G D. The diffraction of X-rays by an age-hardening alloy of aluminium and copper. The structure of an intermediate phase[J]. The London, Edinburgh, and Dublin Philosophical Magazine and Journal of Science, 1938, 26(178): 855?871.

[9] KARLIK M, JOUFFREY B, BELLIOT S. The copper content of Guinier-Preston (GP1) zones in Al-1.84 at.% Cu alloy[J]. Acta Mater, 1998, 46(5): 1817?1825.

[10] HONO K, SATOH T, HIRANO K I. Evidence of multi-layer GP zones in Al-1·7at.%,Cu alloy[J]. Philosophical Magazine A, 1986, 53(4): 495?504.

[11] RINGER S P, HONO K, POLMEAR I J, SAKURAI T. Nucleation of precipitates in aged AlCuMg(Ag) alloys with high Cu:Mg ratios[J]. Acta Mater, 1996, 44(5): 1883?1898.

[12] HONO K, RINGER S P. Microstructural evolution and age hardening in aluminium alloys: atom probe field-ion microscopy and transmission electron microscopy studies[J]. Mater Charact, 2000, 44: 101?131.

[13] RINGER S P, CARAHER S K, POLMEAR I J. Response to comments on cluster hardening in an aged Al-Cu-Mg alloy[J]. Scr Mater, 1998, 39(11): 1559?1567.

[14] BAGARYATSKY Y A. Understand a nano-structure precipitate using X-ray scattering[J]. Dokl A Kad Nauk SSSR, 1952, 87: 559?562.

[15] WANG S C, STARINK M J. The assessment of GPB2/S″ structures in Al-Cu-Mg alloys[J]. Mater Sci Eng, A, 2004, 386(1/2): 156?163.

[16] CHARAI A, WALTHER T, ALFONSO C, ZAHRA A M, ZAHRA C Y. Coexistence of clusters, GPB zones,″-,′- and-phases in an Al-0.9% Cu-1.4% Mg alloy[J]. Acta Mater, 2000, 48(10): 2751?2764.

[17] MONDOLFO L F. Metallography of aluminum alloys[M]. New York: John Willey & Sons, 1943.

[18] CUISIAT F, DUVAL P, GRAF R. Study of the early stage of decomposition of Al-Cu-Mg alloy[J]. Scripta Metallurgica, 1984, 18(10): 1051?1056.

[19] WOLVERTON C. Crystal structure and stability of complex precipitate phases in Al-Cu-Mg-(Si) and Al-Zn-Mg alloys[J]. Acta Mater, 2001, 49: 3129?3124.

[20] RALSTON K D, BIRBILIS N, WEYLAND M, HUTCHINSON C R. The effect of precipitate size on the yield strength-pitting corrosion correlation in Al-Cu-Mg alloys[J]. Acta Mater, 2010, 58(18): 5941?5948.

[21] RINGER S P, H?NO K. Microstructural evolution and age hardening in aluminium alloys: atom probe field-ion microscopy and transmission electron microscopy studies[J]. Mater Charact, 2000, 44(1/2): 101?131.

[22] POGATSCHER S, ANTREKOWITSCH H, WERINOS M, MOSZNER F, GERSTL S S A, FRANCIS M F, CURTIN W A, L?FFLER J F, UGGOWITZER P J. Diffusion on demand to control precipitation aging: application to Al-Mg-Si alloys[J]. Phys Rev Lett, 2014, 112(22): 225701.

[23] MARIOARA C D, ANDERSEN S J, ZANDBERGEN H W, HOLMESTAD R. The influence of alloy composition on precipitates of the Al-Mg-Si system[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2005, 36(3): 691?702.

[24] WANG X, ESMAEILI S, LLOYD D J. The sequence of precipitation in the Al-Mg-Si-Cu alloy AA6111[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2006, 37(9): 2691?2699.

[25] POGATSCHER S, ANTREKOWITSCH H, LEITNER H, EBNER T, UGGOWITZER P J. Mechanisms controlling the artificial aging of Al-Mg-Si alloys[J]. Acta Mater, 2011, 59(9): 3352?3363.

[26] MURAYAMA M, H?NO K. Pre-precipitate clusters and precipitation processes in Al-Mg-Si alloys[J]. Acta Mater, 1999, 47(5): 1537?1548.

[27] MATSUDA K, KAWABATA T, UETANI Y, SATO T, KAMIO A, IKENO S. HRTEM observation of G.P. zones and metastable phase in Al-Mg-Si alloys[J]. Mater Sci Forum, 2000, 331/337: 989?994.

[28] MARIOARA C D, ANDERSEN S J, JANSEN J, ZANDBERGEN H W. The influence of temperature and storage time at RT on nucleation of the″ phase in a 6082 Al-Mg-Si alloy[J]. Acta Mater, 2003, 51(3): 789?796.

[29] ANDERSEN S J, ZANDBERGEN H W, JANSEN J, TR?HOLT C, TUNDAL U, REISO O. The crystal structure of the″ phase in Al-Mg-Si alloys[J]. Acta Mater, 1998, 46(9): 3283?3298.

[30] HASTING H S, FR?SETH A G, ANDERSEN S J, VISSERS R, WALMSLEY J C, MARIOARA C D, DANOIX F, LEFEBVRE W, HOLMESTAD R. Composition of″ precipitates in Al-Mg-Si alloys by atom probe tomography and first principles calculations[J]. J Appl Phys, 2009, 106(12): 123527.

[31] CHAKRABARTI D J, LAUGHLIN D E. Phase relations and precipitation in Al-Mg-Si alloys with Cu additions[J]. Progress in Materials Science, 2004, 49(3/4): 389?410.

[32] BANHART J, CHANG C S T, LIANG Z, WANDERKA N, LAY M D H, HILL A J. Natural aging in Al-Mg-Si alloys—A process of unexpected complexity[J]. Advanced Engineering Materials, 2010, 12(7): 559?571.

[33] DESCHAMPS A, BIGOT A, LIVET F, AUGER P, BRECHET Y, BLAVETTE D. A comparative study of precipitate composition and volume fraction in an Al-Zn-Mg alloy using tomographic atom probe and small-angle X-ray scattering[J]. Philosophical Magazine A, 2001, 81(10): 2391?2414.

[34] SCHMUCK P A C, DANOIX F, BLAVETTE D. Quantitative analysis of GP zones formed at room temperature in a 7150 Al-based alloy[J]. Appl Surf Sci, 1995, 87/88: 228?233.

[35] BUHA J, LUMLEY R N, CROSKY A G. Secondary ageing in an aluminium alloy 7050[J]. Mater Sci Eng A, 2008, 492: 1?10.

[36] JIANG X J, TAFTO J, NOBLE B, HOLME B, WATERLOO G. Differential scanning calorimetry and electron diffraction investigation on low-temperature aging in Al-Zn-Mg alloys[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2000, 31(2): 339?348.

[37] SHA G, CEREZO A. Early-stage Precipitation in Al-Zn-Mg-Cu alloy (7050)[J]. Acta Mater, 2004, 52: 4503?4516.

[38] L?FFLER H, KOVáCS I, LENDVAI J. Decomposition processes in Al-Zn-Mg alloys[J]. J Mater Sci, 1983, 18(8): 2215?2240.

[39] DEGISHER H P, LACOM W, ZAHRA A, ZAHRA C Y. Decomposition processes in an Al-5%Zn-1%Mg alloy[J]. Z Metallkd, 1980, 71: 231?238.

[40] LI X Z, HANSEN V, GJ?NNES J, WALLENBERG L R. HREM study and structure modeling of the′ phase, the hardening precipitates in commercial Al-Zn-Mg alloys[J]. Acta Mater, 1999, 47(9): 2651?2659.

[41] MARIOARA C D, LEFEBVRE W, ANDERSEN S, FRIIS J. Atomic structure of hardening precipitates in an Al-Mg-Zn-Cu alloy determined by HAADF-STEM and first-principles calculations: relation to-MgZn2[J]. J Mater Sci, 2013, 48(10): 3638?3651.

[42] ZHANG Y, WEYLAND M, MILKEREIT B, REICH M, ROMETSCH P A. Precipitation of a new platelet phase during the quenching of an Al-Zn-Mg-Cu alloy[J]. Scientific Reports, 2016. doi: 1038/srep23109.

[43] BRENNER S S, KOWALIK J, HUA M J. FIM/atom probe analysis of a heat treated 7150 aluminum alloy[J]. Surf Sci, 1991, 246(1): 210?217.

[44] WARREN P J, GROVENOR C R M, CROMPTON J S. Field-ion microscope/atom-probe analysis of the effect of RRA heat treatment on the matrix strengthening precipitates in alloy Al-7150[J]. Surf Sci, 1992, 266(1): 342?349.

[45] MALONEY S K, HONO K, POLMEAR I J, RINGER S P. The chemistry of precipitates in an aged Al-2.1Zn-1,7Mg at.% alloy[J]. Scr Mater, 1999, 41(10): 1031?1038.

[46] STILLER K, WARREN P J, HANSEN V, ANGENETE J, GJ?NNES J. Investigation of precipitation in an Al-Zn-Mg alloy after two-step ageing treatment at 100° and 150℃[J]. Mater Sci Eng A, 1999, 270: 55?63.

[47] FANG X, SONG M, LI K, DU Y, ZHAO D, JIANG C, ZHANG H. Effect of Cu and Al on the crystal structure and composition of h (MgZn2) phase in over-aged Al-Zn-Mg-Cu alloys[J]. J Mater Sci, 2012, 47: 5419?5427.

[48] FALAHATI A, LANG P, KOZESCHNIK E. Precipitation in Al-alloy 6016-the role of excess vacancies[J]. Mater Sci Forum, 2011, 706/709: 317?322.

[49] LANG P, FALAHATI A, AHMADI M R, WARCZOK P, POVODEN-KARADENIZ E, KOZESCHNIK E, RADIS R. Modeling the influence of cooling rate on the precipitate evolution in Al-Mg-Si (Cu) alloys[J]. Mater Sci Technol, 2011, 16/20: 284?291.

[50] FISCHER F D, SVOBODA J, APPEL F, KOZESCHNIK E. Modeling of excess vacancy annihilation at different types of sinks[J]. Acta Mater, 2011, 59(9): 3463?3472.

[51] MARCEAU R K W, SHA G, LUMLEY R N, RINGER S P. Evolution of solute clustering in Al-Cu-Mg alloys during secondary ageing[J]. Acta Mater, 2010, 58(5): 1795?1805.

[52] 李慧中, 張新明, 陳明安, 周卓平, 龔敏如. 預(yù)變形對(duì)2519鋁合金組織與力學(xué)性能的影響[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2004, 14(12): 1990?1994. LI Hui-zhong, ZHANG Xin-ming, CHEN Ming-an, ZHOU Zhou-ping, GONG Ming-ru. Effect of pre-deformation on microstructures and mechanical properties of 2519 aluminum alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2004, 14(12): 1990?1994.

[53] ETO T, SATO A, MORI T. Stress-oriented precipitation of G.P. Zones and′ in an Al-Cu alloy[J]. Acta Metallurgica, 1987, 26(3): 499?508.

[54] DESCHAMPS A, BLEY F, LIVET F, FABREGUE D, DAVID L. In-situ small-angle X-ray scattering study of dynamic precipitation in an Al-Zn-Mg-Cu alloy[J]. Philos Mag, 2003, 83(6): 677?692.

[55] ZHANG X M, LIU W, LIU S D, ZHOU M. Effect of Processing Parameters on Quench Sensitivity of an AA7050 sheet[J]. Mater Sci Eng A, 2011, 528: 795?802.

[56] MILKEREIT B, WANDERKA N, SCHICK C, KESSLER O. Continuous cooling precipitation diagrams of Al-Mg-Si alloys[J]. Mater Sci Eng A, 2012, 550: 87?96.

[57] ZHANG Y, MILKEREIT B, KESSLER O, SCHICK C, ROMETSCH P. Development of continuous cooling precipitation diagrams for aluminium alloys AA7150 and AA7020[J]. J Alloys Compd, 2014, 584: 581?589.

[58] 李 海, 鄭子樵, 王芝秀. 含銀7055鋁合金回歸再時(shí)效過(guò)程中得組織與性能變化[J].稀有金屬材料與工程, 2004, 33(7): 718?722. LI H, ZHENG Z Q, WANG Z X. Retrogression and reaging of Ag-containing 7055 Al alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2004, 33(7): 718?722

[59] 謝優(yōu)華, 楊守杰, 戴圣龍, 陸 政.鋯元素在鋁合金中的應(yīng)用[J].航空材料學(xué)報(bào), 2002, 22(4): 56?61. XIE Y H, YANG S J, DAI S L, LU Z. Application of element Zr in aluminum alloys[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2002, 22(4): 56?61.

[60] 劉 剛, 張國(guó)君, 丁向東, 孫 軍, 陳康華.含有不同尺度量級(jí)第二相的高強(qiáng)鋁合金斷裂韌性模型[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2002, 12(4): 706?713. LIU Gang, ZHANG Guo-jun, DING Xiang-dong, SUN Jun, CHENG Kang-hua. A model for fracture toughness of high strength aluminum alloys containing second particles of various sized scales[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2002, 12(4): 706?713.

[61] 劉 剛, 丁向東, 孫 軍, 陳康華.具有盤(pán)狀析出相鋁合金的時(shí)效強(qiáng)化模型[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2001, 11(3): 337?347. LIU Gang, DING Xiang-dong, SUN Jun, CHENG Kang-hua. A model for age strengthening of plate-like-precipitate-containing Al alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2001, 11(3): 337?347.

[62] 伍尚華, 盧 宜. LY12合金在拉伸變形中的微觀結(jié)構(gòu)[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 1994, 4(4): 87?90. WU Shang-hua, LU Yi. The microstructure changes during tensile deformation of alloy LY12[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 1994, 4(4): 87?90.

[63] FRIBOURG G, BRéCHET Y, DESCHAMPS A, SIMAR A. Microstructure-based modelling of isotropic and kinematic strain hardening in a precipitation-hardened aluminium alloy[J]. Acta Mater, 2011, 59(9): 3621?3635.

[64] 張 勇, 張新明, 劉勝膽, 歐 軍, 徐 敏, 鐘奇鳴.時(shí)效工藝對(duì)1933鋁合金鍛件腐蝕性能的影響[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2011, 21(7): 1527?1534. ZHANG Yong, ZHANG Xin-ming, LIU Sheng-dan, OU Jun, XU Min, ZHONG Qi-ming. Effects of aging treatment on corrosion properties of 1933 aluminum alloy forging[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(7): 1527?1534.

[65] WILM A. Hardening effect from aluminium-magnesium alloys[P]. DE 2444554, 1909.

[66] FENG D, ZHANG X M, LIU S D, WANG T, WU Z Z, GUO Y W. The effect of pre-ageing temperature and retrogression heating rate on the microstructure and properties of AA7055[J]. Mater Sci Eng A, 2013, 588: 34?42.

[67] 馮 迪, 張新明, 劉勝膽.非等溫回歸再時(shí)效對(duì)7055鋁合金中厚板的厚向組織及性能均勻性的影響[J].有色金屬學(xué)報(bào), 2015, 25(11): 3000?3010. FENG Di, ZHANG Xin-ming, LIU Sheng-dan. Effect of non-isothermal retrogression and re-ageing on through-thickness homogeneity of microstructure and properties in 7055 aluminum alloy medium thick plate[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2015, 25(11): 3000?3010.

[68] LUMLEY R N, POLMEAR I J, MORTON A J. Temper developments using secondary ageing[J]. Mater Forum, 2004, 28: 85?95.

[69] MUDDLE B C, POLMEAR I J. The Precipitate phase in Al-Cu-Mg-Ag alloys[J]. Acta Mater, 1989, 3: 777?789.

[70] POLMEAR I J. Tensile properties of modified aluminium-zinc-magnesium alloys containing silver[J]. Journal of the Institute of Metals, 1966, 94: 36?37.

[71] VIETZ J T, SARGANT K R, POLMEAR I J. The influence of small additions of silver on the ageing of aluminium alloys: further observations on Al-Zn-Mg alloys[J]. Journal of the Institute of Metals, 1964, 92: 327?333.

[72] 李培躍, 熊柏青, 張永安, 李志輝, 朱寶宏, 王 峰, 劉紅偉.淬火介質(zhì)對(duì)7050鋁合金末端淬特性的影響[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2011, 21(5): 961?967. LI Pei-yue, XIONG Bai-qing, ZHANG Yong-an, LI Zhi-hui, ZHU Bao-hang, WANG Feng, LIU Hong-wei. Effect of quenching media on Jominy end quench behavior of 7050 Al alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(5): 961?967.

[73] ZHANG Y, BETTLES C, ROMETSCH P A. Effect of recrystallisation on Al3Zr dispersoid behaviour in thick plates of aluminium alloy AA7150[J]. J Mater Sci, 2014, 49: 1709?1715.

[74] 劉勝膽, 李承波, 歐陽(yáng)惠, 鄧運(yùn)來(lái), 張新明, 劉星興.超高強(qiáng)7000系鋁合金的淬火敏感性[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2013, 22(4): 927?938. LIU Sheng-dan, LI Cheng-bo, OUYANG Hui, DENG Yun-lai, ZHANG Xing-ming, LIU Xing-xing. Quench sensitivity of ultrahigh strength 7000 series aluminum alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2013, 22(4): 927?938.

[75] 劉勝膽, 張新明, 游江海, 黃振寶, 張 翀, 張小艷, 7055鋁合金的TTP曲線及其應(yīng)用[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2006, 16(12): 2034?2039. LIU Sheng-dan, ZHANG Xing-ming, YOU Jiang-hai, HUANG Zhen-bao, ZHANG Chong, ZHANG Xiao-yan. TTP curve of 7055 alum inum alloy and its application[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2006, 16(12): 2034?2039.

(編輯 龍懷中)

Aging microstructure evolution in high strength aluminum alloys and performance controlling

ZHANG Yong1, LI Hong-ping1, KANG Wei2, ZHANG Xin-ming1

(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China 2. Commercial Aircraft Corporation of China, Shanghai 200126, China)

The ageing precipitates evolution determined and described with the modern physics test/analysis technology in high strength aluminum alloys was reviewed, which includes microstructure, size, distribution and morphology of clusters of atoms, Guinier-Preston (GP) zones, intermediate metastable precipitates and equilibrium phases, which can form and evolve during ageing due to spontaneous reducing of the system free-energy. The precipitates on the coherent/half-coherent dispersoid interfaces were compared with those on the incoherent interfaces. The microstructures can be adjusted with vacancy, dislocation, stress, strain, quench-cooling rate, multi-ageing and micro-alloying, the microstructure evolution principles were elucidated, and some ageing controlling technologies were shown. Some achievements were demonstrated in the improvement in the ageing and microalloying of high strength aluminum alloys as well.

aluminum alloy; ageing; microstructure; interface; property

Project (152612) supported by the Chinese and International Post-Doctor Exchange Project; Project (2012CB619500) supported by the National Basic Research Program of China; Project (2013DFG51890) supported by the China-Australia Jointing Research Project for Light Metals

2016-12-20; Accepted date: 2017-02-20

ZHANG Xin-ming; Tel: +86-731-88830265; E-mail: xmzhang@csu.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.07.02

1004-0609(2017)-07-1323-14

TG146.2

A

中國(guó)博士后國(guó)際交流引進(jìn)計(jì)劃資助項(xiàng)目(152612)；國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目(2012CB619500)；中澳國(guó)際合作資助項(xiàng)目(2013DFG51890)

2016-12-20；

2017-02-20

張新明，教授，博士；電話：0731-88830265；E-mail：xmzhang@csu.edu.cn