吳沂哲，溫 凱，呂 丹

(1. 東北輕合金有限責(zé)任公司，黑龍江 哈爾濱 150060；2. 有研工程技術(shù)研究院有限公司，北京 101407)

7×××系鋁合金是可熱處理強(qiáng)化型鋁合金，具有高強(qiáng)度和較好的斷裂韌性、耐應(yīng)力腐蝕性能、疲勞性能，因而在飛機(jī)制造業(yè)和軍工方面有著廣泛的應(yīng)用，用于制造飛機(jī)框架、艙壁、機(jī)翼壁板等結(jié)構(gòu)件[1-2]。7×××系鋁合金時效處理是決定合金最終性能的關(guān)鍵工序[3-5]。固溶淬火后，合金獲得了過飽和固溶體，在時效處理過程中逐步析出強(qiáng)化相，且隨時效時間的延長，析出相經(jīng)歷長大、粗化及相轉(zhuǎn)變過程，對應(yīng)的強(qiáng)度、斷裂韌性、疲勞等性能發(fā)生相應(yīng)的演變。

7×××系鋁合金的時效處理包括單級、雙級和三級時效處理，分別對應(yīng)不同的組織及性能特征。合金在110 ℃～130 ℃保溫不同時間單級時效后，晶內(nèi)析出細(xì)小的與基體成共格及半共格強(qiáng)化相，使合金單級峰時效態(tài)強(qiáng)度水平最高，但其抗應(yīng)力腐蝕性能較差，不能滿足使用要求；雙級時效處理第一級時效溫度為100 ℃～120 ℃，第二級時效溫度為150 ℃～170 ℃，雙級時效處理后晶內(nèi)析出相粗化，晶界析出相呈明顯的不連續(xù)分布，合金強(qiáng)度相比于峰時效態(tài)而言有所降低，但抗應(yīng)力腐蝕性能有所提高；三級時效一般是先在較低溫度(100 ℃～120 ℃)下進(jìn)行預(yù)時效，然后迅速升到較高溫度(170 ℃～190 ℃)進(jìn)行短時保溫，淬火處理后在較低溫度下(100 ℃～120 ℃)再次時效，基體中析出尺寸細(xì)小的與基體成共格或半共格相，晶界析出相尺寸粗大。前期已有大量學(xué)者針對7×××系鋁合金的時效析出行為開展研究工作[6-9]，但主要以前四代鋁合金為主，針對高合金化(尤其是高鋅含量)的7×××系鋁合金系統(tǒng)性研究工作相對較少[10]。

本試驗研究了Al-9.3Zn-2.0Mg-2.1Cu合金型材在單級、雙級、三級時效過程的性能變化，對比分析了合金典型的析出相特征及其對應(yīng)的綜合性能，旨在為高合金化7×××系鋁合金時效制度的制定提供試驗數(shù)據(jù)。

1 試驗材料與方法

試驗用材料為淬火預(yù)拉伸態(tài)Al-9.3Zn-2.0Mg-2.1Cu合金擠壓型材，截面形狀如圖1a所示。實測化學(xué)成分如表1所示。型材的固溶處理制度為450 ℃2 h+470 ℃4 h，水淬，經(jīng)1.5%～2.5%預(yù)拉伸變形量。時效處理在電熱恒溫鼓風(fēng)干燥箱中進(jìn)行，單級、雙級、三級時效處理制度分別為120 ℃xh、110 ℃8 h+160 ℃xh、110 ℃16 h+175 ℃xmin+120 ℃24 h。時效處理過程中保持±1 ℃的溫度波動。熱處理完畢的型材在最大寬度位置的橫截面中心處沿擠壓方向取Φ5 mm的拉伸樣品，在寬度中心位置兩側(cè)加工B=15 mm的L-T向斷裂韌性CT樣品，如圖1b所示。采用VH1150型維氏硬度計測試硬度，SIGMATEST 2.069電導(dǎo)儀測試電導(dǎo)率。拉伸試驗在CMT4304微機(jī)控制電子萬能試驗機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為0.5 mm/min。斷裂韌性測試在MTS 370.10液壓伺服疲勞試驗機(jī)上進(jìn)行，應(yīng)力比為0.1，頻率為20 Hz，正弦加載。典型制度的透射電鏡觀察樣品采用線切割薄片磨至厚度為60 μm～80 μm，然后切成直徑為3 mm的小圓片后再磨至50 μm厚，在-35 ℃下的硝酸甲醇溶液(硝酸與甲醇的體積比為1∶3)中進(jìn)行電解雙噴，在Tecnai G2 F20型透射電鏡上觀察析出相特征。

表1 試驗合金的實測化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Measured chemical composition of test alloy(wt/%)

圖1 試驗用材料及取樣位置示意圖Fig.1 Schematic diagram of test materials and sampling positions

2 試驗結(jié)果及討論

2.1 試驗合金單級時效行為及析出相特征

圖2為試驗合金在120 ℃不同時間單級時效后的硬度和導(dǎo)電率曲線。由圖2可以看出，時效初期硬度值上升迅速，在16 h時達(dá)到212 HV，之后進(jìn)入硬度值平臺，直到80 h時硬度值在212 HV～216 HV的范圍內(nèi)波動。這表明在試驗的時間范圍內(nèi)，時效初期合金的硬化響應(yīng)較快，當(dāng)合金硬度達(dá)到峰值以后，硬化效應(yīng)無明顯變化；隨著時效時間的延長，導(dǎo)電率持續(xù)增大，沒有明顯的平臺特征。根據(jù)合金的硬度和導(dǎo)電率演變特征，參考7×××系鋁合金常規(guī)的單級峰時效處理制度，選擇120 ℃24 h作為試驗合金的單級峰時效制度，表2為對應(yīng)的性能。可以看出，峰時效態(tài)合金強(qiáng)度較高，斷裂韌性和導(dǎo)電率較低。圖3為試驗合金典型峰時效態(tài)衍射斑點與析出相特征。從圖3a可以看出，在<100>Al方向的衍射花樣中的{1(2n+1)/40}位置處觀察到了GPI區(qū)的衍射斑點，在1/3{220}和2/3{220}的位置處發(fā)現(xiàn)了η′相的衍射斑點。圖3b為在<112>Al方向的衍射花樣，在1/2{311}位置處觀察到了GPII區(qū)的衍射斑點，在1/3{220}和2/3{220}的位置處存在沿<111>方向的芒線，對應(yīng)η′相。這表明峰時效態(tài)的合金中的析出相主要為GP區(qū)和η′相。從圖3c中可以看出，由于析出相取向的緣故，晶內(nèi)析出相有橢圓形和細(xì)長形兩種，均呈現(xiàn)尺寸細(xì)小、分布密集的特點；從圖3d晶界析出相斷開呈明顯的不連續(xù)分布，沒有觀察到明顯的無沉淀析出帶。

圖2 試驗合金在120 ℃單級時效不同時間的硬度和導(dǎo)電率Fig.2 Hardness and conductivity of the test alloy at 120 ℃ single stage aging for different time

圖3 試驗合金120 ℃24 h單級峰時效態(tài)衍射斑點與析出特征Fig.3 Diffraction spots and precipitation characteristics of single-peak aged alloy at 120 ℃ for 24 h

表2 試驗合金120 ℃24 h單級峰時效態(tài)性能Table 2 Single-peak-aging properties of the tested alloy at 120 ℃ for 24 h

2.2 試驗合金的雙級時效行為及析出特征

圖4為試驗合金經(jīng)110 ℃8 h+160 ℃xh雙級時效的力學(xué)性能曲線。由圖4可以看出，第二級時效時間為5 h時，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度分別達(dá)到700 MPa、680 MPa，伸長率在13%以上，導(dǎo)電率和斷裂韌性則為36.72%IACS和21.3 MPa·m1/2。隨著第二級時效時間的延長，合金的強(qiáng)度降低，伸長率、導(dǎo)電率和斷裂韌性均增大?；诤辖鸬碾p級時效態(tài)性能演變，選擇第二級時效時間10 h作為典型雙級時效制度，其狀態(tài)接近T74態(tài)的，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率分別為641 MPa、603 MPa、13.2%，導(dǎo)電率為38.23%IACS，斷裂韌性為27.2 MPa·m1/2。與表2的單級峰時效態(tài)相比可以看出，典型雙級過時效態(tài)合金的強(qiáng)度水平有所降低，但導(dǎo)電率和斷裂韌性明顯提高。圖5為試驗合金110 ℃8 h+160 ℃10 h典型雙級時效態(tài)的衍射斑點與析出特征。從圖5a可以看出，在<100>Al方向的1/3{220}和2/3{220}的位置處分別觀察到了明顯的衍射斑點；從圖5b可以看出，在<112>Al方向的同樣位置觀察到了明顯的芒線，表明合金中存在大量的η′相；此外，在2/3{220}位置處的η′相的斑點周圍發(fā)現(xiàn)了分離狀的斑點，表明已有較多的η相生成。綜上可知，雙級時效態(tài)的合金中的主體析出相為η′相和η相。相比于單級峰時效態(tài)，圖5c中的晶內(nèi)析出相明顯長大且分布疏散。圖5d中的晶界析出相更粗大且更加斷續(xù)分布，存在明顯的無沉淀析出帶。

圖4 試驗合金經(jīng)110 ℃8 h+160 ℃xh雙級時效不同二級時效時間的室溫拉伸性能、斷裂韌性、導(dǎo)電率曲線Fig.4 Tensile properties, fracture toughness and electrical conductivity curves of the test alloy aged with 110 ℃8 h+160 ℃xh at different secondary aging time at room temperature

圖5 試驗合金110 ℃8 h+160 ℃10 h典型雙級時效態(tài)衍射斑點與析出特征 Fig.5 Typical double-stage aging diffraction spots and precipitation characteristics of test alloy with 110 ℃8 h+160 ℃10 h

2.3 試驗合金三級時效行為及析出特征

參考前期的研究結(jié)果[11]，選擇120 ℃24 h作為試驗合金第一級和第三級的時效制度，研究第二級時效時間對合金的影響。圖6為試驗合金經(jīng)120 ℃24 h+175 ℃xh+120 ℃24 h三級時效處理的力學(xué)性能曲線。由圖6可以看出，隨著第二級時效時間的延長，合金的強(qiáng)度降低，伸長率存在一定的波動，無明顯變化趨勢。合金的導(dǎo)電率和斷裂韌性則均隨著第二級時效時間的延長而增大?；诤辖鸬娜墪r效態(tài)性能演變，選擇第二級時效時間3.25 h作為典型的三級時效T77態(tài)制度，表3為對應(yīng)的性能?？梢钥闯?，相比于典型雙級過時效態(tài)，在強(qiáng)度水平基本相當(dāng)?shù)那疤嵯?，三級時效態(tài)合金的導(dǎo)電率和斷裂韌性明顯更高。

圖6 試驗合金經(jīng)120 ℃24 h+175 ℃xh+120 ℃24 h不同第二級時效時間的室溫拉伸性能、斷裂韌性、導(dǎo)電率曲線Fig.6 Tensile properties, fracture toughness, electrical conductivity curves of the test alloy aged with 120 ℃24 h+175 ℃xh+120 ℃24 h at different second-stage aging time at room temperature

表3 試驗合金120 ℃24 h+175 ℃3.25 h+120 ℃24 h典型三級時效態(tài)性能Table 3 Typical three-stage aging properties of the test alloy with 120 ℃24 h+175 ℃3.25 h+120 ℃24 h

圖7為試驗合金典型三級時效態(tài)的衍射斑點與析出特征。從圖7a中可以看出，在<100>Al方向的衍射花樣中的{1(2n+1)/40}位置處發(fā)現(xiàn)了GPI區(qū)的衍射斑點；從圖7b中可以看出，在<112>Al方向的衍射花樣中的1/2{311}位置處觀察到了GPII區(qū)的衍射斑點。此外在<100>Al方向和<112>Al方向的1/3{220}和2/3{220}的位置處分別觀察到了η′相明顯的衍射斑點和芒線。這表明三級時效態(tài)合金中的主體析出相為GP區(qū)和η′相。從圖7c中可以看出，晶內(nèi)析出相相對細(xì)小且分布較為密集，接近單級時效態(tài)的基體析出特征；從圖7d可以看出，晶界析出相粗大且不連續(xù)分布，存在明顯的無沉淀析出帶，接近雙級時效態(tài)的晶界析出特征。

圖7 試驗合金120 ℃24 h+175 ℃3.25 h+120 ℃24 h典型三級時效態(tài)衍射斑點與析出特征Fig.7 Typical three-stage aging diffraction spots and precipitation characteristics of test alloy with 120 ℃24 h+175 ℃3.25 h+120 ℃24 h

圖8為試驗合金雙級時效和三級時效處理后抗拉強(qiáng)度隨導(dǎo)電率變化的曲線?？梢钥闯?，隨著導(dǎo)電率的增大，雙級時效的抗拉強(qiáng)度下降幅度明顯大于三級時效，這表明等同的導(dǎo)電率水平下，三級時效處理后的合金具有更高的抗拉強(qiáng)度，綜合性能更優(yōu)。

圖8 試驗合金雙級和三級時效態(tài)抗拉強(qiáng)度-導(dǎo)電率變化曲線Fig.8 Ultimate tensile strength versus electrical conductivity of test alloys with double and triple stage aging treatments

3 結(jié) 論

1)試驗合金經(jīng)過120 ℃24 h的單級峰時效處理后主要析出相是GP區(qū)和η′相，基體析出相細(xì)小彌散、晶界析出相細(xì)小且不連續(xù)分布，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率、導(dǎo)電率、斷裂韌性分別為744 MPa、707 MPa、14.5%、29.96%IACS、17.8 MPa·m1/2。

2)雙級時效態(tài)的試驗合金中主要析出相是η′相和η相，基體析出相尺寸粗大、分布疏散，晶界析出相粗大且呈不連續(xù)分布，有明顯的無沉淀析出帶。合金經(jīng)110 ℃8 h+160 ℃10 h典型雙級時效后，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率、導(dǎo)電率、斷裂韌性分別為641 MPa、603 MPa、13.2%、38.23%IACS、27.2 MPa·m1/2。

3)試驗合金三級時效態(tài)中的主要析出相是GP區(qū)和η′相，基體析出相尺寸細(xì)小、分布密集，晶界析出相尺寸粗大且呈不連續(xù)分布，有明顯的無沉淀析出帶，兼具了峰時效態(tài)合金的基體析出特征和雙級過時效態(tài)合金的晶界析出特征。合金經(jīng)120 ℃24 h+175 ℃3.25 h+120 ℃24 h典型三級時效后，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率、導(dǎo)電率、斷裂韌性分別為639 MPa、596 MPa、14.8%、39.14%IACS、28.9 MPa·m1/2。與雙級時效態(tài)保持同等強(qiáng)度水平時，三級時效態(tài)合金具有更高的斷裂韌性和導(dǎo)電率，綜合性能匹配更優(yōu)。