王維，董曉傳

天津職業(yè)技術(shù)師范大學(xué)汽車模具智能制造技術(shù)國(guó)家地方聯(lián)合工程實(shí)驗(yàn)室 天津 300222

1 序言

Al-Zn-Mg-Cu系合金（7系鋁合金）是由Al-Zn-Mg系合金發(fā)展而來的，都是可熱處理的鋁合金[1]，在航空航天、交通等方面都有廣泛的應(yīng)用。自2000年以來，我國(guó)的熱沖壓技術(shù)從外國(guó)引入到現(xiàn)在的自主開發(fā)，已經(jīng)能夠完成汽車A柱、B柱和門板等車身主體部件的沖壓成形。通過將成形與熱處理有機(jī)地融合起來，可以很好地克服鋁合金的強(qiáng)韌化和可成形性的問題，從而在滿足力學(xué)要求的前提下，達(dá)到整車輕量化的目的[2]。在對(duì)7系合金進(jìn)行進(jìn)一步的研究過程中，通過對(duì)熱處理過程中的時(shí)效處理進(jìn)行調(diào)節(jié)，從而得到與其相匹配、更為優(yōu)良的合金，這是一個(gè)新的研究趨勢(shì)。

2 7系鋁合金的時(shí)效強(qiáng)化機(jī)理

7系為一種析出相增強(qiáng)的鋁合金，目前普遍認(rèn)為，該合金的時(shí)效析出順序?yàn)椋害吝^飽和固溶體→GP區(qū)→η'相（MgZn2）→η相（MgZn2）。7系合金的脫溶過程比較復(fù)雜，對(duì)其性能影響較大。在時(shí)效過程中，存在著兩種過渡相：η'相（MgZn2）和 T'相（Al2Mg3Zn3），與其對(duì)應(yīng)的平衡相為：η相（MgZn2）、T相（Al2Mg3Zn3）。在低溫下，合金中的沉淀物以GP區(qū)為主。在時(shí)效的中間階段，沉淀物向η'相過渡，并與GP區(qū)并存。在時(shí)效的后期，基質(zhì)中主要是η相[3-5]。

第二相晶粒對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的影響主要體現(xiàn)在對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的抑制上，一般將其劃分為兩種類型，即：變形粒子與不可變形粒子。兩種不同類型的顆粒與位錯(cuò)間的相互作用主要表現(xiàn)為：位錯(cuò)切過和位錯(cuò)繞過機(jī)制[6-8]，如圖1、圖2所示[9]。如果粒子是可變形的顆粒，則會(huì)被位錯(cuò)切入并伴隨基體發(fā)生形變，從而產(chǎn)生新的表面，增加了界面能；同時(shí)，顆粒附近形成的彈塑性應(yīng)力與位錯(cuò)間的粒子相互作用，阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而增強(qiáng)了材料的力學(xué)性能。當(dāng)?shù)诙酁椴豢勺冃瘟Ｗ訒r(shí)，位錯(cuò)將繞過粒子形成包圍粒子的位錯(cuò)環(huán)。繞過機(jī)制對(duì)位錯(cuò)阻力頗大，因此具有強(qiáng)化作用。

圖1 位錯(cuò)機(jī)制原理

圖2 位錯(cuò)機(jī)制微觀圖[9]

根據(jù)位錯(cuò)理論：切過機(jī)制時(shí)，第二相粒子尺寸越大，體積分?jǐn)?shù)越高，強(qiáng)化效果就越明顯；繞過機(jī)制時(shí)，第二相粒子尺寸越小，體積分?jǐn)?shù)越大，合金的強(qiáng)化效果就越好[10]。在時(shí)效過程中，析出相會(huì)對(duì)位錯(cuò)的移動(dòng)造成阻礙，而析出相的大小、數(shù)量和分布等，對(duì)合金的強(qiáng)度、韌性以及S C R性能起著重要的影響，如果析出相的大小和間隔能夠得到最優(yōu)的匹配，那么析出的強(qiáng)化效果就會(huì)得到最好的發(fā)揮[11]。

3 時(shí)效制度對(duì)7系鋁合金力學(xué)性能影響研究

7系鋁合金的常見時(shí)效方式包括：一級(jí)時(shí)效、二級(jí)時(shí)效、三級(jí)時(shí)效。

一級(jí)時(shí)效指T6處理，在單一的溫度下保溫一定時(shí)長(zhǎng)；二級(jí)時(shí)效處理（T7X）是在一級(jí)時(shí)效處理的基礎(chǔ)上，重新加熱并保持一定的溫度；回歸再時(shí)效處理（Retrogression and Re aging，簡(jiǎn)稱RRA）是三級(jí)時(shí)效的熱處理工藝，在不犧牲合金強(qiáng)度的前提下可提高合金的耐腐蝕性能。

一般情況下，鋁合金固溶處理完后，再進(jìn)行RRA處理，可以將其劃分為以下3個(gè)階段。

（1）預(yù)時(shí)效 合金在低溫下，通常又可以將其分成峰時(shí)效和欠時(shí)效兩種，在此期間，合金內(nèi)部會(huì)產(chǎn)生沉淀相。

（2）二次時(shí)效 在高溫條件下，細(xì)化沉淀相的退火，使顆粒狀沉淀相變粗。

（3）再時(shí)效 在低溫條件下，晶粒中發(fā)生再次沉淀，晶粒邊界粗大而不均勻。因此，RRA工藝的每個(gè)步驟對(duì)合金的組織與性能的變化都起著關(guān)鍵作用[12]。

3.1 一級(jí)時(shí)效對(duì)7系鋁合金的力學(xué)性能影響

經(jīng)過一級(jí)時(shí)效處理后，合金的強(qiáng)度有顯著提高，但是材料的耐蝕性較低。一級(jí)時(shí)效只與兩個(gè)參數(shù)有關(guān)：時(shí)效時(shí)間和時(shí)效溫度。7系鋁合金在一級(jí)時(shí)效處理后，強(qiáng)度的提高都是伴隨著耐蝕性的下降。

雷才洪等[13]發(fā)現(xiàn)，在一級(jí)低溫時(shí)效的情況下，斷裂韌窩較少，且韌窩較淺，與此同時(shí)，截面中還存在著大面積的較平區(qū)域，其韌性較差。QIN等[14]研究了T6狀態(tài)下7A09鋁合金的微觀組織，發(fā)現(xiàn)在470℃×1h＋175℃×16h下的固溶體成分組織較均勻，使時(shí)效強(qiáng)化增強(qiáng)。殷劍等[15]通過對(duì)7022鋁合金的微觀結(jié)構(gòu)和性能分析，得出了沉淀強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化協(xié)同作用對(duì)抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的影響，而第二相的數(shù)量和尺寸是影響斷裂的重要因素。時(shí)效后，Mg（Zn、Cu、Al）2相在晶界及晶粒內(nèi)部沉淀，呈彌散狀分布，強(qiáng)化了晶粒阻擋位錯(cuò)移動(dòng)的能力，提高了材料的強(qiáng)度和塑性，如圖3所示[15]。時(shí)效初期，沉淀物會(huì)使合金的強(qiáng)度提高。然而，當(dāng)時(shí)效溫度及時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，合金的晶粒就越大，在晶界處形成的粗化第二相及增強(qiáng)相又會(huì)重新溶解，破壞微觀結(jié)構(gòu)的連續(xù)性，造成合金在受力時(shí)，出現(xiàn)嚴(yán)重的應(yīng)力集中現(xiàn)象，進(jìn)而使合金的韌性變差，降低其延展性。因此，第二相的回溶、粗化和晶粒長(zhǎng)大是合金強(qiáng)度下降的重要原因。

圖3 7022合金的EBSD圖像和晶粒尺寸分布直方圖[15]

WANG等[16]對(duì)不同一級(jí)時(shí)效48h后7055鋁合金的微觀結(jié)構(gòu)與性能進(jìn)行了研究，認(rèn)為在時(shí)效過程中，固溶體分解并發(fā)生沉淀。在120℃的早期時(shí)效階段，GP區(qū)形成，然后隨著時(shí)效時(shí)間的增加而逐漸長(zhǎng)大。時(shí)效4h后形成η'相，24h后開始出現(xiàn)η相。STALEY[17]研究認(rèn)為，7050鋁合金強(qiáng)度和電阻率增加的自然時(shí)效動(dòng)力學(xué)與7075合金相當(dāng)。然而，合金7050通過在更高的溫度下時(shí)效產(chǎn)生峰值強(qiáng)度。7050在用于改善7XXX合金的抗應(yīng)力腐蝕開裂性和韌性的溫度范圍內(nèi)時(shí)效時(shí)，產(chǎn)生峰值強(qiáng)度的能力歸因于Cu對(duì)增加GP區(qū)穩(wěn)定性的溫度范圍的影響。

對(duì)于一級(jí)時(shí)效來說，合金晶內(nèi)析出相細(xì)小且分布均勻是力學(xué)性能顯著增強(qiáng)的主要原因。但是，晶界析出相的連續(xù)分布會(huì)導(dǎo)致腐蝕，從而使一級(jí)時(shí)效的耐蝕性較低。

3.2 二級(jí)時(shí)效對(duì)7系鋁合金的力學(xué)性能影響

二級(jí)時(shí)效是較一級(jí)時(shí)效更加充分的時(shí)效，對(duì)改善一級(jí)時(shí)效耐蝕性差的現(xiàn)象有一定益處。因此，大量學(xué)者對(duì)二級(jí)時(shí)效的耐蝕性和力學(xué)性能進(jìn)行了研究。

李曉含等[18]對(duì)7075合金進(jìn)行了正交試驗(yàn)，優(yōu)化二級(jí)時(shí)效參數(shù)，增加了7075鋁合金的拉伸性能和抗SCC性能。EMANI等[19]研究了不同二級(jí)時(shí)效對(duì)板料的影響，認(rèn)為一級(jí)時(shí)效和二級(jí)時(shí)效對(duì)板材性能均有影響，且二級(jí)時(shí)效的影響更大，如圖4所示。LIU等[20]研究發(fā)現(xiàn)，與單一時(shí)效相比，二級(jí)時(shí)效使7055合金的力學(xué)性能提高，電導(dǎo)率降低。

圖4 單次和雙次時(shí)效對(duì)AA7075硬度的影響[20]

GOKHAN等[21]發(fā)現(xiàn)，時(shí)效溫度和時(shí)間對(duì)沖擊韌度和硬度的影響均與晶界析出物有關(guān)。LI等[22]在7B05鋁合金二次時(shí)效過程中發(fā)現(xiàn)，在7B05鋁合金中存在η'相、η相，可顯著改善合金的強(qiáng)度；同時(shí)，在7B05鋁合金的晶界處，存在著粗大、不連續(xù)的沉淀，可顯著改善合金的導(dǎo)電性能?？傮w而言，T73時(shí)效處理相對(duì)于T6處理，使得η沉淀相在晶界上不連續(xù)分布，從而減少了合金的晶間腐蝕和剝落腐蝕，但T73處理降低了其強(qiáng)度。二次時(shí)效可以有效地提升合金的強(qiáng)度，同時(shí)，在晶界中沉淀相變得粗大而不連續(xù)，從而增加了材料的導(dǎo)電能力，但同時(shí)也降低了材料的力學(xué)性能。

3.3 三級(jí)時(shí)效對(duì)7系鋁合金的力學(xué)性能影響

針對(duì)一級(jí)時(shí)效的耐蝕性差且二級(jí)時(shí)效有力學(xué)性能方面的損失，回歸再時(shí)效處理應(yīng)運(yùn)而生。

回歸再時(shí)效處理綜合了一級(jí)時(shí)效和二級(jí)時(shí)效的優(yōu)點(diǎn)，進(jìn)而改善合金的力學(xué)性能和耐蝕性。但是其控制過程更為復(fù)雜。SUNAR等[23]研究對(duì)比了7075鋁合金三級(jí)時(shí)效處理和一級(jí)時(shí)效處理，發(fā)現(xiàn)三級(jí)時(shí)效處理后的7075鋁合金的力學(xué)性能更好。LIN等[24]對(duì)比了經(jīng)T6、T73、RRA處理后7050鋁合金的抗拉強(qiáng)度順序?yàn)镽RA（626MPa）＞T6（607MPa）＞T73（551MPa），經(jīng)過RRA處理后合金的抗拉強(qiáng)度高于T6、T73處理[24]。YANG等[25]認(rèn)為，與常規(guī)T6和T73時(shí)效相比，回歸和再時(shí)效（RRA）能夠提供更高的強(qiáng)度并改善耐蝕性。綜上所述，RRA時(shí)效處理可以達(dá)到同時(shí)改善合金的力學(xué)性能和耐蝕性的效果。

4 總結(jié)與展望

1）7系鋁合金在一級(jí)時(shí)效處理后，具有較高的強(qiáng)度，但耐蝕性較差。經(jīng)過一級(jí)時(shí)效處理后，7系合金中的沉淀物變得更細(xì)小、更均勻，具有更高的強(qiáng)韌性。連續(xù)分布的晶界析出相導(dǎo)致了一級(jí)時(shí)效的耐蝕性較差。

2）二級(jí)時(shí)效處理晶界析出物粗糙且不連續(xù)，提高合金的電導(dǎo)率和抗腐蝕性能，但會(huì)損失部分強(qiáng)度。二級(jí)時(shí)效的影響更大。二級(jí)時(shí)效使7系鋁合金的抗晶間、剝落耐蝕性提高，但使7系鋁合金的強(qiáng)度有所下降。

3）采用RRA進(jìn)行時(shí)效，可以使其機(jī)械強(qiáng)度提高，在晶界處，η相呈不連續(xù)分布，從而減少了合金的晶間和剝落耐蝕敏感性，提高了其耐蝕性。

目前，我國(guó)所用的高強(qiáng)度鋁合金大多依賴于進(jìn)口，且在制造技術(shù)上仍需改進(jìn)。對(duì)7系鋁合金進(jìn)行時(shí)效優(yōu)化，改善其力學(xué)性能的潛力很大，但時(shí)效周期較長(zhǎng)，制約了7系鋁合金的工業(yè)化應(yīng)用。今后的工作主要有兩個(gè)方面：一是提高合金耐蝕性；二是提高固溶溫度，減少時(shí)效時(shí)間。當(dāng)前，二級(jí)或多級(jí)時(shí)效最佳工藝技術(shù)還處在初步的應(yīng)用階段，亟待加速已有研究成果在實(shí)際中的應(yīng)用；除此之外，新的合金成分設(shè)計(jì)、熱處理工藝優(yōu)化與新工藝開發(fā)，以及有關(guān)機(jī)理的研究等，都是近幾年7系鋁合金研發(fā)的重要方向。