李僜諺，冉紅衛(wèi)，王 帥，陳月雁

（1.西南鋁業(yè)（集團(tuán)）有限責(zé)任公司，重慶 401326；2.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 401000）

0 前言

7005合金以其優(yōu)異的焊接性能和變形性能而被廣泛應(yīng)用在軌道交通和運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域[1-4]。不同于商用7075和7050等Zn、Mg、Cu含 量 高 的 合 金，7005合金中Mg、Zn和Cu的含量都比較低。在峰時(shí)效過(guò)程中高Zn、Mg含量的7×××系鋁合金通常只出現(xiàn)一個(gè)析出峰，而低Zn、Mg的7005合金在時(shí)效過(guò)程中出現(xiàn)了兩個(gè)硬度峰，其中第一個(gè)硬度峰是由于GP區(qū)的大量析出引起的合金硬化，第二個(gè)硬度峰是由于η′相的大量析出引起的合金硬化[5-7]。相比于Cu、Ti、Mn等元素，控制GP區(qū)和η′相析出密度、尺寸和分布的主要是Zn和Mg元素[8-10]。

7×××系鋁合金的析出順序一般為：過(guò)飽和固溶體→原子團(tuán)簇→GP區(qū)→η′相→η相。目前有研究指出，在η′相和η相之間還存在ηP相，并且這種析出相是比η′相更接近η相的一種中間變體[11-13]。目前關(guān)于η′相的結(jié)構(gòu)還沒(méi)有完全確定，在Gang等人的研究[5-8]中指出其化學(xué)組成可能是Al4Mg3Zn2，并且GP區(qū)和η′相的含量與Zn、Mg含量有直接的關(guān)系。因此本文設(shè)計(jì)了4種不同成分的7005合金，并研究了Zn、Mg元素變化對(duì)該合金析出沉淀過(guò)程和力學(xué)性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

實(shí)驗(yàn)材料的測(cè)試成分見(jiàn)表1。采用電阻爐對(duì)合金進(jìn)行熔煉，并在水冷鐵模內(nèi)將其澆鑄成鑄錠。鑄錠經(jīng)過(guò)均勻化和銑切處理后，熱軋成板材，變形量80%，熱軋溫度為420℃。熱軋后進(jìn)行固溶處理，固溶溫度475℃，固溶時(shí)間1 h。固溶后在室溫下進(jìn)行淬火，淬火溫度為27℃，然后盡快轉(zhuǎn)移到101A-3型熱風(fēng)循環(huán)空氣爐中進(jìn)行時(shí)效處理，盡量減少室溫停留時(shí)間對(duì)組織和性能的影響，最后測(cè)試其相關(guān)性能。硬度測(cè)試采用HV-5型小負(fù)荷維氏硬度計(jì)進(jìn)行測(cè)試，載荷為0.5 kg，保載時(shí)間15 s。采用D60K數(shù)字金屬型渦流電導(dǎo)儀進(jìn)行電導(dǎo)率測(cè)試，參照標(biāo)準(zhǔn)為GB/T 12966—91，其中0 h的電導(dǎo)率對(duì)應(yīng)于合金淬火態(tài)的電導(dǎo)率。采用掃描電鏡對(duì)合金的斷口形貌進(jìn)行觀察，采用TecnaiG2 20 ST透射電子顯微鏡對(duì)樣品進(jìn)行TEM觀察，加速電壓為200 kV。

表1 實(shí)驗(yàn)測(cè)試成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 Zn、Mg含量變化對(duì)硬度和電導(dǎo)率的影響

時(shí)效處理過(guò)后，測(cè)試各組試樣的硬度值和電導(dǎo)率，相關(guān)結(jié)果見(jiàn)圖1。由圖可知，4種合金的峰時(shí)效都出現(xiàn)了兩個(gè)峰值，分別稱為峰1和峰2。已有的工作[5-6]表明，峰1以GP區(qū)為主要的強(qiáng)化相，峰2以η′相為主要強(qiáng)化相。由圖1還可知，當(dāng)Zn的含量分別處于7005鋁合金的上限和下限時(shí)，合金的硬度均隨著Mg含量的增加而增大；并且隨著Mg含量的升高，合金到達(dá)峰時(shí)效的時(shí)間越來(lái)越短。這說(shuō)明在7005合金成分范圍內(nèi)，當(dāng)Zn的含量不變時(shí)，Mg含量的增加都會(huì)使合金的硬度增大，并且使峰時(shí)效的時(shí)間提前。從電導(dǎo)率的測(cè)試結(jié)果可知，當(dāng)Zn含量不變時(shí)，增加Mg的含量，合金淬火后的電導(dǎo)率均會(huì)降低，因此在7005合金成分范圍內(nèi)，保持Zn含量不變，提高M(jìn)g含量有助于縮短合金峰時(shí)效時(shí)間。

圖1 不同成分合金硬度和電導(dǎo)率測(cè)試結(jié)果

由圖1可知，當(dāng)Mg含量保持不變，Zn的含量分別處于7005鋁合金的上限和下限時(shí)，合金的硬度隨著Zn含量的升高略有增加，但合金的峰時(shí)效時(shí)長(zhǎng)幾乎沒(méi)有變化。當(dāng)合金的Mg含量為下限的1.15%時(shí)，隨著Zn含量的增加，合金達(dá)到峰時(shí)效的時(shí)間幾乎都是90 h，這說(shuō)明Zn元素對(duì)合金時(shí)效響應(yīng)速度和硬度的影響作用非常有限。從電導(dǎo)率的測(cè)試結(jié)果可知，當(dāng)Mg含量不變時(shí)，隨著Zn含量的增加，合金淬火后的電導(dǎo)率均隨著Zn含量的增加而有小幅度的降低。

2.2 Zn、Mg含量變化對(duì)合金力學(xué)性能的影響

時(shí)效處理過(guò)后，測(cè)試各組試樣的力學(xué)性能，相關(guān)結(jié)果見(jiàn)表2。從表2的結(jié)果可知，這4種合金的峰2的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度都大于峰1的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度，而延伸率都小于峰1。合金在第一個(gè)峰時(shí)，主要以GP區(qū)為析出強(qiáng)化相，此時(shí)GP區(qū)和基體處于共格或半共格的狀態(tài)，以共格強(qiáng)化形式對(duì)合金進(jìn)行強(qiáng)化，合金的強(qiáng)度較低，延伸率較高[14-15]。繼續(xù)時(shí)效到達(dá)第二個(gè)峰時(shí)，合金主要以η′亞穩(wěn)相為主要強(qiáng)化相，η′相以彌散強(qiáng)化形式對(duì)合金進(jìn)行強(qiáng)化，因此合金的強(qiáng)度提高，延伸率下降。

由表2的結(jié)果可知，當(dāng)Zn含量保持不變，隨著Mg含量的升高，合金在峰1和峰2時(shí)的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都會(huì)有較大的提高，而延伸率則會(huì)降低。這說(shuō)明Mg含量的變化對(duì)7005鋁合金的峰時(shí)效強(qiáng)度有很明顯的影響。當(dāng)Mg含量保持不變，隨著Zn含量的升高，合金在峰1和峰2時(shí)的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都有小幅度的增加，延伸率則有小幅度的降低。

表2 不同成分合金力學(xué)性能

圖2是合金斷口的掃描圖。對(duì)比圖2（b）和圖2（d）可以看出，高M(jìn)g含量的合金2和合金4斷口都有很明顯的小韌窩和撕裂棱，這說(shuō)明它們都是以穿晶斷裂為主；對(duì)比圖2（a）和圖2（c）可以看出，合金1和合金3的韌窩數(shù)量明顯減少，韌窩尺寸變大，撕裂棱也比合金2和合金4的少，并且斷口表面韌窩較深，是以穿晶為主的混合斷裂模式。

圖2 不同成分合金的斷口SEM

2.3 合金的微觀組織變化

從圖3所示的4種合金的TEM結(jié)果可以看出，這4種合金峰時(shí)效后晶內(nèi)都分布著10 nm左右的棒狀和半徑大約為5 nm的盤(pán)狀析出相。根據(jù)研究[8-16]可知，析出相的主要類型為η′相。從對(duì)比中可以看出合金2和合金4的析出相密度明顯大于合金1和合金3，這說(shuō)明Mg對(duì)7005合金析出相的密度和數(shù)量有較大的影響。對(duì)比合金1和合金3或合金2和合金4可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)Mg含量保持不變，隨著Zn含量增加，合金晶內(nèi)析出相的數(shù)量和密度增加很不明顯，說(shuō)明Zn對(duì)合金晶內(nèi)η′相的密度和尺寸影響較小。

圖3 不同成分合金晶內(nèi)TEM

圖4是4種合金晶界的TEM照片。從對(duì)比中可以看出，合金1和合金3的晶界析出相密度低，尺寸較大，并且斷續(xù)分布，PFZ較窄；合金2和合金4的晶界析出相密度高，尺寸較小，分布連續(xù)，PFZ較寬。這說(shuō)明Mg對(duì)合金晶界析出相的密度、尺寸和分布有較大的影響。

圖4 不同成分合金晶界TEM

3 討論

7005合金固溶處理時(shí)，溶質(zhì)原子Mg、Zn等溶入基體形成置換式固溶體，由于溶質(zhì)原子與基體原子尺寸有差異，金屬的晶體點(diǎn)陣發(fā)生畸變，從而使點(diǎn)陣常數(shù)發(fā)生變化。Zn的原子半徑比Al小，形成置換固溶體后合金的晶格常數(shù)略微減小，Mg的原子半徑比Al大，形成置換固溶體后，固溶體的點(diǎn)陣常數(shù)變大。根據(jù)文獻(xiàn)[14]，α（Al）基體中Zn的含量每增加1%，基體的點(diǎn)陣常數(shù)下降0.000075 nm；而Mg含量每增加1%，基體的點(diǎn)陣常數(shù)增加0.0004 nm，這說(shuō)明Mg對(duì)點(diǎn)陣常數(shù)的影響比Zn的影響大得多。不同的晶格畸變會(huì)導(dǎo)致合金在固溶淬火后的形核質(zhì)點(diǎn)、核數(shù)量及核驅(qū)動(dòng)力均不同。Mg含量越高，固溶體的飽和度越大，淬火后形核質(zhì)點(diǎn)越多，析出相從固溶體中分解的速度越快，因此高M(jìn)g含量合金的時(shí)效時(shí)間短。在成分范圍內(nèi)，Zn含量變化對(duì)合金固溶體的飽和度影響較小，因此提高Zn含量，合金的峰時(shí)效時(shí)間變化較小。

根據(jù)鋁合金強(qiáng)化理論，合金的最終屈服強(qiáng)度σ0.2與晶粒的臨界分切應(yīng)力和晶界強(qiáng)度有關(guān)，可以將各部分對(duì)強(qiáng)化的貢獻(xiàn)拆分如下[4]：

其中σ0表示純Al的強(qiáng)度；Δσd表示位錯(cuò)強(qiáng)化對(duì)合金屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)；Δσgb表示晶界強(qiáng)化；Δσss表示固溶強(qiáng)化；ΔσSRO和Δσm分別表示短程有序強(qiáng)化和模量強(qiáng)化；Δσp表示時(shí)效強(qiáng)化相對(duì)合金強(qiáng)度的貢獻(xiàn)。析出相對(duì)合金的貢獻(xiàn)可以表示為[17]：

式中G、b、R和fv分別表示剪切模量、伯格斯矢量、析出相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)，γ0表示位錯(cuò)核心的半徑，v是泊松比。

可以看出合金析出相的尺寸越小，密度越大，合金的強(qiáng)度越高。從圖3中4種合金的晶內(nèi)TEM照片可以看出，高M(jìn)g含量合金的析出相尺寸小，密度大，因此合金的強(qiáng)度高；Zn含量變化對(duì)合金的析出相密度和尺寸影響較小，因此合金的強(qiáng)度變化不大。

4 結(jié)論

在7005合金成分范圍內(nèi)，Mg元素的含量變化對(duì)7005鋁合金T6峰時(shí)效的微觀組織和力學(xué)性能有明顯影響，而Zn元素含量變化的影響則較小，因此在實(shí)際生產(chǎn)中應(yīng)嚴(yán)格控制合金中Mg的含量。通過(guò)本文的研究可以得出如下結(jié)論：

（1）在7005合金的成分范圍內(nèi)，Mg對(duì)合金峰時(shí)效時(shí)間、硬度、電導(dǎo)率和強(qiáng)度影響較大，Zn的影響較小。

（2）高M(jìn)g含量的7005合金晶內(nèi)析出相密度高，尺寸小，合金的強(qiáng)度較高，延伸率低；高Zn低Mg含量的7005合金晶內(nèi)析出相密度低，尺寸大，合金的強(qiáng)度低，延伸率高。