熱處理對7A85鋁合金組織和性能的影響

何正林，高文理，陸 政，馮朝輝

（1湖南大學 材料科學與工程學院，長沙410082；2北京航空材料研究院，北京100095）

Al－Zn－Mg－Cu超高強鋁合金是一種典型的可時效強化的鋁合金，它具有高的比強度、比剛度和良好的加工性能，被廣泛應用于航空航天及民用工業領域［1－3］。目前，普遍認為該類合金的時效析出順序是：過飽和固溶體（SSS）→GP區→η′（MgZn2）→η（Mg－Zn2）。GP區是 Mg，Zn原子富集區，近似球狀，隨著時效時間延長，GP區尺寸增大，合金強度增加；過渡相η′（MgZn2）通常沿著｛111｝慣習面呈片狀析出，基面與基體｛111｝面部分共格，但c軸方向與基體是非共格的；η（MgZn2）相為六方結構，根據析出位向的不同，η（MgZn2）可以以片狀、棒狀或者圓盤狀存在［4］。辛星等［5］研究發現，隨著預時效溫度升高，回歸再時效后7050鋁合金晶內析出相從以GP區為主轉變為以η′相為主，晶界析出相粗化，晶界變得不連續分布；Adler等［6］發現7050鋁合金強度最大值時，合金中GP區和η′相的數量相當；Robson［7］研究了7050鋁合金第二相顆粒在加工和固溶處理過程中的作用以及時效析出行為；Sha等［8］發現7050鋁合金形成的過渡相η′相，主要由細小GP區轉化而成的。Al－Zn－Mg－Cu超高強鋁合金非常容易受到局部腐蝕（點蝕、晶間腐蝕及剝落腐蝕等）［9，10］，局部腐蝕開始于金屬間化合物，接著發生晶間腐蝕和剝落腐蝕。另外，研究發現熱處理工藝能顯著地影響腐蝕敏感性。該類合金在T6狀態下對腐蝕性能最為敏感，而T7狀態下具有更佳的抗腐蝕性能。Sprowls等［11］認為，晶間和晶內具有相似的電位是T7狀態下具有高的抗晶間腐蝕性能的主要原因。本工作通過熱處理工藝調控7A85鋁合金微觀組織結構，改變合金中析出相的數量，大小及分布情況，從而改變抗腐蝕性能，使其得到較好的綜合性能（強塑性和耐腐蝕性能）。

1 實驗方法

實驗用7A85鋁合金由北京航空材料研究院提供。在XJ－800型擠壓機上進行擠壓，相關擠壓參數：鑄錠溫度390℃，擠壓筒溫度390℃，擠壓筒直徑90mm，擠壓速率1.5～1.7m／min，直徑10mm。7A85鋁合金成分如表1所示。

表1 7A85鋁合金的名義成分（質量分數／%）Table1 Nominal compositions of 7A85aluminum alloy（mass fraction／%）

擠壓后的棒材試樣經470℃／2h固溶處理，室溫水淬后立即進行人工時效，單級時效溫度為120℃，時效時間為0～100h，雙級時效先進行120℃／8h的預時效，然后在145～185℃下進行后續時效。采用MHV－2000型顯微維氏硬度計對試樣進行硬度測試，加載載荷為0.98N，加壓時間為15s，每個試樣測試6點，取其平均值作為測量值。在Instron 3369力學試驗機上進行拉伸實驗，拉伸速率為1.0mm／min，拉伸方向平行于擠壓方向。

晶間腐蝕按照GB／T 7998－2005標準進行。每個狀態取3塊平行試樣，將試樣懸掛在腐蝕液（57.00g／L NaCl＋10mL／L H2O2＋ 蒸餾水）中，在（35±2）℃的恒溫下進行，浸蝕時間為6h，然后金相檢測并評定腐蝕等級。在JEM－3010型高分辨透射電子顯微鏡上進行顯微組織觀察，電鏡加速電壓為200kV。

2 結果及分析

2.1 時效制度對合金組織及性能的影響

圖1為120℃／24h狀態下合金不同截面的微觀組織金相照片。可知，合金中一些大的晶粒中夾雜著小晶粒，這是因為在擠壓過程中發生了回復和部分再結晶行為，但由于固溶時間較短，形變組織來不及發生完全再結晶；垂直擠壓方向晶粒呈現不規則形狀，沿著擠壓方向呈現流線型。圖2為合金120℃單級時效過程中硬度及電導率變化曲線。可知，合金具有強烈的時效硬化效應，經歷了欠時效，峰時效和過時效三個階段。時效前期，合金硬度迅速上升，在24h達到峰值，之后硬度有所下降，50h后合金的硬度緩慢上升。合金的電導率隨著時間的延長而呈現上升趨勢，但是效果不明顯。

圖1 120℃／24h時效后合金的顯微組織（a）橫截面；（b）縱截面Fig.1 Optical micrographs of alloy aged at 120℃／24h（a）cross section；（b）vertical section

圖3（a）為7A85鋁合金在不同第二級時效溫度下的硬度－時間曲線。時效前期，不同溫度下合金的硬度隨著時效時間延長先增加，達到峰值，然后下降。隨著第二級時效溫度的升高，合金析出相的析出速率增快，達到峰值所用時間逐漸減少。由圖3（b）可知，合金的電導率隨著時效時間的延長和時效溫度的升高而增大；且溫度越高，合金的電導率增加幅度越明顯。

圖2 120℃單級時效對7A85鋁合金硬度及電導率的影響Fig.2 Effect of aging time on hardness and conductivity of 7A85aluminum alloy aged at 120℃

表2為不同時效制度下7A85鋁合金的室溫拉伸性能。結合之前合金的硬度曲線，在120℃單級時效中，合金的強度也呈現相似的規律，時效24h合金的強度達到峰值760.8MPa，伸長率為8.9%；在120℃／8h＋165℃雙級時效中，時效2h合金的屈服強度達到峰值702.5MPa，之后，隨著時間的延長，強度逐漸降低；相對單級時效，雙級時效具有更高的屈強比。

2.2 合金的抗晶間腐蝕性能

圖3 第二級時效對7A85合金硬度（a）及電導率（b）的影響Fig.3 Effect of the second－stage aging on hardness（a）and conductivity（b）of 7A85aluminum alloy

表2 不同時效制度下7A85鋁合金的室溫拉伸性能Table2 Tensile properties of 7A85aluminum alloy under different aging conditions

圖4為7A85鋁合金在不同時效制度下的晶間腐蝕截面形貌。表3為7A85鋁合金不同狀態下晶間腐蝕性能。結合圖4和表3可知，相對單級時效，雙級時效具有更高的抗腐蝕性能；合金的最深腐蝕深度由222.9μm下降到57.1μm，腐蝕等級由4變為3，特別是第二級時效12h的樣品，腐蝕深度為57.1μm，腐蝕等級為3；欠時效狀態有明顯的晶間腐蝕，而峰時效或過時效狀態無晶間腐蝕敏感性，且過時效態具有較好的抗腐蝕性能。

2.3 TEM 分析

圖5為7A85鋁合金不同時效制度下的TEM形貌。120℃／24h狀態下合金基體中析出了很多細小、彌撒的析出相（圖5（a）），使合金的硬度和強度升高。由圖5（b）的HRTEM像看出組織主要由細小彌散的球狀GP區（GPⅠ和GPⅡ）和少量短棒狀的η′相組成，GP區與基體共格，η′呈現長條狀，GPⅡ數量要遠大于η′相；在Al－Zn－Mg－Cu合金中主要強化相是 GPⅡ區，這也是合金在T6狀態下硬度達到最大值的原因。從圖5（c）中清晰可見晶界連續分布的細長條形晶界相，且晶界析出相明顯大于基體析出相，PFZ帶比較窄，約為18nm。120℃／8h＋165℃／12h狀態下合金晶內中析出粗大的、彌散的析出相（圖5（d）），結合HTREM 像（圖5（e））看出晶內主要由η′相、η相和少量GP區組成，其中η相以棒狀、片狀或者圓盤狀形式存在。圖5（f）中析出相粗化，析出相間距更大，其尺寸也變大，約為長85nm、寬18nm，且晶界析出相明顯大于基體析出相，在晶界處可觀察到清晰的PFZ帶，PFZ帶比較寬，約為30nm。

3 討論

3.1 時效制度對合金拉伸強度的影響

圖4 不同時效制度下7A85鋁合金的晶間腐蝕截面形貌（a）120℃／2h；（b）120℃／24h；（c）120℃／80h；（d）120℃／8h＋165℃／2h；（e）120℃／8h＋165℃／6h；（f）120℃／8h＋165℃／12h Fig.4 Intergranular corrosion morphologies of 7A85aluminum alloy under different aging conditions（a）120℃／2h；（b）120℃／24h；（c）120℃／80h；（d）120℃／8h＋165℃／2h；（e）120℃／8h＋165℃／6h；（f）120℃／8h＋165℃／12h

表3 7A85鋁合金晶間腐蝕結果Table3 Intergranular corrosion results of 7A85aluminum alloy

在Al－Zn－Mg－Cu合金中，其主要強化機制是納米析出相彌散強化。合金基體中彌散分布著細小且堅硬的第二相粒子，它能阻礙位錯的運動，位錯通過繞過或切過這些障礙（粒子）而向前運動，從而提高了合金的屈服強度。通過調控沉淀相的析出過程，特別是它們的特性、數量、大小、形狀和分布等，使合金具有良好的綜合性能；Al－Zn－Mg－Cu合金時效態析出相主要由GP區，η′相和η相組成［4］。7A85鋁合金經過470℃／2h固溶淬火后形成的大量過飽和空位，為時效初期GP區的形成提供了溶質原子擴散和富集的條件，根據文獻［12］，GPⅡ區形成速率極快，在時效幾分鐘后便可形成，隨著時效時間的延長而慢慢增多并長大；GPⅡ區是其主要強化相，雖然η′相比GPⅡ區更厚，位錯更加難以切過，但是η′相與基體間的界面更少，因而強化效果有所下降，這也是合金單級時效的時效硬化曲線表現出時效初期的硬度快速增加，而經過預時效的合金后續時效時，硬度沒有迅速增加的主要原因；隨著時效時間的延長，GPⅡ一方面不斷轉化為η′相，另一方面，新的GPⅡ不斷析出，這是合金峰值時效（120℃／24h）后，硬度能長時間維持在比較高的平臺的原因。雙級時效過程中，低溫（120℃）預時效相當于成核階段，將形成大量的GP區，GP區一般是均勻形核，進入第二級終時效階段，高溫時效（165℃）為穩定化階段，此時，那些能在高溫時效溫度下穩定存在的GP區將優先轉化為η′相，從而加快了合金析出，使得強度達到峰值的時間明顯縮短。隨著時效時間的延長，晶內析出相迅速長大粗化，主要強化相GP區體積分數逐漸減小，η′相和η相逐漸增多，導致合金的強度下降，特別是時效后期（165℃／12h）合金的強度下降到597.7MPa。

3.2 時效制度對合金抗晶間腐蝕性能的影響

超高強鋁合金的腐蝕性能和合金的電導率密切相關，合金電導率越高其抗應力腐蝕性能越好，按Mathiessen的理論，合金的電阻率與組織結構的關系為［13］：

式中：ρtotal為合金的總電阻率；ρ為晶格電阻率；ρss為添加合金元素形成固溶體引起的電阻率變化值；ρp為過飽和固溶體分解析出第二相顆粒引起的電阻率變化值；ρd和ρgb分別為位錯和晶界變化引起的電阻率變化值。有研究表明，在多組元合金中，ρss對合金的電阻率影響最大，ρp的影響次之［14］。因而，合金在120℃單級時效中，隨著時效時間的延長，合金中第二相粒子不斷析出，過飽和固溶體不斷分解，固溶度減小，晶格畸變程度和電阻率降低，電導率上升。經先低溫（120℃）后高溫（165℃）的雙級時效，高溫下析出相析出速率變大，固溶體分解更充分，析出相更為粗大，因而合金能取得更高的電導率。

圖5 不同時效制度下7A85鋁合金的TEM形貌（a）晶內和選區衍射斑；（b）高分辨透射像；（c）晶界；（1）120℃／24h；（2）120℃／8h＋165℃／12hFig.5 TEM morphologies of 7A85aluminum alloy under different aging conditions（a）within grains and SAD patterns；（b）HRTEM images；（c）grain boundaries；（1）120℃／24h；（2）120℃／8h＋165℃／12h

Al－Zn－Mg－Cu合金的抗晶間腐蝕性能與其晶界處的組織（PFZ的寬度，晶界析出相的大小、形狀和分布情況）有著很大關系［13，15］。Al－Zn－Mg－Cu合金的晶界析出相主要為η′相和η相，而無沉淀析出帶可以近似看成純鋁，MgZn2相的腐蝕電位比α（Al）基體的負，腐蝕電流密度較高，且MgZn2相對于α（Al）基體為陽極相，它們組成腐蝕微電池，MgZn2相自身優先腐蝕，進而引發合金全面腐蝕［16］。根據文獻［17，18］，處于腐蝕介質時，晶界析出相的電位最負，作為陽極相，PFZ和基體作為陰極相構成微電池。根據陽極腐蝕理論可知，晶界析出相作為陽極而被溶解；欠時效態（120℃／2h）合金出現明顯的晶間腐蝕，且最大腐蝕深度達222.9μm；此時合金晶界析出相為細小、連續的顆粒，容易形成連續的腐蝕通道，發生晶間腐蝕［12］。隨著時效時間的延長，合金晶界析出相逐漸粗化，無沉淀析出帶變寬，有利于提高合金的抗晶間腐蝕性能［18］，特別是過時效態（120℃／80h）合金最大腐蝕深度下降到128.6μm。在雙級時效下，第二級時效溫度越高，合金析出相的析出速率越快，加快合金由GP區向過渡相η′相、平衡相η相的轉變；合金第二級時效（165℃）在晶界處形成粗大的、不連續的析出相，由于在原有第二相的周邊有大量溶質原子析出，使得在粗大的第二相周圍形成無沉淀析出帶，晶間析出相與PFZ之間的電位差小于基體與晶間析出相之間的電位差，PFZ寬化有利于緩解晶間腐蝕，而PFZ的寬度隨著時效時間的延長而增加，這些組織上的轉變都有利于提高合金的抗晶間腐蝕性能，合金第二級時效2h時，最大腐蝕深度有了明顯下降，為77.1μm；隨著第二級時效時間的延長，晶內、晶界析出相進一步粗化，晶界析出相間距進一步變大，合金的抗腐蝕性能進一步提高，第二級時效12h時，最大腐蝕深度進一步降低，為57.1μm。

4 結論

（1）單級時效峰值態（120℃／24h）合金的抗拉強度，伸長率和電導率分別為760.8MPa，8.9%和29.7%IACS。

（2）120℃／8h＋165℃／12h雙級時效后合金的強塑性和耐腐蝕性能具有較好的配比，其抗拉強度，伸長率和電 導 率 分 別 為597.7MPa，9.44%和38.1%IACS，合金晶內分布著大量的η′相和η相，晶界出現粗大的斷續分布的η相，PFZ帶寬度為30nm。

（3）合金在單級時效初期出現明顯的晶間腐蝕，隨著時效時間的延長，晶間腐蝕敏感性降低；相對單級時效，雙級時效后合金不僅保持著較高的強度，而且具有良好的抗晶間腐蝕性能，腐蝕等級由4變成3；最大腐蝕深度由222.9μm下降到57.1μm。

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