Zn和Mg質量比對7055鋁合金淬火敏感性的影響

張新明，陳慧，劉勝膽，劉文軍，皇甫融

(中南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙，410083)

7055鋁合金屬于高Zn含量的時效強化合金，是在 7150合金基礎上發展而來的[1]。經 T77態處理的7055鋁合金厚板，因其具有強度高、耐腐蝕性良好，綜合性能優異等優點被廣泛應用于航空航天領域[2-3]。7055-T77板材的屈服強度比 7150-T6高 10%，比7150-T76高 30%，抗腐蝕性能介于 7150-T6和7150-T77的之間。7055-T77合金的高綜合性能可歸因于其高的主元素含量、Zn和Mg質量比及Cu和Mg質量比[2,4]。Al-Zn-Mg-Cu合金存在淬火敏感性，即淬火冷卻速率減小時，時效強化效果降低。7055鋁合金中合金元素含量高，溶質元素易脫溶析出形成平衡相，因此合金的淬火敏感性也較高[5]。如厚板淬火時表層和中心層的冷卻速率不同，時效后表層和中心層的性能不均勻將限制產品的截面尺寸，降低材料的整體性能。為了提高厚板性能的均勻性，就必須減小合金的淬火敏感性。Al-Zn-Mg-Cu合金緩慢冷卻過程中，彌散粒子、晶界和亞晶界能促進非均勻形核析出，增加合金的淬火敏感性[6]。微量元素Zr，Cr和Mn的添加能抑制再結晶和細化晶粒，但會使合金的淬火敏感性增加，其中Zr元素影響合金的淬火敏感性程度最小[5]。合金元素(Zn+Mg+Cu)總量的增加會加速緩冷時平衡相的析出，增大合金的淬火敏感性[7]。Lim等[7]的研究表明：調整傳統 7175鋁合金的成分，降低(Cu+Mg)總量，同時提高Zn和Mg質量比，能使其淬火敏感性顯著降低。本研究以7055鋁合金為對象，研究Zn和Mg質量比對淬火敏感性的影響規律，并探討其影響機理。

1 實驗材料及方法

研究采用2.5 mm厚的7055鋁合金軋制板材。合金的名義成分如表1所示。合金固溶處理在空氣電阻爐中進行，于470 ℃保溫1 h后采用室溫水淬和空氣淬火以獲得快速(1 000 ℃/s)和慢速(2 ℃/s)的淬火速率，隨后在油浴爐中進行120 ℃時效。

合金時效后，采用Model HV-10B型硬度計測試硬度，載荷為3 kg。組織觀察采用XJP-6A型金相顯微鏡，并采用TECNAI G220型透射電鏡(加速電壓為200 kV)進一步對慢速淬火試樣進行微觀組織觀察和分析。熱分析在NETZSCH STA 449C型熱分析儀上進行，軋制板材試樣制成直徑為5 mm，厚度約0.3 mm，重量約30 mg的圓盤狀，用純鋁做參比樣品；測試時，從室溫以15 ℃/min的速率升溫至470 ℃，保溫5 min后降溫，降溫速率約32 ℃/min。

2 實驗結果

2.1 淬火敏感性

7055鋁合金時效后的維氏硬度曲線如圖 1(a)所示。由此可知：室溫水淬時，不同Zn和Mg質量比的硬度相當；時效初期，硬度顯著上升，時效24 h后，Zn和Mg質量比為4.1和4.67時合金的維氏硬度分別為196和198。空氣淬火時，不同Zn和Mg質量比合金硬度差別較大，Zn和Mg質量比為4.67時合金硬度比Zn和Mg質量比為4.1的高10～16；初期時效硬化速率小，時效24 h后，合金的維氏硬度分別為129和144。由此可見：冷卻介質對合金力學性能產生很大影響。

為了比較不同淬火介質對性能的影響，定義如下相對硬度(Relative Hardness)的計算公式：

表1 7055鋁合金的名義成分(質量分數)Table 1 Nominal composition of aluminum alloys 7055 %

圖1 120 ℃時效的維氏硬度曲線和淬火敏感性曲線Fig.1 Ageing curve at 120 ℃ and quench sensitivity curve

其中：HW為室溫水淬試樣的硬度值；HA為空氣淬火試樣的硬度值。式(1)表征了合金的硬度隨著淬火速率減小而變化的程度，HR值越大，合金的硬度隨淬火速率減小的程度越大，表征合金的淬火敏感性也越高。

合金的相對硬度曲線(淬火敏感性曲線)如圖 1(b)所示。由圖1(b)可知：隨著時效時間的延長，合金淬火敏感性變化趨勢一致，先迅速降低，時效10 h后下降很小。Zn和Mg質量比為4.1時合金的淬火敏感性比Zn和Mg質量比為4.67時高7%～11%。

2.2 金相組織

不同Zn和Mg質量比7055鋁合金經不同冷卻介質淬火和120 ℃/24 h時效的金相組織如圖2所示。由圖2(a)和(c)可知，合金固溶后都發生明顯的部分再結晶，黑色區域是未再結晶的纖維狀組織；白色區域是再結晶晶粒組織，可看出大多數再結晶晶粒沿軋向排列分布呈竹節狀。圖2(b)和(d)所示為相應空冷金相組織，由于空冷過程大量析出相的脫溶析出，被腐蝕后導致再結晶與未再結晶區域難以區分。但 Zn和 Mg質量比為4.67時合金中仍能看出白色的再結晶區域，說明析出相數量少。

2.3 DSC分析結果

圖3實線所示為合金降溫過程的DSC曲線，左邊縱坐標實線對應的熱流量；右邊縱坐標虛線對應的熱流量一階微分曲線。DSC曲線峰的分析結果如表2所示。

由圖3(a)可知：在降溫過程中，Zn和Mg質量比為4.1時合金從437 ℃開始有一放熱峰，到415 ℃達到峰值。結合前人研究結果及后續透射電鏡觀察認為：該放熱峰對應η相的析出[8]。圖3(b)中，Zn和Mg質量比為4.67合金從432 ℃開始有一放熱峰，到417 ℃達到放熱峰值，應為η相的析出峰；隨后在354 ℃時開始有另一放熱峰，在 347 ℃達到放熱峰值。根據Godard等[8]的研究發現，7010鋁合金淬火過程中，在350 ℃左右觀察到S相的出現。所以認為圖3(b)中峰2可能對應S相的析出,如圖5(d)所示。

此外，Zn和Mg質量比為4.1時合金η相析出峰的面積為0.67 J/g，比Zn和Mg質量比為4.67時合金析出峰的面積大得多，如表2所示。而峰的面積是析出相的溶解或析出的熱反應量度，與析出相體積分數成正比[9]。由此可知，Zn和Mg質量比為4.1時合金冷卻過程中η相析出數量較多。

2.4 透射電鏡組織

采用透射電鏡對固溶后空氣淬火，經120 ℃時效24 h的7055鋁合金進行觀察，Zn和Mg質量比為4.1和4.67時合金的典型照片分別如圖4和5所示。

圖2 實驗合金的金相組織Fig.2 Optical micrographs of studied alloys

圖3 實驗合金降溫階段的DSC曲線Fig.3 DSC curve in cooling period of studied alloys

表2 DSC曲線分析結果Table 2 Analysis results of DSC curves

由圖 4(a)及圖 5(a)可看出：慢冷過程中，合金再結晶晶粒內都析出大量的粗大平衡相。平衡相大多呈條狀，尺寸約為200 nm×20 nm；此外，還可觀察到呈近六邊形的盤狀相；在更高倍數下觀察發現，大部分平衡相中有1個彌散粒子，并在其周圍形成了無淀析出區。對其進行衍射花樣分析，結果如圖5(b)所示。對比其他資料可知[10]，除了鋁基體的衍射斑外，還有Al3Zr粒子、η′ 相和η相的衍射斑。由此可知：合金空氣淬火過程形成的粗大平衡相為η相，且主要在Al3Zr粒子上形核析出。呈近六邊形的盤狀η相可能是由于與鋁基體的取向不同。淬火過程形成的粗大η平衡相較穩定，在后續的時效過程中吸收周圍的溶質原子進一步長大，從而使其周圍形成無淀析出區。遠離η平衡相的基體中是高密度的η′ 強化相。Zn和Mg質量比對再結晶晶粒內析出產生了較大的影響，Zn和Mg質量比為4.1合金再結晶晶粒內粗大η平衡相的數量明顯比Zn和Mg質量比為4.67時合金中的數量多，這與前面DSC分析結果相符合。

圖4 m(Zn)/m(Mg)=4.1合金透射電子顯微組織Fig.4 TEM images of alloy with m(Zn)/m(Mg)=4.1

圖4(b)及5(c)所示為亞晶粒區第二相的析出情況。可見：亞晶內部析出的η平衡相數量明顯比再結晶內的少，這是因為由亞晶發展到再結晶的過程中，晶界的遷移會導致部分與基體共格的Al3Zr粒子變成與基體非共格，使再結晶晶粒內非共格的Al3Zr粒子成為η相的析出形核位置[11]。合金亞晶界上的η析出相尺寸差別很大，這可能是因為空氣淬火后合金晶界上就已有第二相析出，時效時這些相吸收周圍的溶質原子快速長大，同時晶界其他位置上新的第二相的形核被抑制，因此造成晶界析出相尺寸差別較大。

此外，如圖5(d)所示，一些亞晶內部還可觀察到有明顯的方向一致的細長相析出，長度約150 nm，根據資料顯示[12-13]，該相可能為 S相，而在 Zn和 Mg質量比為4.1時的合金沒有觀察到。這也與前面DSC分析結果相吻合。

圖5 m(Zn)/m(Mg)=4.67合金透射電子顯微組織和衍射花樣Fig.5 TEM images and selected area diffraction pattern of the alloy with m(Zn)/m(Mg)=4.67

3 分析與討論

7055鋁合金是時效強化合金，其高強度和高硬度的獲得是通過時效處理在基體中形成高密度且細小的η′(MgZn2)沉淀強化相來實現的，而合金元素Zn和Mg的含量直接影響時效后 η′ 沉淀強化相的數量及其硬度。7055合金經固溶處理后，合金元素 Zn，Mg和Cu基本都固溶于鋁基體之中，但必須經過快速淬火才能避免脫溶析出，獲得高過飽和度的固溶體，為時效提高合金的硬度奠定基礎。若淬火冷卻速率很慢，則由于溫度達到析出溫度，固溶體必然會分解析出第二相，如圖3～5所示。析出的這些第二相一般為平衡相，尺寸粗大，基本沒有強化效果，同時消耗了大量的Zn和Mg合金元素，導致固溶于鋁基體中的合金元素大大降低，時效后η′ 沉淀強化相的數量減少。緩慢冷卻過程中析出的粗大平衡相很穩定，在時效時會吸收周圍溶質原子繼續長大，并在其周圍形成無沉淀析出帶，典型的結果如圖3和圖4所示。與基體相比，這些無沉淀析出帶更軟，雖然遠離這些平衡相的周圍析出了高密度的η′ 沉淀強化相，但總的η′ 沉淀強化相數量大大減少。這便大大降低了合金時效后的硬度，也是導致合金淬火敏感的主要原因。此外，由于淬火冷卻速率減小，合金中的空位濃度也大大減小，這就降低了GP區的均勻形核溫度[14]，使得時效時GP區的密度減小，得到的η′ 沉淀強化相的密度也減小，在一定程度上降低合金的時效強化效果。

在120 ℃時效時，初期階段的淬火敏感性最高，隨著時效時間的延長，淬火敏感性不斷降低。這是由于空冷合金的時效硬化速率被大大降低，而水淬合金的硬化速率很高，硬度增加很快，因此，淬火敏感性最高。但隨著時效的進行，水淬合金的硬度進一步增加的幅度減小，而空淬合金的硬度增加的幅度更大或不變，因此，淬火敏感性開始下降。

此外，由實驗結果可知：Zn和Mg質量比增加使得7055鋁合金的淬火敏感性降低，如圖1所示。水淬時，不同Zn和Mg質量比合金時效時的硬度差別很小，而空氣淬火時，Zn和Mg質量比高的合金硬度較高，而Zn和Mg質量比高的合金相對硬度減小，即淬火敏感性降低。就合金元素的含量和比例對Al-Zn- Mg-Cu合金淬火敏感性的影響來看，(Zn+Mg+Cu)的含量越高，合金的淬火敏感性越高，因此，7055鋁合金較其他合金具有更高的淬火敏感性[5]。但 Zn，Mg和 Cu三者的含量變化對合金的淬火敏感性影響程度不同。一般而言，這3種元素增加淬火敏感性程度的順序由大至小為Cu，Mg，Zn[16]。對本研究中的2個合金成分，Cu的含量是相同的，Zn+Mg的含量也是相同的。m(Zn)/m(Mg)=4.67較 m(Zn)/m(Mg)=4.1的合金中 Zn含量高0.2%，而Mg含量低0.2%。在Zn和Mg質量比低的合金中，Mg含量高，緩慢冷卻時加快了η(MgZn2)平衡相的析出，而Zn和Mg質量比高的合金中，Zn含量高，緩慢冷卻時η平衡相析出的速度更慢。組織觀察結果也證實了這一點。從如圖3、圖5及表2可見：m(Zn)/m(Mg)= 4.67的合金空冷時析出的平衡相的數量明顯比m(Zn)/m(Mg)=4.1的合金少得多。因此時效后 m(Zn)/m(Mg)=4.67的合金中的強化相數量更多，得到的硬度也更高。這種Zn和Mg含量的不同必然導致m(Zn)/m(Mg)=4.67合金淬火敏感性降低。

空氣淬火后時效的 m(Zn)/m(Mg)=4.67合金局部區域有少量S相(Al2CuMg)析出，如圖5(d)所示。而這在m(Zn)/m(Mg)=4.1的合金中沒有觀察到。根據7010鋁合金析出相狀態圖[8]，由于Zn和Mg質量比會影響S相的C曲線的位置，在同一冷卻速率下，Zn和Mg質量比升高可能會使7055鋁合金S相的C曲線向左移動，使得冷卻曲線能交過S相的C曲線，從而有S相析出，這有待于進一步研究。

4 結論

(1) 120 ℃時效時，Zn和Mg質量比對7055水淬合金的時效行為和硬度影響不大；空氣淬火時，Zn和Mg質量比高的合金比Zn和Mg質量比低的合金時效后的維氏硬度高10～16。

(2) 隨著120 ℃時效時間的延長，不同Zn和Mg質量比的7055鋁合金淬火敏感性的變化趨勢相同，即淬火敏感性先下降很快，10 h后保持不變或稍有降低，這主要跟淬火冷卻速率不同時，合金的時效硬化速率不同有關；而Zn和Mg質量比低的合金比Zn和Mg質量比高的合金的淬火敏感性高7%～11%。

(3) 7055鋁合金空氣淬火過程中，Zn和Mg質量比低的合金比Zn和Mg質量比高的合金內析出了更多的粗大η平衡相，導致時效后合金的硬度降低。

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