張輝 唐敏楨 蔣福林

摘? ?要：結(jié)合殘余應(yīng)力測量、原位電阻率表征、硬度測試和透射電子顯微鏡觀察等探究了一種新型包覆淬火工藝及后續(xù)時效處理對Al-Zn-Mg-Cu合金板材微觀組織和力學(xué)性能的影響. 結(jié)果表明：包覆淬火工藝可以有效降低Al-Zn-Mg-Cu合金的淬火殘余應(yīng)力及位錯密度，原位電阻率結(jié)果顯示包覆層厚度越厚（0.2～0.6 mm），包覆淬火處理合金的時效析出行為與普通淬火合金越接近;通過原位電阻率和硬度測試獲得了包覆淬火合金優(yōu)化的峰值時效制度，在此時效處理條件下，包覆處理合金能夠保持與普通水淬樣品近似的析出顯微組織及力學(xué)性能.

關(guān)鍵詞：鋁合金;包覆淬火;殘余應(yīng)力;人工時效;原位電阻率

中圖分類號：TG166.3? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A

Studies on Residual Stress and Aging Process

of Cladded Quenched Al-Zn-Mg-Cu Alloys

ZHANG Hui?，TANG Minzhen，JIANG Fuling

（College of Materials Science and Engineering，Hunan University，Changsha 410082，China ）

Abstract： The influences of a new cladding quenching process and subsequent aging treatment on the microstructure and mechanical properties of Al-Zn-Mg-Cu alloy plates were investigated based on residual stress measurement，in-situ electrical resistivity characterization，Vickers hardness testing and transmission electron microscope（TEM） observation. The results show that the cladding quenching process can effectively reduce the quenching residual stress and dislocation density of Al-Zn-Mg-Cu alloy. The in-situ electrical resistivity results show that，with the increased cladded thickness（0.2～0.6 mm），the aging precipitation behavior of cladded quenched samples is more similar to that of the uncladded quenched sample. The optimized artificial peak aging processes for the cladded quenched alloys were obtained on the basis of in-situ electrical resistivity and hardness testing results. Under such optimized artificial aging conditions，the cladded quenched samples can maintain the similar nano-precipitate characteristics and mechanical properties to that of uncladded quenched sample.

Key words：aluminum alloys;cladded quenching;residual stress;artificial aging;in-situ electrical resistivity

Al-Zn-Mg-Cu合金是現(xiàn)代航空和航天工業(yè)中的關(guān)鍵結(jié)構(gòu)材料之一，其具有超高的強(qiáng)度，良好的抗應(yīng)力腐蝕性和韌性[1-3]. Al-Zn-Mg-Cu合金是一種典型的可熱處理強(qiáng)化合金，通過合理的人工時效制度可獲得良好的機(jī)械性能和其他綜合性能. 然而，人工時效前的淬火急冷過程通常會在合金內(nèi)引入高水平的殘余應(yīng)力，繼而影響合金在加工和使用過程中的性能. 為了滿足實際生產(chǎn)和應(yīng)用需求，工業(yè)Al-Zn-Mg-Cu合金中的殘余應(yīng)力必須控制在較低的水

平[4]，但目前降低殘余應(yīng)力的工藝都會在一定程度上影響合金的其他性能. 如熱作用法控制殘余應(yīng)力是目前研究較多的一種方法，研究表明，采用傳統(tǒng)的人工時效處理，殘余應(yīng)力降低幅度約為30%[5- 6]，而過時效處理雖然對降低殘余應(yīng)力作用更為明顯，但對合金機(jī)械性能影響較大. Sun等人[6]設(shè)計了一種新型的多道次間斷時效處理工藝，通過反復(fù)熱作用的方式有效地降低了Al-Zn-Mg-Cu合金厚板的淬火殘余應(yīng)力，且獲得了與傳統(tǒng)處理合金等同的力學(xué)性能.

與熱作用法不同，淬火作用法的原理大都是從源頭減少淬火過程中產(chǎn)生的不均勻變形來降低淬火殘余應(yīng)力. 目前的淬火作用法大都只是通過改變淬火介質(zhì)或淬火方式來改變冷卻路徑，進(jìn)而降低殘余應(yīng)力，如使用熱水[7]或其它淬火介質(zhì)[8]，或使用噴淋淬火[9]等. 在工業(yè)上應(yīng)用較多的提升淬火用水的溫度，該方法對淬火敏感性較高的合金時效后的機(jī)械性能影響較大[10-11].

區(qū)別于傳統(tǒng)淬火作用法，本文提出一種在合金表面包覆特定材料并隨同淬火，進(jìn)而改變淬火過程冷卻路徑或速率的新型淬火作用法，并探究包覆淬火工藝處理及后續(xù)時效處理對Al-Zn-Mg-Cu合金板力學(xué)性能和微觀組織的影響.

1? ?試驗材料與方案

本試驗樣品為7150鋁合金熱軋板，主要成分為Al-6.38%Zn-2.32%Mg-2.11%Cu-0.063%Mn-0.058% Cr-0.053%Ti （%為質(zhì)量分?jǐn)?shù)），試驗樣品長×寬×高為80 mm × 40 mm × 10 mm，長度方向平行于板材的軋制方向.

包覆淬火樣品為使用高溫膠（雙鍵化學(xué)生產(chǎn)的DB5010單組份高溫?zé)o機(jī)膠）和鋁箔包覆的7150鋁合金板樣品. 實驗組樣品在固溶處理前進(jìn)行包覆處理，具體過程為：首先使用高溫?zé)o機(jī)膠對樣品進(jìn)行包覆，隨后在無機(jī)膠的外層使用0.03 mm厚度的鋁箔進(jìn)行覆蓋，最后使用剛性板將無機(jī)膠與鋁箔構(gòu)成的包覆層壓平至特定厚度，同時也確保包覆層的厚度分布均勻. 對試驗組樣品的6個表面進(jìn)行包覆，單面包覆厚度分別設(shè)置為0.2 mm、0.4 mm和0.6 mm 3組樣品，分別標(biāo)記為CQ0.2，CQ0.4和CQ0.6，作為對比的未包覆處理的樣品用CWQ表示.

包覆完成后，將樣品置于爐內(nèi)進(jìn)行90 °C/h + 150 °C/h的高溫膠固化處理. 所有包覆和未包覆的樣品均在475 °C進(jìn)行1.5 h的固溶處理，隨后將其快速浸入水中（室溫）進(jìn)行淬火，淬火過程樣品的溫度變化使用K型熱電偶進(jìn)行測量. 對淬火后的樣品使用SRSS3-1應(yīng)力在線檢測儀（ASTM E837）進(jìn)行殘余應(yīng)力測試. 淬火樣品的人工時效處理保溫溫度為120 ℃，時效過程使用原位電阻率測量儀進(jìn)行原位電阻率的追蹤（頻率為1次/s）. 原位電阻率測量系統(tǒng)是基于典型的四點探針法對合金的電阻率進(jìn)行測量. 時效總時長為100 000 s，期間使用K型熱電偶監(jiān)測樣品的溫度變化（頻率為1次/s）. 測量的數(shù)據(jù)經(jīng)過專門的軟件計算得到Δρ隨時間的變化曲線. 合金的硬度檢測在HVS-1000型顯微硬度計上進(jìn)行，分別對0 s、10 s、50 s、100 s、200 s、500 s、

1 000 s、2 000 s、5 000 s、10 000 s、20 000 s、50 000 s，80 000 s、100 000 s時效時間點的樣品進(jìn)行檢測，同一試樣的硬度數(shù)據(jù)取自5個測量點的平均值. 隨后對部分樣品在Tecnai G2 F20 S-TWIN透射電子顯微鏡（TEM）下觀察其顯微組織.

2? ?試驗結(jié)果與分析

2.1? ?淬火樣品殘余應(yīng)力分析

表1所示在不同淬火方式下合金樣品橫向淬火殘余應(yīng)力值. 采用包覆淬火工藝處理的CQ0.2、CQ 0.4和CQ0.6樣品的殘余應(yīng)力大小分別為-33.8 MPa、-27.4 MPa和-14.2 MPa，相比于CWQ樣品的殘余應(yīng)力值（即-142.3 MPa），3組包覆淬火樣品的殘余應(yīng)力降幅分別為76%、81%和90%. 因此，包覆淬火工藝降低殘余應(yīng)力的效果十分明顯. 與此同時，包覆淬火樣品的殘余應(yīng)力值隨著包覆層厚度的增加而減小. 當(dāng)包覆層厚度達(dá)到0.6 mm時，橫向殘余應(yīng)力值下降到十分低的水平.

2.2? ?淬火樣品組織觀察

圖1所示為CWQ、CQ0.2、CQ0.4和CQ0.6樣品的透射電鏡照片. 圖1（a）顯示CWQ樣品內(nèi)有大量的位錯分布，而圖1（b）（c）（d）對應(yīng)的3組包覆淬火樣品內(nèi)位錯明顯減少，只有CQ0.2樣品存在少量的位錯，可能是CQ0.2樣品的包覆層薄，以至于不能充分釋放淬火過程產(chǎn)生的不均勻熱應(yīng)力而導(dǎo)致的. 位錯密度的減少表明材料內(nèi)部的彈性畸變能減少，而彈性畸變能的釋放對應(yīng)殘余應(yīng)力的降低[12].

2.3? ?時效過程原位電阻率和硬度演變

圖2（a）所示為7150鋁合金在120 °C等溫時效過程中的原位電阻率變化，圖2（b）為對應(yīng)的硬度演變. 圖2（a）顯示4組淬火樣品的Δρ值在時效過程都逐漸下降. 根據(jù)Matthiessen準(zhǔn)則[13]可知，合金的電阻率主要受固溶原子、析出粒子和位錯等變形缺陷的影響. 對于析出粒子的影響，有研究表明[14- 15]，析出粒子只在其早期團(tuán)簇（尺寸<1～2 nm）時才會明顯作用，會導(dǎo)致電阻率的增加. 在當(dāng)前的時效過程，7150鋁合金的析出相主要為η'相，其典型的析出相粒子尺寸>1～2 nm，且根據(jù)下文對顯微組織的表征（2.3節(jié)），本試驗中合金試樣的納米析出相的分布彌散均勻且粒徑大小差別不大. 因此，析出粒子對不同組樣品的Δρ值的影響可以忽略不計. 淬火態(tài)合金因其最大的過飽和固溶度，使其具有較高的初始電阻率，在等溫時效過程，4組樣品都經(jīng)歷過飽和固溶體的分解、析出相形核及長大過程. 對于位錯缺陷的影響，研究[5-6]表明傳統(tǒng)的低溫人工時效處理對晶內(nèi)位錯的消除作用很小，故位錯缺陷的存在雖然會對不同組樣品的Δρ絕對值有影響，但時效過程位錯的演變對Δρ值的影響可忽略不計.

對比原位電阻率曲線的起始段各組樣品的Δρ的相對大小，可以看到Δρ（CWQ） >? Δρ（CQ0.6） > Δρ（CQ0.4） ≈ Δρ（CQ0.2）. CWQ淬火態(tài)樣品具有最高的電阻率，這說明該樣品獲得了最大的過飽和固溶度，同時具有最高的殘余應(yīng)力水平;CQ0.6淬火態(tài)樣品具有包覆樣品中最高的電阻率值，而該樣品殘余應(yīng)力水平最低，說明其獲得了包覆樣品中最大的過飽和固溶度;淬火態(tài)的CQ0.2和CQ0.4樣品具有大小相似的初始電阻率，而CQ0.2的殘余應(yīng)力和晶內(nèi)位錯密度水平略高于CQ0.4樣品，說明CQ0.4獲得了較CQ0.2更高的過飽和固溶度.

在人工時效期間， 7150鋁合金析出相沉淀過程是一個形核、長大、溶解和粗化的過程. 當(dāng)沉淀過程主要經(jīng)歷形核和長大這兩個過程時，基體中過飽和的固溶原子不斷地沉淀析出，合金的電阻率也會經(jīng)歷一個迅速下降的過程. 當(dāng)析出相尺寸生長到一定程度以后（1～2 nm以上），析出相本身不會對電阻率產(chǎn)生太大的影響，但其不斷長大的過程也伴隨著基體過飽和固溶原子的分解，因此合金的原位電阻率在時效后期也會呈現(xiàn)緩慢下降的趨勢. 圖2（a）顯示4組樣品都在保溫進(jìn)行100 s左右時發(fā)生了電阻率的第一次明顯下降，結(jié)合圖2（b）對應(yīng)的硬度曲線，在這一階段合金的硬度值沒有明顯上升，可見在此階段主要是發(fā)生析出相的形核與初步長大;而在硬度值的快速上升階段，電阻率的下降反而逐漸趨于平緩，因為此階段主要發(fā)生了析出相的長大，隨著尺寸的增大析出相本身對電阻率的影響逐漸減小，而且隨著人工時效的進(jìn)行，析出驅(qū)動力逐漸減小，基體固溶原子的析出速率也逐漸降低.

此外，由圖2（b）可見，CWQ、CQ0.6和CQ0.4樣品在試驗范圍（100 000 s）內(nèi)都出現(xiàn)了一個明顯的峰值，而CQ0.2樣品在實驗范圍內(nèi)沒有出現(xiàn)峰值，硬度還在繼續(xù)上升. 在出現(xiàn)明顯峰值的3組樣品中，CWQ樣品的峰值出現(xiàn)時間最早，位于20 000 s到80 000 s之間;其次是CQ0.6樣品，在50 000 s到80 000 s之間出現(xiàn)了峰值;CQ0.4樣品則在50 000 s到100 000 s之間才出現(xiàn)峰值，峰值出現(xiàn)的時間點較前兩組樣品有一定的推遲. 同時，在試驗范圍（100 000 s）內(nèi)，3組包覆淬火處理樣品所測得的最高硬度值均在185 HV以上，相比于CWQ樣品的最高硬度值降幅較少.

造成包覆淬火處理樣品在人工時效期間硬度峰值出現(xiàn)時間晚于普通淬火樣品的主要原因包括析出驅(qū)動力的減少（過飽和固溶度）以及位錯等缺陷對沉淀析出的作用. CWQ樣品因具有最高的過飽和固溶度（圖2（a）），在相同溫度進(jìn)行時效，更大的析出驅(qū)動力加速了析出形核及長大. 此外，變形帶來的位錯等缺陷和形變儲能能夠提高析出相的形核率，并由于位錯提供“管道擴(kuò)散”的作用加速析出相的長大過程. CWQ樣品具有較高的殘余應(yīng)力水平，晶內(nèi)位錯密度高，并且淬火態(tài)合金的過飽和度差異會造成沉淀析出驅(qū)動力的差異，而過飽和度的差異又主要取決于合金樣品淬火時通過淬火敏感溫度區(qū)間的速率大小，CWQ樣品淬火階段的冷卻速率大，因此該樣品的時效強(qiáng)化反應(yīng)耗時較短. 如圖2（b）所示，4組樣品都在保溫初期（500 s以內(nèi)）保持了較為平穩(wěn)的硬度值水平，此階段由于固溶原子分解形成的析出相尺寸較小且體積分?jǐn)?shù)較低. 人工時效早期，析出相的彌散強(qiáng)化作用機(jī)制主要為位錯切過機(jī)制，其強(qiáng)化作用效果主要取決于析出相的體積分?jǐn)?shù);而隨著人工時效時間的延長，析出相體積分?jǐn)?shù)快速增加，其尺寸也逐漸增長，此時強(qiáng)化作用效果增加明顯，即出現(xiàn)了硬度值的快速增長.

基于上述結(jié)果，對于不同包覆層厚度包覆淬火處理的樣品，在同樣的時效溫度下需要不同的保溫時間，才能使各組樣品在保持低水平殘余應(yīng)力的同時得到更優(yōu)的力學(xué)性能. 上述硬度結(jié)果顯示，包覆淬火工藝需要相比于普通淬火合金更長的人工時效時間才能達(dá)到峰值時效效果，但目前已經(jīng)測定的硬度曲線只能確定峰值的大致范圍，故需進(jìn)行更加精確的分組試驗來確定最優(yōu)的時效制度.

根據(jù)之前的研究[6]，普通淬火樣品（CWQ）在120 °C+15 h時效制度下可以達(dá)到峰值力學(xué)性能水平，約為197 HV. 結(jié)合圖2所示120 °C時效過程的原位電阻率和時效硬度結(jié)果，在析出序列一致的前提下，若對應(yīng)CWQ樣品15 h（54 000 s）的時間點為一個轉(zhuǎn)變點，相對應(yīng)于包覆淬火工藝處理的各樣品的轉(zhuǎn)變時間點大致為CQ0.6（59 400 s），CQ0.4（63 500 s），CQ 0.2（78 400 s）. 假設(shè)這個對應(yīng)的轉(zhuǎn)變時間點可以達(dá)到理論上的峰值力學(xué)性能，則可分別在3組包覆樣品的轉(zhuǎn)變點前后選定6個時間點作為取樣點，兩點之間間隔為2 h，120 °C時的時效時間范圍如表2所示.

根據(jù)表2所示的方案進(jìn)行試驗，得到120 °C時效溫度下不同包覆層厚度的包覆淬火樣品的時效硬度變化曲線如圖3所示. 包覆淬火處理合金樣品在試驗中的時效時長范圍內(nèi)，均表現(xiàn)出了較高的硬度值. 其中CQ0.2樣品在時效進(jìn)行23 h達(dá)到第一個峰值硬度，為188.8 HV，隨后繼續(xù)時效，硬度值發(fā)生了小幅度的逐步降低，最后在29 h左右達(dá)到第二個峰值，為190.3 HV;CQ0.4樣品和CQ0.6樣品均在約19 h的時效時間左右達(dá)到了峰值硬度，且硬度值均在190 HV以上（分別為191.7 HV和191.8 HV），在19 h之后，兩組樣品的硬度值均發(fā)生了小幅度的下降.

2.4? ?峰值時效合金微觀組織表征

為了進(jìn)一步分析包覆淬火工藝對Al-Zn-Mg-Cu合金時效后微觀組織結(jié)構(gòu)尤其是析出相的影響，選取不同包覆厚度峰值時效的CQ0.2（120 °C+23 h），CQ0.4（120 °C+19 h）和CQ0.6（120 °C+19 h）3組樣品，以及經(jīng)過峰值時效（120 °C+15 h）處理后的CWQ樣品進(jìn)行了TEM分析. 如圖4所示，經(jīng)峰值時效處理后，4組合金樣品中析出相均是細(xì)小均勻且彌散地分布，且由右上角選區(qū)電子衍射可知主要析出相均為GP區(qū)和η'相，主要強(qiáng)化相η'相的粒徑大小無明顯差別. 因此，包覆淬火工藝處理的合金在經(jīng)過優(yōu)化的時效處理后，能獲得與普通淬火并時效樣品近似的析出相組織，進(jìn)而解釋了包覆淬火工藝能在有效降低殘余應(yīng)力的同時保持良好的力學(xué)性能（見表1、圖2和圖3）.

2.5? ?包覆淬火過程分析

圖5所示包覆淬火及普通淬火工藝過程的淬火冷卻曲線. 結(jié)果顯示3組CQ樣品的冷卻速率均慢于CWQ樣品，且CQ試樣的平均冷卻速率隨包覆層厚度的增加而增大，結(jié)果與原位電阻率試驗結(jié)果中各組樣品的初始Δρ大小相對應(yīng)，即更厚的包覆層有利于增加冷卻速率進(jìn)而增加淬火合金的過飽和固溶度. 根據(jù)Tanner等人[16]及Bouvaist等人[17]的研究，在淬火過程中，合金表面某些化合物（如油脂）的存在會改變合金表面狀態(tài)，進(jìn)而改變淬火冷卻速率. 在本研究中，包覆層表面在淬火過程中由于熱應(yīng)力的釋放而產(chǎn)生變形，進(jìn)一步引起起皺和開裂現(xiàn)象（如圖6所示）. 特別是在較厚包覆層樣品中，開裂現(xiàn)象更明顯，導(dǎo)致包覆淬火冷卻面積增加，CQ樣品的淬火速率也隨包覆層厚度增加而增大. 因此，包覆淬火合金（特別是CQ0.6樣品）能獲得較高的過飽和固溶度（圖2（a）），進(jìn)而使包覆淬火工藝處理的合金在經(jīng)過優(yōu)化的峰值時效后能保持和CWQ樣品近似的析出相組織（圖4）及力學(xué)性能（圖2和圖3）.

3? ?結(jié)? ?論

本文對包覆淬火工藝及后續(xù)時效處理對Al-Zn-Mg-Cu合金板材微觀組織和力學(xué)性能的影響進(jìn)行了研究，主要結(jié)論如下：

1）包覆淬火工藝能有效降低Al-Zn-Mg-Cu合

金板的淬火殘余應(yīng)力及位錯密度. 原位電阻率結(jié)果顯示包覆淬火工藝會不同程度地影響合金的過飽和固溶度以及后續(xù)的時效析出動力學(xué)，包覆層厚度越厚（0.2～0.6 mm），包覆處理樣品的時效析出行為與普通淬火樣品越接近.

2）結(jié)合原位電阻率及硬度測試結(jié)果，獲得了針對不同厚度的包覆淬火處理樣品優(yōu)化的峰值時效制度，分別為CQ0.2（120 °C+23 h），CQ0.4（120 °C+19 h），和CQ0.6（120 °C+19 h）. 在上述時效制度下，包覆淬火處理樣品能保持較高的力學(xué)性能.

3）TEM顯微組織分析發(fā)現(xiàn)包覆淬火樣品經(jīng)優(yōu)化的峰值時效處理后具有與普通淬火樣品（CWQ）近似的析出相組織，因此包覆淬火工藝能在降低合金淬火殘余應(yīng)力的同時保證合金的力學(xué)性能.

參考文獻(xiàn)

[1]? ? HEINZ A，HASZLER A，KEIDEL C，et al. Recent development in aluminium alloys for aerospace applications[J]. Materials Science & Engineering A，2000，280（1）：102—107.

[2]? ? 楊守杰，戴圣龍. 航空鋁合金的發(fā)展回顧與展望[J]. 材料導(dǎo)報，2005，19（2）：76—80.

YANG S J，DAI S L. A glimpse at the development and application of aluminum alloys in aviation industry [J]. Materials Review，2005，19（2）：76—80. （In Chinese）

[3]? ? 李東鋒，張新明，劉勝膽，等. 淬火速率對Al-5Zn-3Mg-1Cu鋁合金厚板剝落腐蝕的影響[J]. 湖南大學(xué)學(xué)報（自然科學(xué)版），2015，42（12）：47—52.

LI D F，ZHANG X M，LIU S D，et al. Effect of quenching rate on exfoliation corrosion of Al-5Zn-3Mg-1Cu aluminum alloy thick plate [J]. Journal of Hunan University （Natural Sciences），2015，42（12）：47—52.（In Chinese）

[4]? ? KO? M，CULP J，ALTAN T. Prediction of residual stresses in quenched aluminum blocks and their reduction through cold working processes [J]. Journal of Materials Processing Technology，2006，174（1/3）：342—354.

[5]? ? ROBINSON J S，TANNER D A. Residual stress development and relief in high strength aluminium alloys using standard and retrogression thermal treatments [J]. Materials Science and Technology，2003，19（4）：512—518.

[6]? ? SUN Y S，JIANG F L，ZHANG H，et al. Residual stress relief in Al-Zn-Mg-Cu alloy by a new multistage interrupted artificial aging treatment [J]. Materials & Design，2016，92（23）：281—287.

[7]? ? LIN G Y，ZHANG H，ZHU W，et al. Residual stress in quenched 7075 aluminum alloy thick plates [J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2003，13（3）：641—644.

[8]? ? BATES C E，TOTTEN G E. Procedure for quenching media selection to maximise tensile properties and minimise distortion in aluminium-alloy parts [J]. Heat Treatment of Metals，1988，15（4）：89—97.

[9]? ? ZHANG J，DENG Y，YANG W，et al. Design of the multi-stage quenching process for 7050 aluminum alloy [J]. Materials & Design，2014，56：334—344.

[10]? LIU S，LIU W，ZHANG Y，et al. Effect of microstructure on the quench sensitivity of AlZnMgCu alloys [J]. Journal of Alloys and Compounds，2010，507（1）：53—61.

[11]? CAVAZOS J L，COL?S R. Quench sensitivity of a heat treatable aluminum alloy [J]. Materials Science & Engineering A （Structural Materials： Properties，Microstructure and Processing），2003，363（1/2）：171—178.

[12]? MORIDI A，RUAN H，ZHANG L C，et al. Residual stresses in thin film systems： effects of lattice mismatch，thermal mismatch and interface dislocations [J]. International Journal of Solids and Structures，2013，50（22/23）：3562—3569.

[13]? BRANDT R，NEUER G. Electrical resistivity and thermal conductivity of pure aluminum and aluminum alloys up to and above the melting temperature [J]. International Journal of Thermophysics，2007，28（5）：1429—1446.

[14]? RAEISINIA B，POOLE W J，LLOYd D J. Examination of precipitation in the aluminum alloy AA6111 using electrical resistivity measurements [J]. Materials Science & Engineering A （Structural Materials： Properties，Microstructure and Processing），2006，420（1/2）：245—249.

[15]? EIVANI A R，AHMED H，ZHOU J，et al. Correlation between electrical resistivity，particle dissolution，precipitation of dispersoids，and recrystallization behavior of AA7020 aluminum alloy [J]. Metallurgical & Materials Transactions A，2009，40（10）：2435—2446.

[16]? TANNER D A，ROBINSON J S. Reducing residual stress in 2014 aluminium alloy die forgings [J]. Materials and Design，2008，29（7）：1489—1496.

[17]? BOUVAIST J M A，LACOSTE G. Process for the thermal treatment and the quenching of forged articles [P]. United States：4177086，1979-12-04.