賀嘉寧, 賈詠馨, 于帥, 蘇睿明*, 聶賽男

（1. 沈陽(yáng)工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院, 沈陽(yáng) 110807；2. 一汽鍛造（吉林）有限公司, 長(zhǎng)春 130000）

高強(qiáng)韌鋁合金是可通過(guò)熱處理進(jìn)行第二相彌散強(qiáng)化的變形鋁合金，其中包括2xxx 系鋁合金（Al-Cu系合金）和7xxx 系鋁合金（Al-Zn-Mg-Cu 系合金）等[1]。高強(qiáng)韌鋁合金因具有低密度、高比強(qiáng)度、優(yōu)良的可焊接性能和良好的可加工性能等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空航天和汽車零部件制造等領(lǐng)域[2]。 高強(qiáng)韌鋁合金經(jīng)歷了很多發(fā)展階段，性能得到不斷提高[3]。 在高強(qiáng)韌鋁合金中， 由于合金基體析出相（Matrix Precipitates, MPts）和晶界析出相（Grain Boundary Precipitates, GBPs）的析出特征不同，使得合金的綜合性能達(dá)不到最佳，其中合金強(qiáng)度與耐蝕性之間的問(wèn)題一直是學(xué)者們研究的重點(diǎn)。 因此，為高強(qiáng)韌鋁合金選擇合適的熱處理工藝， 對(duì)調(diào)控合金內(nèi)MPts和GBPs 的種類、尺寸和分布情況，優(yōu)化合金的綜合性能尤為重要。

高強(qiáng)韌鋁合金經(jīng)T6 峰值時(shí)效處理后，能夠有效提高合金的強(qiáng)度，但是易發(fā)生點(diǎn)腐蝕和剝落腐蝕等局部腐蝕現(xiàn)象[4]；高強(qiáng)韌鋁合金經(jīng)T7x 雙級(jí)時(shí)效處理后，合金的硬度和強(qiáng)度較T6 峰值時(shí)效態(tài)有所降低，但是電導(dǎo)率明顯提高[5]，耐蝕性得到提升。 為了使高強(qiáng)韌鋁合金在保證力學(xué)性能的基礎(chǔ)上提高耐蝕性，研究者開(kāi)發(fā)了回歸再時(shí)效 （Retrogression and Re-Ageing,RRA）處理工藝[6-7]，但是由于回歸階段的時(shí)間很短，可能無(wú)法使高強(qiáng)韌鋁合金厚件表面和芯部的性能保持一致[8]，使得RRA 處理較少應(yīng)用于高強(qiáng)韌鋁合金厚件。

針對(duì)傳統(tǒng)等溫時(shí)效工藝處理時(shí)間長(zhǎng)、效率低和成本高等缺點(diǎn)，STALEY 在2007 年提出了非等溫時(shí)效工藝， 即以一定線性速率升溫一段時(shí)間， 并以7085鋁合金為例進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)非等溫時(shí)效工藝能夠用更經(jīng)濟(jì)的成本和更有效的時(shí)間使7085 鋁合金獲得良好的綜合性能[9]。 至此，非等溫時(shí)效工藝開(kāi)始進(jìn)入大眾的視野。 從積分的角度來(lái)看，非等溫時(shí)效工藝可以看成無(wú)數(shù)個(gè)極短等溫時(shí)效的組合，使得非等溫時(shí)效工藝能夠創(chuàng)造出很多形核質(zhì)點(diǎn)，并且可以通過(guò)改變起始、最高和終了溫度點(diǎn)及升溫和降溫速率，調(diào)控合金內(nèi)MPts 和GBPs 的析出情況。目前，對(duì)高強(qiáng)韌鋁合金非等溫時(shí)效工藝的研究還處于起步階段，而高強(qiáng)韌鋁合金非等溫時(shí)效工藝的改良以及經(jīng)非等溫時(shí)效處理后高強(qiáng)韌鋁合金的性能優(yōu)化始終是學(xué)者們關(guān)注的焦點(diǎn)。

1 非等溫時(shí)效工藝改良

1.1 單級(jí)時(shí)效

非等溫單級(jí)時(shí)效工藝主要分為3 類。 第一類是將固溶后的試樣放入時(shí)效爐， 以一定速率升溫。 向劍波等將7055 鋁合金在470 ℃固溶處理3 h 后進(jìn)行室溫淬火，再?gòu)?0 ℃以20 ℃/h 的速率升溫至60、120、160、200 ℃，然后分別在室溫下水冷。 探索升溫階段的不同終了溫度點(diǎn)對(duì)7055 鋁合金顯微組織及性能的影響， 其工藝示意圖如圖1所示[10]。

圖1 7055 鋁合金非等溫單級(jí)時(shí)效(升溫)工藝示意[10]Fig. 1 Diagram of the nonisothermal aging process of 7055 aluminum alloy[10]

第二類是將固溶后的試樣放入時(shí)效爐， 以一定速率降溫。 陳庚等對(duì)7050 鋁合金在(475±3) ℃下固溶處理40 min，再室溫水淬，將試樣放到預(yù)先升溫至210 ℃的時(shí)效爐中，以20 ℃/h 的速率開(kāi)始降溫， 分別在190、170、150、130、110 ℃取出試樣進(jìn)行室溫水淬，具體工藝如圖2 所示[11]。 探索降溫階段的不同終了溫度點(diǎn)對(duì)7050 鋁合金組織及性能的影響。

圖2 7050 鋁合金非等溫單級(jí)時(shí)效(降溫)工藝示意[11]Fig. 2 Diagram of the nonisothermal aging process of 7050 aluminum alloy[11]

第三類是將固溶后的試樣放入時(shí)效爐， 先以一定速率升溫，升至最高溫度點(diǎn)后再以一定速率降溫，在升溫和降溫階段均選擇溫度點(diǎn)進(jìn)行研究， 大部分非等溫單級(jí)時(shí)效處理都是通過(guò)此種方法進(jìn)行的。PENG 等對(duì)7050 鋁合金進(jìn)行480 ℃固溶處理1 h，室溫水淬，隨后將試樣從100 ℃以40 ℃/h 的速率升溫至最高溫度點(diǎn)210 ℃，然后以20 ℃/h 的速率降溫至不同的終了溫度點(diǎn)， 時(shí)效工藝示意圖如圖3 所示[12]。研究升溫和降溫階段的不同終了溫度點(diǎn)對(duì)7050 鋁合金的影響。

圖3 7050 鋁合金非等溫單級(jí)時(shí)效(升溫和降溫)工藝示意[12]Fig. 3 Diagram of the nonisothermal aging process of 7050 aluminum alloy[12]

1.2 雙級(jí)時(shí)效

目前， 關(guān)于非等溫雙級(jí)時(shí)效工藝的研究較少。李吉臣等對(duì)經(jīng)470 ℃固溶處理1 h 后室溫水淬的7055 鋁合金進(jìn)行105 ℃保溫24 h 的一級(jí)時(shí)效處理，之后利用升溫時(shí)效+降溫時(shí)效處理替代雙級(jí)時(shí)效中第二級(jí)等溫時(shí)效處理， 其中升溫速率分別為1℃/min 和3 ℃/min，最高溫度點(diǎn)為250 ℃，將試樣以約1.3 ℃/min 的速率進(jìn)行爐冷降溫， 對(duì)升溫和降溫至不同溫度點(diǎn)的試樣進(jìn)行水冷或爐冷， 具體工藝示意圖如圖4 所示[13]。 最后對(duì)不同試樣進(jìn)行觀察和測(cè)試。

圖4 7055 鋁合金非等溫雙級(jí)時(shí)效工藝示意[13]Fig. 4 Diagram of the nonisothermal aging process of 7055 aluminum alloy[13]

1.3 多級(jí)時(shí)效

在多級(jí)時(shí)效處理過(guò)程中，普遍對(duì)RRA 處理的回歸階段進(jìn)行非等溫時(shí)效工藝的改良， 回歸階段是RRA 處理中最重要的一個(gè)階段， 可以調(diào)整預(yù)時(shí)效處理后合金內(nèi)MPts 和GBPs 的數(shù)量、尺寸和分布，即較小尺寸的MPts 和GBPs 回溶和較大尺寸的MPts 和GBPs 聚集長(zhǎng)大，并且為再時(shí)效處理做準(zhǔn)備[14]，非等溫回歸再時(shí)效的預(yù)時(shí)效溫度、回歸階段的升溫速率和回歸終了溫度為主要的工藝參數(shù)。 吳懿萍等對(duì)7050 鋁合金進(jìn)行473 ℃固溶處理1 h，室溫水淬后，立即在120 ℃預(yù)時(shí)效24 h，室溫水淬，隨后進(jìn)行非等溫回歸處理， 從室溫以5 ℃/min 的速率升溫至160、190、220、260、300 ℃，到達(dá)終了溫度后室溫水淬，最后進(jìn)行120 ℃再時(shí)效24 h，室溫水淬，工藝示意圖如圖5 所示[15]。 探索不同回歸終了溫度對(duì)7050 鋁合金的影響。

圖5 7050 鋁合金非等溫多級(jí)時(shí)效工藝示意[15]Fig. 5 Diagram of the nonisothermal aging process of 7050 aluminum alloy[15]

還有學(xué)者對(duì)RRA 處理中的預(yù)時(shí)效處理溫度和回歸階段的升溫速率進(jìn)行了研究， 馮迪等對(duì)7055 鋁合金進(jìn)行470 ℃保溫1 h 后480 ℃再保溫1 h 的固溶處理，再分別選擇65、90、105、120 ℃預(yù)時(shí)效處理24 h 后， 分別選擇1、3、100 ℃/min的升溫速率將回歸溫度升至190 ℃， 并保溫50 min，室溫水淬，最后在120 ℃下再時(shí)效24 h，室溫水淬，具體工藝示意圖如圖6 所示[16]。 探索不同預(yù)時(shí)效程度和升溫速率對(duì)7055 鋁合金的影響。

圖6 7055 鋁合金非等溫多級(jí)時(shí)效工藝示意[16]Fig. 6 Diagram of the nonisothermal aging process of 7055 aluminum alloy[16]

2 非等溫時(shí)效處理的高強(qiáng)韌鋁合金性能優(yōu)化

在時(shí)效處理過(guò)程中， 高強(qiáng)韌鋁合金內(nèi)MPts 和GBPs 的析出序列一般為：固溶淬火后獲得的過(guò)飽和固溶體→GP 區(qū)→過(guò)渡相→平衡相[17-18]。 合適的非等溫時(shí)效工藝能夠調(diào)控高強(qiáng)韌鋁合金中MPts 和GBPs的尺寸和分布情況， 使高強(qiáng)韌鋁合金兼具良好的硬度、強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和耐蝕性。

2.1 力學(xué)性能

在探索非等溫時(shí)效工藝對(duì)高強(qiáng)韌鋁合金力學(xué)性能的影響時(shí)，主要對(duì)高強(qiáng)韌鋁合金進(jìn)行基體組織形貌觀察、硬度測(cè)量和拉伸測(cè)試。

首先是非等溫時(shí)效工藝的起始、最高和終了溫度點(diǎn)對(duì)高強(qiáng)韌鋁合金力學(xué)性能的影響。 對(duì)于升溫階段，起始溫度點(diǎn)通常選在室溫至100 ℃左右，對(duì)高強(qiáng)韌鋁合金非等溫時(shí)效工藝影響不大，而最高溫度點(diǎn)則起著至關(guān)重要的影響，在非等溫單級(jí)時(shí)效工藝中，時(shí)效初期合金內(nèi)的MPts 以GP 區(qū)為主，GP 區(qū)在時(shí)效處理過(guò)程中獲得足夠的能量而逐漸向過(guò)渡相轉(zhuǎn)變，GP 區(qū)和過(guò)渡相能有效阻礙變形時(shí)位錯(cuò)的滑移[19]，合金的硬度和強(qiáng)度增加，直至達(dá)到峰值[20]，張雪發(fā)現(xiàn)經(jīng)線性升溫處理的7050 鋁合金的峰值HV 硬度可達(dá)181.5，接近于T6 峰值硬度，而過(guò)長(zhǎng)的時(shí)效時(shí)間使得過(guò)渡相粗化，并且有一部分轉(zhuǎn)為平衡相，導(dǎo)致合金硬度和強(qiáng)度降低[21]。 因此，高強(qiáng)韌鋁合金經(jīng)升溫階段的非等溫單級(jí)時(shí)效處理后，合金內(nèi)MPts 的析出特點(diǎn)和力學(xué)性能的變化趨勢(shì)與等溫單級(jí)時(shí)效大致相同，并且峰值硬度和強(qiáng)度與T6 峰值時(shí)效態(tài)相差不大，但是非等溫單級(jí)時(shí)效工藝的效率更高； 在非等溫回歸再時(shí)效工藝中，對(duì)于Al-Zn-Mg-Cu 合金，回歸溫度一般升至190 ℃時(shí)，合金內(nèi)同時(shí)出現(xiàn)小尺寸和較大尺寸的MPts，再經(jīng)時(shí)效處理的合金綜合性能較好，硬度、抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別可達(dá)191.6 HV、620 MPa 和593 MPa，與T6 峰值時(shí)效態(tài)相差較小[22]，因此合適的非等溫回歸再時(shí)效工藝會(huì)使高強(qiáng)韌鋁合金內(nèi)MPts 尺寸范圍寬化， 合金獲得與T6 峰值時(shí)效態(tài)相差不多的力學(xué)性能，并且效率比常規(guī)RRA 處理高。 對(duì)于降溫階段，起始溫度點(diǎn)即最高溫度點(diǎn)一般在200 ℃左右，過(guò)高的起始溫度點(diǎn)， 可能使合金內(nèi)GP 區(qū)析出的數(shù)量減少，導(dǎo)致合金硬度的降低[23]，在時(shí)效初期，合金內(nèi)逐漸形成過(guò)渡相，隨著溫度逐漸降低，合金的固溶度下降，合金內(nèi)的MPts 發(fā)生二次析出[24-25]，二次析出的MPts 以GP 區(qū)和過(guò)渡相為主，細(xì)小彌散分布在基體中，并且會(huì)抑制原有MPts 長(zhǎng)大，使高強(qiáng)韌鋁合金的硬度和強(qiáng)度升高。詹鑫等對(duì)2A14 鋁合金進(jìn)行非等溫時(shí)效工藝的研究發(fā)現(xiàn)，與T6 峰值時(shí)效態(tài)相比，非等溫時(shí)效態(tài)的峰值硬度、抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別能提高2.5 HV、12 MPa 和30 MPa， 隨著降溫時(shí)效處理繼續(xù)進(jìn)行，二次析出的MPts 逐漸粗化， 大部分高強(qiáng)韌鋁合金的硬度和強(qiáng)度有所降低[26]。 因此，高強(qiáng)韌鋁合金經(jīng)降溫階段的非等溫單級(jí)時(shí)效處理后， 合金內(nèi)MPts二次析出現(xiàn)象能夠使合金在較短的時(shí)效時(shí)間獲得高的力學(xué)性能[27]， 并且合金的峰值硬度和強(qiáng)度與T6峰值時(shí)效態(tài)相當(dāng)。

其次是非等溫時(shí)效工藝的升溫和降溫速率對(duì)高強(qiáng)韌鋁合金力學(xué)性能的影響。在非等溫單級(jí)時(shí)效工藝中， 升溫和降溫速率都與最高溫度點(diǎn)有較大的關(guān)系，當(dāng)升溫和降溫速率較低時(shí)，低速率使時(shí)效處理時(shí)間相對(duì)增加， 過(guò)長(zhǎng)的時(shí)效處理時(shí)間導(dǎo)致合金內(nèi)MPts 粗化，所以此時(shí)非等溫時(shí)效工藝的最高溫度點(diǎn)應(yīng)較低，反之亦然[28-29]，一般來(lái)說(shuō)，速率和最高溫度點(diǎn)均低或均高都有利于使合金的硬度和強(qiáng)度達(dá)到峰值點(diǎn)[30-31]。 在非等溫回歸再時(shí)效工藝中，經(jīng)RRA 處理后合金的力學(xué)性能對(duì)預(yù)時(shí)效溫度較敏感[32]，當(dāng)回歸階段的升溫速率較大時(shí)，經(jīng)RRA 處理后合金的力學(xué)性能隨預(yù)時(shí)效程度增加而提高； 當(dāng)回歸階段的升溫速率較小時(shí)，經(jīng)RRA 處理后合金的力學(xué)性能隨預(yù)時(shí)效程度增加而先提高后降低[16]；當(dāng)其他條件不變時(shí)，回歸階段升溫速率增加使得經(jīng)RRA 處理后合金的硬度值增加[33]。

因此， 選擇合適的非等溫時(shí)效工藝參數(shù)能夠有效地提高高強(qiáng)韌鋁合金的力學(xué)性能， 根據(jù)高強(qiáng)韌鋁合金種類的不同，力學(xué)性能提升的幅度有所不同。 一般來(lái)說(shuō)， 經(jīng)適當(dāng)?shù)姆堑葴貢r(shí)效處理后高強(qiáng)韌鋁合金的硬度和強(qiáng)度峰值與T6 峰值時(shí)效態(tài)相差較小，較T7x 過(guò)時(shí)效態(tài)均有所提高，伸長(zhǎng)率較T6 峰值時(shí)效態(tài)有所提高。

2.2 腐蝕性能

在探索非等溫時(shí)效工藝對(duì)高強(qiáng)韌鋁合金腐蝕性能的影響時(shí)，除了對(duì)合金進(jìn)行晶界組織形貌觀察和常見(jiàn)的腐蝕性能測(cè)試，還經(jīng)常對(duì)高強(qiáng)韌鋁合金進(jìn)行電導(dǎo)率測(cè)試，在其他條件不變的情況下，電導(dǎo)率與合金的耐蝕性呈正相關(guān)[34]，因而通過(guò)電導(dǎo)率的變化趨勢(shì)也能得出合金腐蝕性能的變化趨勢(shì)[35]。

首先是非等溫時(shí)效工藝的起始、最高和終了溫度點(diǎn)對(duì)高強(qiáng)韌鋁合金腐蝕性能的影響。 在升溫階段，選擇合適起始和最高溫度點(diǎn)的情況下，對(duì)于非等溫單級(jí)時(shí)效工藝， 隨著時(shí)效處理過(guò)程進(jìn)行，GBPs 逐漸長(zhǎng)大粗化， 開(kāi)始呈鏈狀分布， 晶界無(wú)析出帶（Precipitate Free Zone, PFZ）逐漸變寬，高強(qiáng)韌鋁合金的電導(dǎo)率呈現(xiàn)持續(xù)增加的趨勢(shì)[36]，提高最高溫度點(diǎn)可提高合金的耐蝕性；對(duì)于非等溫回歸再時(shí)效工藝，回歸階段的時(shí)效處理時(shí)間越長(zhǎng)， 合金經(jīng)RRA 處理后的電導(dǎo)率越高。 馮迪等發(fā)現(xiàn)隨著回歸時(shí)間延長(zhǎng)，經(jīng)非等溫回歸再時(shí)效處理的Al-8Zn-2Mg-2Cu 合金的電導(dǎo)率最高可達(dá)22.9 MS/m[22]。在降溫階段，高強(qiáng)韌鋁合金的電導(dǎo)率依舊呈現(xiàn)持續(xù)增加的趨勢(shì)， 但隨著時(shí)效溫度不斷降低， 高強(qiáng)韌鋁合金內(nèi)MPts 和GBPs 均產(chǎn)生二次析出現(xiàn)象，粗大的GBPs 周圍分散著細(xì)小的GBPs，電導(dǎo)率增加的趨勢(shì)減緩。 JIANG 等對(duì)Al-Zn-Mg-Cu 合金進(jìn)行先升溫后降溫的非等溫單級(jí)處理時(shí)發(fā)現(xiàn)，合金的峰值電導(dǎo)率出現(xiàn)在降溫階段，為35.3% IACS，合金在非等溫時(shí)效處理降溫階段的電導(dǎo)率與RRA 態(tài)相似，都表現(xiàn)出了良好的耐蝕性能[37－38]。

其次是非等溫時(shí)效工藝的升溫和降溫速率對(duì)高強(qiáng)韌鋁合金腐蝕性能的影響。 對(duì)非等溫單級(jí)時(shí)效處理過(guò)程，降低升溫和降溫速率相當(dāng)于延長(zhǎng)時(shí)效處理時(shí)間，使更多的溶質(zhì)原子向晶界擴(kuò)散，GBPs 易于長(zhǎng)大粗化，并且PFZ 變寬，可以提高高強(qiáng)韌鋁合金的耐蝕性[39]；對(duì)非等溫雙級(jí)時(shí)效處理過(guò)程，升溫速率越高，硬度峰值溫度點(diǎn)越高，降至室溫后合金的電導(dǎo)率越高[13]，高強(qiáng)韌鋁合金的耐蝕性越好； 對(duì)非等溫回歸再時(shí)效處理過(guò)程，經(jīng)RRA 處理后合金的腐蝕性能對(duì)回歸階段的升溫速率較敏感， 降低回歸階段的升溫速率有利于高強(qiáng)韌鋁合金電導(dǎo)率的升高[40]，合金的耐蝕性得以提高。

因此， 非等溫時(shí)效工藝可以有效地提高高強(qiáng)韌鋁合金的腐蝕性能，根據(jù)高強(qiáng)韌鋁合金種類的不同，導(dǎo)致電導(dǎo)率提升的幅度不同， 合金腐蝕性能提高的幅度也不同。 通常，經(jīng)非等溫時(shí)效處理的高強(qiáng)韌鋁合金的電導(dǎo)率遠(yuǎn)高于T6 峰值時(shí)效態(tài)，與T7x 過(guò)時(shí)效態(tài)相當(dāng)。

選擇合適的非等溫時(shí)效工藝參數(shù)，能夠使經(jīng)非等溫時(shí)效處理的高強(qiáng)韌鋁合金內(nèi)的MPts 彌散分布，GBPs 呈鏈狀分布， 合金具有與T6 峰值時(shí)效態(tài)相差較小的力學(xué)性能和近T7x 過(guò)時(shí)效態(tài)的腐蝕性能。

3 結(jié)束語(yǔ)與展望

隨著時(shí)代的迅速發(fā)展，高強(qiáng)韌鋁合金作為航空航天材料的代表，需要具有更加優(yōu)異的綜合性能。 選擇合適的熱處理工藝對(duì)提高高強(qiáng)韌鋁合金的綜合性能和工業(yè)生產(chǎn)效率均具有更加深遠(yuǎn)的意義。相較于單級(jí)時(shí)效和雙級(jí)時(shí)效這些傳統(tǒng)的等溫時(shí)效工藝，非等溫時(shí)效工藝能夠更好地調(diào)控合金內(nèi)微觀組織的尺寸和分布， 使高強(qiáng)韌鋁合金兼具好的力學(xué)性能和腐蝕性能，提高工業(yè)生產(chǎn)效率；相較于傳統(tǒng)的RRA 工藝，回歸階段慢速升溫的非等溫時(shí)效工藝更適用于厚板工件，保證厚板工件受熱均勻。

除了在高強(qiáng)韌鋁合金方面， 非等溫時(shí)效工藝在Al-Li 合金和Al-Mg-Si 合金等方面的研究也取得了進(jìn)展[41-44]。 非等溫時(shí)效工藝具有良好的研究意義和廣泛的應(yīng)用前景。 因此，開(kāi)發(fā)出更具應(yīng)用價(jià)值的非等溫時(shí)效工藝仍是未來(lái)理論研究和工業(yè)應(yīng)用研究的重要方向。