李 海，陳 鵬，王芝秀，鄭子樵

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時效對固溶+冷軋7075鋁合金力學(xué)性能和顯微組織的影響

李 海1, 2，陳 鵬1，王芝秀1, 2，鄭子樵3

(1. 常州大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，常州 213164； 2. 常州大學(xué) 江蘇省材料表面科學(xué)與技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，常州 213164； 3. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083)

采用拉伸測試、金相顯微鏡、XRD及TEM等方法，研究時效處理對經(jīng)歷固溶+冷軋的7075鋁合金顯微組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律。力學(xué)性能測試表明：80、100、120 ℃時效均能顯著提高合金強(qiáng)度并保持一定塑性。(475 ℃, 1 h固溶處理)+80%壓下量冷軋+(80 ℃, 48 h)時效合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為773 MPa、720 MPa和5%。顯微組織分析表明：相較于冷軋合金，時效合金強(qiáng)度的提高源于冷軋加工硬化(高的位錯密度、高的軋制織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)及細(xì)化的晶粒尺寸)和析出強(qiáng)化的共同作用；時效合金伸長率的改善與位錯回復(fù)程度和析出相特征同時相關(guān)。此外，根據(jù)時效析出和位錯回復(fù)特征，分析了時效過程中合金強(qiáng)度和伸長率的變化規(guī)律。

7075鋁合金；形變熱處理；顯微組織；力學(xué)性能

時效硬化7000系A(chǔ)l-Zn-Mg-Cu合金具有低密度、高強(qiáng)度、高韌性以及良好的耐蝕性和塑性變形性能，廣泛應(yīng)用于航空航天、軌道交通、軍工裝備等領(lǐng)域[1?2]。通常情況下，時效硬化鋁合金強(qiáng)度主要來源于納米級析出相的強(qiáng)化作用。因此，增大元素含量能夠增加析出相數(shù)量，從而提高合金強(qiáng)度[3?5]，然而，溶解度極限使得增大合金元素含量只能在有限范圍內(nèi)進(jìn)行，也就是說，通過析出強(qiáng)化來提高合金強(qiáng)度是有限的。為了進(jìn)一步提高金屬材料強(qiáng)度，采用強(qiáng)塑性變形(Severe plastic deformation, SPD)方法將常規(guī)微米級晶粒尺寸細(xì)化至亞微米、甚至納米級，從而大幅度提高合金強(qiáng)度，已經(jīng)得到廣泛研究并開發(fā)出多種實(shí)施方法[6?11]，例如等徑角擠(Equal channel angular pressing, ECAP)、高壓扭轉(zhuǎn)(High pressure torsion, HPT)、累積軋制(Accumulative roll bonding, ARB)、超低溫軋制(Rolling at cryogenic temperature, Cryorolling)等。然而，SPD方法存在樣品尺寸小、裝備要求高、作業(yè)風(fēng)險大、生產(chǎn)成本高等問題，迄今難以應(yīng)用于鋁合金工業(yè)化生產(chǎn)。

為了適應(yīng)高性能鋁合金板材工業(yè)化生產(chǎn)，一種基于常規(guī)固溶處理、冷軋及時效相結(jié)合的形變熱處理方法已被開發(fā)出來。根據(jù)這種方法，李海等[12]研究表明，6061鋁合金經(jīng)(550 ℃, 1 h)固溶處理+(180 ℃, 2 h)欠時效+75%壓下量冷軋+(180 ℃, 48 h)再時效，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為560 MPa和542 MPa，伸長率為 7%。顧媛等[13]研究表明，經(jīng)(560 ℃, 30 min)固溶處 理+24 h自然時效+80%壓下量冷軋+(180 ℃, 1 h)時效，Al-0.75Mg-0.75Si-0.8Cu合金的抗拉強(qiáng)度為 450 MPa，伸長率為7.1%。HUANG等[14]研究表明，2024鋁合金經(jīng)(500 ℃, 1 h)固溶處理+40%壓下量冷軋+(175 ℃, 7 h)時效，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別達(dá)到608 MPa和540 MPa，伸長率為7.8%。PANIGRAHI等[15]研究表明，經(jīng)過(490 ℃, 6 h)固溶處理+應(yīng)變量為2.3冷軋+(100 ℃, 35 h)時效，7075鋁合金抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為618 MPa、577 MPa和6%。上述研究結(jié)果表明，與SPD方法相比，通過常規(guī)固溶處理、冷軋及時效相結(jié)合，不僅大幅度提高時效硬化鋁合金強(qiáng)度，還能保持一定伸長率；更為重要的是，這種形變熱處理方法在現(xiàn)有生產(chǎn)條件下便可實(shí)施，具有良好的工業(yè)化應(yīng)用前景。

與2000系和6000系鋁合金相比，采用常規(guī)固溶處理、冷軋及時效相結(jié)合來提高7000系鋁合金力學(xué)性能的研究仍相對較少[15]。為此，本文作者以7075鋁合金為實(shí)驗(yàn)材料，研究后續(xù)時效處理對經(jīng)歷固溶處理及室溫冷軋合金拉伸性能的影響規(guī)律，優(yōu)化出最佳形變熱處理工藝參數(shù)，并在顯微組織分析基礎(chǔ)上，進(jìn)一步探討合金強(qiáng)化與韌化機(jī)制。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為5 mm厚的7075鋁合金板材，化學(xué)成分為5.8 Zn，2.4 Mg，1.8 Cu，0.3 Mn，0.1 Cr，0.4 Si，0.5 Fe，0.1 Ti，余量Al(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)。板材經(jīng)475 ℃、1 h固溶處理(Solution treating，ST)和室溫水淬，多道次冷軋(Cold-rolling，CR)至1 mm厚(總壓下量為80%)。隨后，冷軋板分別進(jìn)行80、100、120 ℃人工時效(Artificial ageing，AA)。為了比較力學(xué)性能，部分淬火板材直接進(jìn)行120 ℃、24 h峰值時效(Peak ageing，PA)。

采用電火花線切割技術(shù)，沿板材軋向加工出標(biāo)距長35 mm、寬8 mm的板狀試樣，在WDT?30型電子試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸性能測試，拉伸速率為2 mm/min。每種處理狀態(tài)測試3個平行試樣，并以平均值形式給出抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率。

截取拉伸試樣夾持端，通過機(jī)械減薄至約100 μm厚，然后在?30 ℃左右的30% HNO3+70% CH3OH溶液(體積分?jǐn)?shù))中進(jìn)行雙噴電解減薄，制得透射電鏡(Transmission electron microscopy，TEM)薄膜樣品，電壓約為12 V，電流約為80 mA。利用JEM?2100 型高分辨TEM進(jìn)行組織觀察，操作電壓為200 kV。

式中：為純鋁Burgers矢量的大小，約0.286 nm。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 拉伸性能

7075鋁合金經(jīng)過475 ℃、1 h固溶處理和室溫水淬，ST試樣抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為492 MPa、232 MPa和26.9%。ST試樣進(jìn)一步進(jìn)行120 ℃、24 h時效，得到PA試樣，合金抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度分別大幅度提高到629 MPa和531 MPa，而伸長率降至12.4%。ST試樣進(jìn)行80%壓下量冷軋變形，CR試樣抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別大幅度提高至714 MPa和677 MPa，而伸長率則急劇降至2.5%。

圖1(a)和(b)所示分別為CR試樣經(jīng)80、100、120 ℃時效后，AA試樣抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的變化規(guī)律?？梢钥闯?，3種溫度時效過程中AA試樣均存在2個強(qiáng)度峰。時效初期，AA試樣強(qiáng)度略有降低；隨后，隨著時效時間的延長，強(qiáng)度先增加至峰值I后逐漸下降至最低值，然后，再次上升至峰值II后再次下降。時效溫度的高低不改變強(qiáng)度峰數(shù)量，但影響達(dá)到強(qiáng)度峰的時間。例如，當(dāng)CR試樣進(jìn)行100 ℃時效時，即AA試樣經(jīng)(100 ℃, 12 h)處理后達(dá)到強(qiáng)度峰Ⅰ，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為751 MPa和707 MPa；AA試樣經(jīng)(100 ℃, 72 h)處理后達(dá)到強(qiáng)度峰Ⅱ，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為768 MPa和738 MPa。與100 ℃時效相比，80 ℃時效合金峰值時效時間有所延長，120 ℃時效合金峰值時效時間則有所縮短。具體來說，AA試樣經(jīng)(80 ℃, 48 h)處理后達(dá)到強(qiáng)度峰Ⅰ，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為773 MPa和720 MPa，AA試樣經(jīng)(80 ℃, 96 h)處理后達(dá)到強(qiáng)度峰Ⅱ，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為788 MPa和735 MPa；相比之下，AA試樣經(jīng)(120 ℃, 8 h)處理后到達(dá)強(qiáng)度峰Ⅰ，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為718 MPa和692 MPa；AA試樣經(jīng)(120 ℃, 48 h)處理后達(dá)到強(qiáng)度峰Ⅱ，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為722 MPa和676 MPa。

圖1(c)所示為CR試樣經(jīng)80、100、120 ℃時效后，AA試樣伸長率的變化規(guī)律?？梢钥闯觯珻R試樣伸長率為2.5%，經(jīng)100 ℃時效4 h，AA試樣的伸長率增加至5.1%；繼續(xù)進(jìn)行時效處理AA試樣伸長率逐漸下降；并在時效至72 h時，AA試樣伸長率降至最低值3.8%；隨后，延長時效時間，AA試樣的伸長率再次上升。經(jīng)80 ℃處理的AA試樣和經(jīng)120 ℃處理的AA試樣的伸長率變化規(guī)律與經(jīng)100 ℃處理的AA試樣的基本相同。例如，AA試樣經(jīng)(80 ℃, 8 h)處理后伸長率增加至5.4%，而AA試樣經(jīng)(80 ℃, 96 h)處理后的伸長率降到最低值4.5%；AA試樣經(jīng)(120 ℃, 2 h)處理后伸長率增加至5.3%，而AA試樣經(jīng)(120 ℃, 48 h)處理后的伸長率降至最低值3.7%。由此可見，CR試樣經(jīng)80、100、120 ℃時效后，伸長率能夠得到改善?？偠灾?，固溶+冷軋+時效相結(jié)合能顯著提高7075鋁合金強(qiáng)度并保持一定伸長率，例如，AA試樣經(jīng)(80 ℃, 48 h)處理后的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為773 MPa、720 MPa和5%。

圖1 固溶+冷軋7075鋁合金經(jīng)80、100和120 ℃時效后的拉伸性能

2.2 金相組織

圖2所示為幾種狀態(tài)下試樣如PA、CR、AA?(80 ℃, 72 h)、AA?(100 ℃, 72 h)和AA?(120 ℃, 72 h)狀態(tài)試樣的縱截面金相照片。從圖2(a)可以看出，PA試樣晶粒呈扁平狀，平均晶粒尺寸約25 μm。此外，還可以觀察到一些黑色結(jié)晶相顆粒，這些顆粒以Al7Cu2Fe相為主，同時含有少量Al2CuMg相。圖2(b)表明，經(jīng)80%壓下量冷軋變形，CR試樣晶粒沿軋向拉長，并出現(xiàn)波浪狀的變形帶；同時，板材厚度方向晶粒尺寸顯著減小。此外，與PA相比，CR試樣中結(jié)晶相顆粒的尺寸和分布沒有明顯變化。從圖2(c)、(d)、(e)可以看出，AA?(80 ℃, 72 h)、AA?(100 ℃, 72 h)和AA? (120 ℃, 72 h)這3種狀態(tài)試樣晶粒形貌與CR試樣的基本相同，晶粒仍然沿軋向拉長，變形帶依然存在，由此表明，80、100、120 ℃時效過程中，AA試樣未發(fā)生再結(jié)晶。

圖2 不同處理狀態(tài)合金的縱截面金相組織

2.3 晶體織構(gòu)

由表1可以看出，ST試樣的值為2.7，相比之下，由于軋制織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)增加，CR試樣的值增大至3.19；此外，因?yàn)锳A?(80 ℃, 72 h)、AA?(100 ℃, 72 h)和AA?(120 ℃, 72 h)這幾種狀態(tài)的試樣沒有發(fā)生再結(jié)晶，其織構(gòu)類型和體積分?jǐn)?shù)均與CR試樣的基本相同，因此，MA值也大致相等，分別為3.17、3.17和3.15。

表1 不同處理狀態(tài)試樣的織構(gòu)組分、體積分?jǐn)?shù)及平均Taylor因子值

2.4 位錯密度

表2 不同處理狀態(tài)合金的微晶尺寸、晶格微應(yīng)變和位錯密度

2.5 TEM觀察

圖4所示為不同處理狀態(tài)試樣的TEM像。經(jīng)475 ℃、1 h固溶處理和室溫水淬，ST試樣中Zn、Mg、Cu等元素固溶于基體，形成過飽和固溶體。此外，能譜分析表明，ST試樣還含有一些尺寸在50~200 nm的Al18Cr2Mg3彌散相(見圖4(a))。當(dāng)ST試樣經(jīng)過120 ℃、24 h時效，PA試樣基體析出相以板條狀￠相為主，同時含有少量盤狀相；此外，晶界上分布著粗大相，晶界兩側(cè)分布著寬度約50 nm 的無析出區(qū)(Precipitation free zone, PFZ)(見圖4(b))。ST試樣經(jīng) 80%壓下量冷軋變形，CR試樣中位錯密度急劇增加并纏結(jié)在一起，形成胞狀結(jié)構(gòu)(見圖4(c))。此外，CR試樣中難以觀察到析出相，表明Zn、Mg、Cu等合金元素仍然處于過飽和狀態(tài)。

當(dāng)CR試樣進(jìn)行80、100、120 ℃時效時，一方面，AA試樣中仍然含有高密度位錯，例如AA?(100 ℃, 4 h)、AA?(100 ℃, 48 h)、AA?(100 ℃, 72 h)和AA?(100 ℃, 120 h)這幾種狀態(tài)的合金(見圖4(d)、(g)、(i)、(k))，但是，位錯密度隨著時效時間增加而降低(見表2)，表明AA試樣在時效過程中沒有發(fā)生再結(jié)晶，但發(fā)生了回復(fù)過程；另一方面，AA試樣中開始析出強(qiáng)化相，并且隨著時效時間延長，析出相特征不斷發(fā)生變化[19]。以100 ℃時效為例，AA?(100 ℃, 4 h)狀態(tài)試樣中基體析出相為GP區(qū)(見圖4(e))，這點(diǎn)可從析出相與基體保持共格關(guān)系加以證實(shí)(見圖4(e)中HRTEM像)。當(dāng)時效至12 h，AA?(100 ℃, 12 h)狀態(tài)試樣基體析出相仍以GP區(qū)為主，但析出少量￠相(見圖4(f))；繼續(xù)時效至48 h，AA?(100 ℃, 48 h)狀態(tài)試樣基體析出相主要是￠相和少量GP區(qū)(見圖4(h))；當(dāng)時效至72 h，AA?(100 ℃, 72 h)狀態(tài)試樣基體析出相以￠相為主，同時含有少量相(見圖4(j))；繼續(xù)時效至120 h時，AA?(100 ℃, 120 h)狀態(tài)試樣基體析出相主要是相(見圖4(l))，并且尺寸大于AA?(100 ℃, 72 h)狀態(tài)試樣的相(見圖4(j))，表明析出相開始發(fā)生粗化，析出相間距增加、數(shù)密度降低。

圖4 不同處理狀態(tài)7075鋁合金的TEM像

3 分析與討論

作為時效硬化型Al-Zn-Mg-Cu合金，7075合金經(jīng)過475 ℃、1 h固溶處理和室溫水淬，Zn、Mg、Cu等合金元素大部分已經(jīng)固溶于ST試樣中，形成過飽和固溶體(見圖4(a))，此時合金強(qiáng)化機(jī)制主要來自于過飽和溶質(zhì)原子的固溶強(qiáng)化，此時，阻礙位錯滑移的障礙力低、容納位錯的晶格空間大，由此造成ST試樣強(qiáng)度低、塑性高(見圖1)。當(dāng)過飽和Al-Zn-Mg-Cu合金進(jìn)行人工時效時，析出序列通常為過飽和固溶體→GP區(qū)→￠→[20]，其中，半共格￠相的強(qiáng)化效果大于共格GP區(qū)和非共格相[21]。圖4(b)表明(120 ℃, 24 h)時效的PA試樣基體析出大量￠相，強(qiáng)化效果顯著，合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別達(dá)到629 MPa和531 MPa。然而，￠相的大量析出同時造成基體中容納位錯的晶格空間減少，并且，低強(qiáng)度晶界PFZ的形成又使得合金易于發(fā)生沿晶斷裂。因此，與ST試樣相比，PA試樣伸長率必然降低(12.4%)。當(dāng)ST試樣進(jìn)行80%壓下量冷軋，CR試樣顯微組織發(fā)生如下變化：位錯密度大幅度增加并形成胞狀結(jié)構(gòu)(見圖4(c))；軋制織構(gòu)顯著增加、再結(jié)晶織構(gòu)大幅減少(見圖3)，造成CR試樣A值提高至3.19(見表1)；此外，CR試樣厚度方向晶粒尺寸得到一定程度細(xì)化(見圖2)。基于以上組織變化，與ST試樣相比，CR試樣抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別大幅提高至714 MPa和677 MPa、伸長率降至2.5%，這主要源于冷軋變形造成的加工硬化效果。由圖4(c)可知，CR試樣中Zn、Mg、Cu等合金元素仍然處于過飽和狀態(tài)。當(dāng)其進(jìn)行80、100、120 ℃時效，由于時效溫度較低，AA試樣發(fā)生回復(fù)而沒有再結(jié)晶，因而仍含有高密度位錯，同時，織構(gòu)類型和體積分?jǐn)?shù)幾乎不變。不同與CR試樣，AA試樣基體析出了不同類型強(qiáng)化相。由此得出，AA試樣強(qiáng)度來源于冷軋加工硬化和析出強(qiáng)化的共同作用。時效硬化型鋁合金屈服強(qiáng)度可以采用下式綜合表達(dá)[22]：

從圖1(a)和(b)可以看出，80、100、120 ℃時效過程中AA試樣均出現(xiàn)兩個強(qiáng)度峰。以100 ℃時效為例，時效過程中，冷軋殘余壓應(yīng)力發(fā)生松弛，使得早期AA?100 ℃狀態(tài)試樣強(qiáng)度略低于CR試樣，例如AA?(100 ℃, 4 h)狀態(tài)試樣。鑒于AA?(100 ℃, 4 h)狀態(tài)試樣基體析出相為GP區(qū)(見圖4(e))，而AA?(100 ℃, 12 h)狀態(tài)試樣中除了GP區(qū)，同時析出少量的￠相(見圖4(f))，表明在此時效過程中GP區(qū)逐漸增加，因而試樣強(qiáng)度也相應(yīng)增加，并于時效12 h達(dá)到強(qiáng)度峰Ⅰ(見圖1)。然而，繼續(xù)時效，AA?100 ℃狀態(tài)試樣強(qiáng)度開始下降，這一現(xiàn)象可以如下解釋：Al-Zn-Mg-Cu合金中GP區(qū)包括GPⅠ區(qū)和GPⅡ區(qū)[25]，后續(xù)時效過程中， GPⅡ區(qū)可以直接轉(zhuǎn)變?yōu)閺?qiáng)化效果更佳的￠相，有利于與提高強(qiáng)度，而GPⅠ區(qū)發(fā)生溶解，使得其析出強(qiáng)化貢獻(xiàn)降低；與此同時，過飽和空位的減少使得￠相析出速率降低，造成AA?(100 ℃, 12 h)狀態(tài)試樣在隨后一段時效時間內(nèi)，￠相增加造成的強(qiáng)化增量不足以彌補(bǔ)GP區(qū)減少產(chǎn)生的強(qiáng)化損失，導(dǎo)致AA?100 ℃狀態(tài)試樣強(qiáng)度逐漸減小，并在時效48 h時達(dá)到最低值。此后，繼續(xù)時效，AA?100 ℃狀態(tài)試樣基體中大量析出￠相，其強(qiáng)化增量超過GP區(qū)強(qiáng)化損失，試樣強(qiáng)度再次上升，并在時效72 h時達(dá)到強(qiáng)度峰Ⅱ；同時，由于￠相的強(qiáng)化效果高于GP區(qū)的，使得強(qiáng)度峰Ⅱ要高于強(qiáng)度峰Ⅰ。當(dāng)AA?(100 ℃, 72 h)狀態(tài)試樣繼續(xù)時效時，基體￠相不斷轉(zhuǎn)變?yōu)閺?qiáng)化效果更弱的相，并且，隨時效時間延長，相不斷粗化、數(shù)密度減小，因此，AA?100 ℃狀態(tài)試樣強(qiáng)度再次降低，例如析出相以相為主的AA?(100 ℃, 120 h)狀態(tài)試樣(見圖4(l))。需要說明的是，時效過程中，AA?100 ℃狀態(tài)試樣的織構(gòu)特征和晶粒尺寸基本不變，只有析出相特征和位錯密度發(fā)生改變。然而，不斷降低的位錯密度只會使合金強(qiáng)度單調(diào)下降，因而，AA?100 ℃狀態(tài)試樣強(qiáng)度的雙峰變化規(guī)律只能取決于析出相特征的不斷改變。此外，AA?80 ℃狀態(tài)和AA?120 ℃狀態(tài)試樣的強(qiáng)度變化規(guī)律與100 ℃時效態(tài)試樣的基本相同(見圖1)，主要差異在于80 ℃時效出現(xiàn)強(qiáng)度峰的時間延長，而120 ℃時效出現(xiàn)強(qiáng)度峰的時間縮短，這是因?yàn)闀r效溫度的高低影響了強(qiáng)化相的析出速率，而未改變析出序列。

與CR試樣相比，AA試樣伸長率也能夠得到一定程度改善(見圖1(c))。通常，金屬材料的伸長率大小與其在拉伸變形過程中累積位錯能力密切相關(guān)。由于 80%壓下量冷軋變形，CR試樣已經(jīng)引入高密度位錯(見圖4(c))，在隨后拉伸變形過程中難以進(jìn)一步累積位錯，因而伸長率較低(2.5%)。在80、100、120 ℃時效過程中，一方面，回復(fù)過程造成位錯密度隨著時效時間延長而逐漸下降(見表2)，為拉伸變形時存儲位錯重新提供了晶格空間，從而改善了試樣累積位錯能力；另一方面，基體時效析出特征也會影響試樣累積位錯能力。當(dāng)基體析出相為共格GP區(qū)，其在拉伸變形過程中可以被滑移位錯切割，因而不影響位錯的累積效果；相比之下，當(dāng)基體析出相為半共格￠相和非共格相時，由于不能被滑移位錯切割，二者占據(jù)的晶格空間不再為拉伸變形時累積位錯提供位置。然而，當(dāng)時效至析出相粗化階段，析出相間距增加、數(shù)密度減少，基體中容納位錯的晶格空間再次增大，試樣在拉伸變形時累積位錯能力再次增強(qiáng)。綜合來看，時效過程中，AA試樣中位錯密度不斷下降，始終有利于提高伸長率，而析出相的影響則是不斷變化的。以100 ℃時效為例，時效早期，AA?100 ℃狀態(tài)試樣基體析出相為GP區(qū)，例如AA?(100 ℃, 4 h)狀態(tài)試樣(見圖4(e))，其對位錯累積效果基本無不利影響，伸長率主要取決于位錯密度的下降，因此，時效早期AA試樣的伸長率逐漸增加，并于時效4 h達(dá)到最大值(5.1%)。繼續(xù)時效，基體中析出￠相并逐漸增多，當(dāng)其對位錯累積效果的不利影響超過位錯密度下降的有利影響時，AA?100 ℃狀態(tài)試樣伸長率逐漸下降，并在時效72 h達(dá)到最低值(3.8%)。進(jìn)一步時效，當(dāng)AA?100 ℃狀態(tài)試樣時效至基體析出相以相為主并開始粗化時，試樣伸長率將再次增加，例如AA?(100 ℃, 120 h)狀態(tài)試樣伸長率增加至5%。此外，80℃和120℃時效對AA試樣伸長率的影響規(guī)律與100℃時效基本相同，只是達(dá)到峰值伸長率的時間有所增加或縮短。

4 結(jié)論

1) 采用固溶+冷軋+時效這種形變熱處理工藝，能夠顯著提高時效硬化鋁合金強(qiáng)度并保持一定塑性。例如，經(jīng)(475 ℃, 1 h)固溶處理+80%壓下量冷軋+(80 ℃, 48 h)時效，7075鋁合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為773 MPa和720 MPa，伸長率為5%。

2) 合金強(qiáng)度的提高源于析出強(qiáng)化和冷軋加工硬化(高的位錯密度、高的平均Taylor因子值和細(xì)化的晶粒尺寸)的共同作用，但強(qiáng)度變化規(guī)律主要取決于時效析出特征的改變。時效過程中，第一強(qiáng)度峰的出現(xiàn)主要?dú)w功于基體GP區(qū)，第二強(qiáng)度峰的出現(xiàn)主要源于基體￠相。

3) 合金伸長率與位錯密度和析出相同時相關(guān)。時效過程中，位錯密度不斷下降，始終有利于提高伸長率，而析出相特征的改變對伸長率產(chǎn)生不同影響。

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Effect of ageing on mechanical properties and microstructures of solution treated and cold-rolled 7075 Al alloy

LI Hai1, 2, CHEN Peng1, WANG Zhi-xiu1, 2, ZHENG Zi-qiao3

(1. School of Materials Science and Engineering, Changzhou University, Changzhou 213164, China; 2. Jiangsu Key Laboratory of Materials Surface Science and Technology, Changzhou University, Changzhou 213164, China; 3. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

The effects of ageing at 80, 100 and 120 ℃ on the mechanical properties and microstructures of 7075 Al alloy solution treated at 475 ℃ for 1 h and cold-rolled at room temperature by thickness reduction of 80% were studied by tensile test, optical microscopy, X-ray diffractometry (XRD) and transmission electron microscopy (TEM). Tensile test results show that the strength of the alloy is significantly improved by the thermomechanical treatment with acceptable ductility. Especially, after being aged at 80 ℃ for 48 h, the ultimate tensile strength, yield strength and elongation to failure of the alloy are 773 MPa, 720 MPa and 5%, respectively. Microstructural observations show that the strength of the alloy is attributed to the combination of cold-rolling work hardening (high dislocation density, increased rolling textures and refined grains) and precipitation strengthening. Meanwhile, the improved elongation of the alloy is mainly due to dislocation recovery and ageing precipitation. Furthermore, the change in strength and ductility of the alloy during ageing was analyzed further based on the dislocation density and precipitation characterization.

7075 aluminum alloy; thermomechanical treatment; microstructure; mechanical property

Projects(51571038, 51671038) supported by the National Natural Science Foundation of China; Projects(BK20151188, BK20171195) supported by the Natural Science Foundation of Jiangsu Province, China

2018-02-08;

2018-06-26

LI Hai; Tel: +86-519-86330069; E-mail: lehigh_73@163.com

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51571038，51671038)；江蘇省自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(BK20151188，BK20171195)

2018-02-08；

2018-06-26

李 海，教授，博士；電話：0519-86330069；E-mail: lehigh_73@163.com

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.10.06

1004-0609(2018)-10-1999-10

TG146.2

A

(編輯 龍懷中)