溫家飛，張 豪，張 楨，向劍波，羅豐華

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熱鍛對(duì)噴射成形7055-T6合金組織和性能的影響

溫家飛1，張 豪2，張 楨2，向劍波1，羅豐華1

(1. 中南大學(xué) 粉末冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083；2. 江蘇豪然噴射成形合金有限公司，鎮(zhèn)江 212009)

以噴射成形7055-T6鋁合金為對(duì)象，借助萬(wàn)能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)、電化學(xué)工作站、光學(xué)顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)、透射電鏡(TEM)等手段研究熱鍛對(duì)擠壓合金顯微組織與性能的影響。結(jié)果表明：擠壓合金的縱向抗拉強(qiáng)度為705 MPa，屈服強(qiáng)度為665 MPa，斷口形貌表現(xiàn)為沿晶斷裂，而鍛造后合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度分別下降了33 MPa和34 MPa，但伸長(zhǎng)率、硬度和導(dǎo)電率均有所上升，斷口形貌表現(xiàn)為韌性斷裂；擠壓合金晶粒較均勻，組織有方向性，但熱鍛后合金部分晶粒長(zhǎng)大合并，部分晶粒破碎；合金晶界析出相中的主要元素含量均比基體高，且熱鍛后合金晶界析出相中的Mg、Zn元素含量降低，Cu元素含量升高；合金經(jīng)峰值時(shí)效后，晶內(nèi)GP區(qū)和′析出相為主，晶界析出相近似連續(xù)分布，導(dǎo)致合金耐蝕性不好；鍛造后晶界和晶內(nèi)析出相均長(zhǎng)大粗化，使得合金強(qiáng)度下降，耐蝕性提高。

噴射成形7055-T6鋁合金；鍛造態(tài)；擠壓態(tài)；顯微組織；性能

7055合金是在Al-Zn-Mg系的基礎(chǔ)上發(fā)展而來(lái)的新一代可熱處理強(qiáng)化鋁合金。合金的屈強(qiáng)比高、比強(qiáng)度高、易于加工、且有良好的耐腐蝕性能和較高的韌性，所以廣泛應(yīng)用在航空航天和運(yùn)輸領(lǐng)域[1?3]。7055合金是典型的時(shí)效強(qiáng)化合金，通過(guò)合理的時(shí)效熱處理制度可以獲得良好的組織和性能，經(jīng)T6峰值時(shí)效合金可以獲得很好的強(qiáng)度性能，但是抗應(yīng)力腐蝕(SCC)性能和韌性卻有所犧牲[4]。

傳統(tǒng)鑄造工藝制備的7055合金坯件存在很多問(wèn)題，例如：宏觀偏析、晶粒粗大、組織不均勻和熱裂等，同時(shí)合金的抗拉強(qiáng)度無(wú)法突破700 MPa[5]。英國(guó)的SINGER教授提出了一種快速凝固技術(shù)—噴射成形[6]。通過(guò)噴射成形技術(shù)制備的高Zn (大于8%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))7055合金[7?8]，晶粒細(xì)小、組織均勻、無(wú)宏觀偏析、含氧量低、致密度高，同時(shí)由于噴射成形的凝固速度非常快，使得合金中各種元素的過(guò)飽和度增大，沉淀相經(jīng)后續(xù)熱處理后析出更加充分，這大大改善合金的綜合性能。

噴射成形坯件常出現(xiàn)多孔的問(wèn)題[9]，不能直接作為材料的結(jié)構(gòu)件，因此，后續(xù)的致密化工藝必不可少。通過(guò)后續(xù)的熱擠壓和熱鍛造工藝能顯著的消除合金中夾雜、氣孔、顯微疏松等缺陷，這能有效地解決合金多孔的問(wèn)題。

致密化工藝對(duì)合金的組織和性能影響很大，而大部分學(xué)者主要集中在擠壓態(tài)噴射成形7055合金的研究上[10]，對(duì)鍛造態(tài)合金研究較少。本文作者以噴射成形7055-T6合金為對(duì)象，對(duì)比分析熱擠壓、熱擠壓+鍛造兩種致密化工藝對(duì)合金的性能和顯微組織的影響規(guī)律，為后續(xù)噴射成形7055鋁合金的研究提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所用原料由江蘇豪然噴射成形合金有限公司提供，用ICP等離子光譜法測(cè)定其成分如表1所列。

將噴射成形坯件進(jìn)行熱擠壓(擠壓溫度為440~450 ℃，擠壓比為12:1，空冷)、熱鍛(鍛造溫度為430~440 ℃，空冷)，然后進(jìn)行T6峰值時(shí)效處理(460 ℃，6 h)+(120 ℃，24 h)得到坯錠。

在PM3148?2009萬(wàn)能力學(xué)實(shí)驗(yàn)機(jī)測(cè)定擠壓合金縱向(平行于擠壓方向)和橫向(垂直于擠壓方向)強(qiáng)度，鍛造合金為反復(fù)多向鍛造，沒(méi)有明確方向性，拉伸試樣為標(biāo)距為30 mm，直徑為6 mm的圓棒形試樣，拉伸速率為2 mm/min，熱擠壓和熱鍛合金各測(cè)3個(gè)有效樣，取平均值；然后在JEOL JSM?6360LV型掃描電子顯微鏡上觀察拉伸斷口形貌；QR7501型導(dǎo)電儀測(cè)量合金5個(gè)不同點(diǎn)的電導(dǎo)率，取平均值；在500 MRA電動(dòng)洛氏硬度計(jì)上測(cè)量合金的洛氏硬度，每個(gè)樣品測(cè)5個(gè)不同點(diǎn)，取平均值；電化學(xué)實(shí)驗(yàn)在上海辰華CHI660型電化學(xué)工作站上進(jìn)行，測(cè)量合金在3.5%NaCl溶液中的極化曲線，其中掃描速率為1 mV/s；金相腐蝕劑為科勒試劑，腐蝕時(shí)間為15~20 s，并在Leica DM2700M金相顯微鏡(OM)下觀察顯微組織；在掃描電鏡(SEM)上進(jìn)行EDS能譜點(diǎn)掃描分析；透射電鏡(TEM)樣品先用金相砂紙打磨至60 μm左右，然后沖成3 mm的圓片在電解雙噴減薄儀上減薄穿孔，電解液為30%(體積分?jǐn)?shù))的硝酸甲醇，溫度控制在?25 ℃以下，在FEI Tecnai 20透射電鏡觀察合金析出相大小、分布，并在STEM模式下觀察某晶帶軸的衍射斑點(diǎn)，其中加速電壓為200 kV。

表1 噴射成形7055鋁合金的成分

2 結(jié)果與討論

2.1 沉積坯金相組織

圖1 所示為噴射成形7055鋁合金沉積坯的金相組織。由圖1可知，合金主要為等軸晶粒，晶粒尺寸在30~50 μm左右，組織中沒(méi)有明顯的宏觀偏析，棒狀的析出相均勻分布在晶內(nèi)，晶界上則是連續(xù)分布的析出相，文獻(xiàn)[11]中指出，該相主要為MgZn2。相比于鑄造合金，晶粒細(xì)小，而且晶界比較多，析出相彌散程度高，使得合金性能有較大提升。同時(shí)測(cè)得噴射沉積坯致密度達(dá)到98.7%，含氧量只有0.006%。同時(shí)在圖1中發(fā)現(xiàn)少量的孔隙，導(dǎo)致合金性能下降, 需要通過(guò)后續(xù)的熱擠壓或者熱鍛造進(jìn)一步消除孔隙缺陷，提高合金的性能。

圖1 噴射成形7055沉積坯料金相組織

2.2 合金性能與斷口形貌

表2為熱擠壓、熱擠壓+鍛造噴射成形7055鋁合金經(jīng)T6峰值時(shí)效處理后的性能數(shù)據(jù)。

表2 噴射成形7055-T6鋁合金的性能

由表2可知，擠壓合金的縱向抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為705 MPa、665 MPa和11.5%，同時(shí)測(cè)得擠壓合金的橫向抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別640 MPa、602 MPa和10.2%；鍛造合金相比擠壓合金縱向抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別下降了32.8 MPa和34.1 MPa，伸長(zhǎng)率提高了0.6%。沉積坯料的硬度只有40.1HRB，但熱擠壓、熱擠壓+鍛造后，硬度值分別提高了56.3HRB和58.2HRB；經(jīng)鍛造后合金導(dǎo)電率由24.0 %IACS提高到26.2 %IACS。

圖2(a)和(b)則為噴射成形7055-T6合金峰值時(shí)效后的室溫拉伸斷口形貌圖。

圖2(a)所示為擠壓合金的斷口形貌圖。從圖2(a)中可以看到大量冰糖狀沿晶特征，同時(shí)還有少量淺韌窩和細(xì)的撕裂嶺，這說(shuō)明擠壓合金斷口既有沿晶脆性斷裂，又存在少量的韌窩斷裂，但沿晶脆性斷裂在斷口的比例較高；圖2(b)所示為鍛造合金的斷口形貌圖。由圖2(b)可見(jiàn)，斷口中的韌窩相比擠壓合金有所增多，分布在撕裂嶺之間，冰糖狀塊體數(shù)量非常少，同時(shí)合金的撕裂嶺明顯變多，這使得合金的韌性相比擠壓合金有所提高，總體表現(xiàn)為韌性斷裂。

2.3 金相組織

圖3(a)和(b)為噴射沉積7055鋁合金經(jīng)T6峰值時(shí)效后的金相組織。

圖2 噴射成形7055-T6合金的拉伸斷口形貌

圖3 噴射成形7055-T6合金的金相組織

從圖3可以看出，合金經(jīng)熱擠壓和熱鍛造后晶粒都比較細(xì)小，組織較致密，晶粒間的孔隙基本消除，這是因?yàn)閲娚涑尚螌儆诳焖倌碳夹g(shù)，它有效地解決了傳統(tǒng)工藝制備的合金組織粗大、宏觀偏析等缺陷，再經(jīng)后續(xù)的熱擠壓和熱鍛造使得孔隙得以“焊合”，晶粒破碎細(xì)化。由圖3(a)可見(jiàn)，擠壓合金晶粒大小較均勻，尺寸大約在10~30 μm，由于擠壓效應(yīng)，合金組織存在明顯的取向性，使得合金縱向的強(qiáng)度較高；從圖3(b)中可以看出，鍛造合金的晶粒尺寸大小不一，部分晶粒經(jīng)多向鍛造后更加細(xì)化，但鍛造時(shí)的再次升溫使得合金晶粒長(zhǎng)大與合并，多向鍛造后組織的方向性基本消除。

合金經(jīng)鍛造后部分晶粒有所細(xì)化，一方面是因?yàn)樵诙嘞蝈懺烨耙M(jìn)行鐓粗處理，使得非擠壓方向的晶粒能有效破碎細(xì)化；另一方面，擠壓后再進(jìn)行多向鍛造時(shí)，晶粒相互交錯(cuò)，位錯(cuò)塞積容易發(fā)生在變形帶的交匯處，并在鍛造的加熱過(guò)程中通過(guò)動(dòng)態(tài)回復(fù)在晶界和晶內(nèi)形成亞晶組織形核[12?14]，晶粒的尺寸很大程度上取決于多向鍛造變形溫度。同時(shí)熱鍛過(guò)程中的加熱使得合金部分晶粒長(zhǎng)大與合并，合金總體表現(xiàn)為上晶粒細(xì)化、缺陷增加，合金的硬度升高。

2.4 極化曲線測(cè)試

圖4所示為噴射成形7055-T6合金在3.5%NaCl溶液中的極化曲線，表3所列為其相應(yīng)的電化學(xué)腐蝕性能參數(shù)。

極化曲線測(cè)試結(jié)果和電化學(xué)動(dòng)力參數(shù)表明，無(wú)論是擠壓合金還是鍛造合金，極化曲線陽(yáng)極部分均是明顯的活化極化，鈍化特征都不是很明顯，因此自腐蝕電位就是極化電位[15]，而陰極部分表現(xiàn)出較明顯的擴(kuò)散控制特征，說(shuō)明以及反應(yīng)過(guò)程受到傳質(zhì)過(guò)程的控制擠壓。由表3可知，擠壓7055-T6合金的自腐蝕電位較高，為?0.828 V，鍛造7055-T6合金的自腐蝕電位為?0.852 V，說(shuō)明擠壓合金腐蝕的傾向性略大于鍛造合金。但是自腐蝕電位只是從腐蝕熱力學(xué)角度判斷合金的腐蝕傾向性，合金腐蝕速率需要看動(dòng)力學(xué)因素，即合金的自腐蝕電流密度。從表中可以看出，擠壓合金的自腐蝕電流密度為9.192×10?6 A/cm2，鍛造合金的自腐蝕電流密度為6.935×10?6 A/cm2，根據(jù)法拉第定律[16]，腐蝕電流密度與腐蝕速率成正比，由此說(shuō)明擠壓合金的腐蝕速率略大于鍛造合金的。

圖4 噴射成形7055-T6合金的極化曲線

表3 噴射成形7055-T6合金電化學(xué)腐蝕性能參數(shù)

合金耐蝕性差異主要與晶界析出相的尺寸大小與分布有關(guān)，晶界析出相為電位為?0.86 V的Zn2Mg，晶粒邊界為電位為?0.57 V的貧元素區(qū)(Mg, Zn)，而晶粒為電位為?0.68 V的固溶體[17]。Zn2Mg析出相由于電位最負(fù)成為陽(yáng)極，于是在晶界發(fā)生陽(yáng)極溶解而發(fā)生腐蝕。鍛造合金晶界析出相間距變大，更好地切斷了陽(yáng)極腐蝕通道，從而能一定程度上減輕了腐蝕的延續(xù)，所以鍛造合金的耐蝕性能要優(yōu)于擠壓合金。

2.5 SEM組織與能譜分析

圖5(a)和(b)為噴射成形7055-T6合金的SEM像，表4所列為對(duì)應(yīng)點(diǎn)的EDS點(diǎn)掃描數(shù)據(jù)。

從圖5中可以看出，擠壓合金中晶界黑色析出相連續(xù)分布，同時(shí)存在少量白色的析出相，而經(jīng)鍛造后合金晶界黑色的析出相有所聚集，白色析出相數(shù)量減少。經(jīng)EDS點(diǎn)掃描分析發(fā)現(xiàn)，無(wú)論是擠壓合金還是鍛造合金，晶界黑色析出相中Zn、Mg、Cu元素的含量都遠(yuǎn)高于Al基體，這是因?yàn)閲娚涑尚螌儆诳焖倌碳夹g(shù)，液相和固相中的溶質(zhì)擴(kuò)散還未完成，凝固就已完成，造成非平衡的溶質(zhì)分配現(xiàn)象，使得合金元素在晶界偏聚后形成粗大析出相，再經(jīng)后續(xù)熱擠壓和熱鍛造，使得粗大相被打碎、細(xì)化；而合金中白色析出相則主要是Fe原子與Cu形成的含F(xiàn)e相，這屬于合金中的雜質(zhì)相，對(duì)于合金的性能是不利的。比較熱鍛前后合金中的白色雜質(zhì)相和黑色析出相中各元素含量發(fā)現(xiàn)，經(jīng)熱鍛造后黑色析出相中，Zn、Mg元素含量減少，Cu元素含量增加，白色雜質(zhì)相中Fe、Cu元素含量大量增加。合金晶界析出相中Zn、Mg元素含量減少主要是因?yàn)殄懺爝^(guò)程的加熱促使元素分散；Mg元素在應(yīng)力腐蝕開裂過(guò)程中在裂紋尖端偏聚，使得 H元素更易在裂紋尖端富集，導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展速率增加[18]；而合金晶界中的Cu元素增加則有利于合金的抗腐蝕性能，Cu元素含量越大，則晶界沉淀相MgZn2?xCu與臨界區(qū)域的電勢(shì)差越小，有利于減緩合金的腐蝕速率[19]。由此也可證實(shí)鍛造后合金的耐蝕性比擠壓合金的好。而雜質(zhì)元素聚集成為粗大的第二相粒子，在塑性變形時(shí)開裂成為小孔洞，經(jīng)歷微孔聚合后形成大空洞，導(dǎo)致合金斷裂，使得合金的性能下降，這也說(shuō)明鍛造合金的強(qiáng)度性能低于擠壓合金。

圖5 噴射成形7055-T6合金的SEM像和EDS點(diǎn)位

表4 噴射成形7055-T6合金EDS能譜點(diǎn)分析結(jié)果

從圖5中也可以看出，無(wú)論是擠壓還是鍛造合金，基本沒(méi)有發(fā)現(xiàn)孔隙，這是因?yàn)榻?jīng)熱擠壓或熱鍛能有效地消除沉積材料中的孔隙缺陷。同時(shí)，從圖5中也印證了擠壓合金晶粒沿?cái)D壓方向拉長(zhǎng)，經(jīng)熱鍛后部分晶粒出現(xiàn)長(zhǎng)大粗化的現(xiàn)象，合金取向性基本消除。

2.6 TEM形貌與選區(qū)電子衍射(SAED)分析

圖6所示分別為熱擠壓、熱鍛后噴射成形7055-T6合金的TEM像和SAED譜。

據(jù)文獻(xiàn)[20]可知，7000系鋁合金的時(shí)效析出序列為：過(guò)飽和固溶體→GP(無(wú)序)→GP(有序)→′過(guò)渡相→平衡相。7000系鋁合金的強(qiáng)度性能、抗腐蝕性能與韌性主要取決于晶內(nèi)GP區(qū)、′相以及晶界相的數(shù)量、大小以及分布情況有關(guān)。經(jīng)T6峰值時(shí)效處理后合金晶內(nèi)主要的強(qiáng)化相是GP區(qū)和′析出相，晶界上則是近似連續(xù)的(MgZn2)析出相，晶界無(wú)析出沉淀帶(PFZ)不明顯[21]。比較圖6(a)和(d)可知，擠壓合金晶界上的析出相為近似連續(xù)分布，但合金經(jīng)鍛造后晶界析出相有所粗化。斷開的晶界析出物能阻礙陽(yáng)極通道的形成，從而降低合金的腐蝕敏感性[22]，所以鍛造合金的腐蝕敏感性要小于擠壓合金。同時(shí)發(fā)現(xiàn)，無(wú)論是熱擠壓還是熱鍛造，經(jīng)T6峰值時(shí)效后PFZ均不明顯，這也是合金經(jīng)T6峰值時(shí)效處理后抗腐蝕能力欠佳的原因之一[23?24]，與合金的極化曲線測(cè)試結(jié)果相符合。

由圖6(b)和(e)可知，擠壓合金中晶內(nèi)析出相比鍛造合金的更加細(xì)小彌散分布。晶內(nèi)GP區(qū)和′相的大小和體積分?jǐn)?shù)直接影響合金的強(qiáng)度，合金晶內(nèi)析出相愈細(xì)小彌散、體積分?jǐn)?shù)愈大，合金的強(qiáng)度愈高，這也是擠壓合金比鍛造合金的強(qiáng)度要高出30 MPa左右的原因之一。表2中合金導(dǎo)電率的差異也佐證了這點(diǎn)。擠壓合金中因存在更多與基體共格的GP區(qū)粒子和′相粒子，在共格界面會(huì)引起點(diǎn)陣畸變，增強(qiáng)對(duì)電子的散射作用，從而使得導(dǎo)電率降低[25]，因此擠壓合金的導(dǎo)電率比鍛造合金的導(dǎo)電率要低2.2%IACS。

圖6 噴射成形7055-T6合金的TEM像和SAED譜

如圖6(c)和(f)所示，利用TEM的選區(qū)衍射模式(SAED)對(duì)噴射成形7055鋁合金的á111?Al晶帶軸進(jìn)行衍射斑點(diǎn)分析。經(jīng)對(duì)á111?Al晶帶軸衍射照片標(biāo)定后發(fā)現(xiàn)，主要的亮衍射斑點(diǎn)來(lái)自Al基體，而弱的衍射斑點(diǎn)則來(lái)自析出相[26]。從圖6(c)中可以看到，鋁基體1/3{422}Al處有明顯的GPⅡ區(qū)衍射特征，在{220}Al的 1/3和2/3處′亞穩(wěn)相衍射斑點(diǎn)則較弱；而從圖6(f)知道，合金經(jīng)鍛造后，析出相的衍射斑點(diǎn)減弱。由此可以看出，合金經(jīng)T6峰值時(shí)效后的強(qiáng)化相為GP區(qū)和′相，且鍛造合金的晶內(nèi)析出相比擠壓合金的少，這是導(dǎo)致兩者強(qiáng)度差異的主要原因。

總而言之，合金擠壓再熱鍛對(duì)合金中晶界和晶內(nèi)的第二相粗化有促進(jìn)作用。從應(yīng)力腐蝕的角度來(lái)看，斷開的晶界析出相有利于提高合金的抗應(yīng)力腐蝕能力，但合金強(qiáng)度有所犧牲。

3 結(jié)論

1) 合金熱擠壓后的縱向抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率、硬度和導(dǎo)電率分別為705 MPa、665MPa、11.5%、96.4HRB和24.0%IACS，橫向抗拉強(qiáng)度、橫向屈服強(qiáng)度分別為640 MPa、602 MPa；而經(jīng)熱鍛造后合金的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度分別下降了33 MPa和34 MPa，但伸長(zhǎng)率、硬度、導(dǎo)電率分別上升了0.6%、1.9 HRB、2.2% IACS。擠壓合金以沿晶斷裂為主，也有少量韌窩斷裂；鍛造合金則以韌性斷裂占主體地位；

2) 合金沉積坯組織為等軸晶粒，晶粒間存在孔隙，但經(jīng)熱擠壓和熱鍛造，合金組織均致密、細(xì)小，無(wú)明顯孔隙，擠壓合金存在擠壓效應(yīng)；鍛造合金部分晶粒更加細(xì)小，存在晶粒長(zhǎng)大合并現(xiàn)象，導(dǎo)致合金強(qiáng)度性能下降；

3) 合金擠壓后的自腐蝕電位為?0.828 V，自腐蝕電流密度為9.192×10?4 A/cm2，鍛造合金的自腐蝕電位密度為?0.852V，自腐蝕電流為6.935×10?4 A/cm2，說(shuō)明雖然鍛造合金的腐蝕傾向性大于擠壓合金，但腐蝕速率小于擠壓合金；

4) 鍛造合金析出相中Mg、Zn元素較擠壓合金少，但Cu元素含量增加；基體中存在少量Fe原子與Cu形成的含F(xiàn)e相；

5) 合金晶內(nèi)都彌散均勻分布著細(xì)小GP區(qū)和′析出相，使得合金強(qiáng)度性能較好，晶界則是近似連續(xù)分布的相，晶界無(wú)沉淀帶(PFZ)不明顯，使得合金耐蝕性能較差。但相比擠壓合金，鍛造合金晶內(nèi)和晶界析出相均粗化，導(dǎo)致合金強(qiáng)度下降，耐蝕性提高。

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Effects of forging on microstructure andmechanical properties of spray forming 7055-T6 alloy

WEN Jia-fei1, ZHANG Hao2, ZHANG Zhen2, XIANG Jian-Bo1, LUO Feng-hua1

(1. State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China; 2. Jiangsu Haoran Spray Forming Alloy Co., Ltd., Zhenjiang 212009, China)

High strength 7055-T6 aluminum alloys were produced by spray forming. The microstructures and properties of alloy after forging and extrusion were investigated using tensile test, electrochemical workstation, optical microscope(OM), scanning electron microscopy (SEM), transmission electron microscopy (TEM). The results indicate that the tensile strength of the extruded alloy can reach 705 MPa, the yield strength can reach to 665 MPa, and the extruded alloys exhibit an intergranular fracture, the tensile strength and yield strength of the forged alloy decrease by 33 MPa and 37 MPa, respectively, but the elongation, electrical conductivity and hardness all have increased, and the forged alloys exhibit a ductile fracture. The extruded alloys feature fine and homogeneous, the grains are elongated along extrusion, but some grains of forged alloys are broken, and some grains grow up; and the grain boundary precipitates of extruded alloys continuous distribution, the distribution of precipitated phases in grain boundary is dispersive and homogeneous, which leads to a bad corrosion resistance; the precipitated phases of forged alloys have coarsened, which reduce the strength properties but increase the corrosion–resistance.

spray forming 7055-T6 aluminum alloy; as-forged; as-extruded; microstructure; property

Project (10C 26213201152) supported by the SME Technology Innovation Fund of China

2017-03-06;

2017-07-05

LUO Feng-hua; Tel: +86-731-88879422; E-mail: fenghualuo@csu.edu.cn

科技部科技型中小企業(yè)創(chuàng)新基金資助項(xiàng)目(10C 26213201152)

2017-03-06；

2017-07-05

羅豐華，教授，博士；電話：0731-88879422；E-mail：fenghualuo@csu.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.05.02

1004-0609(2018)-05-0872-08

TG166.3

A

(編輯 何學(xué)鋒)