單級(jí)時(shí)效7056鋁合金的顯微組織與性能

蔣建輝，鄭子樵，唐 娟，李世晨

（中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083）

0 引言

鋁鋅鎂銅系時(shí)效硬化型鋁合金因具有高的比強(qiáng)度和硬度，良好的加工性、焊接性、耐腐蝕性和較高的韌性，而得到大力開發(fā)［1－5］。2004 年，法國(guó)開 發(fā)的7056鋁合金降低了鎂、銅含量，增加了鋅含量，即增加了鋅鎂比，同時(shí)通過精煉，降低了鐵、硅、錳等雜質(zhì)對(duì)合金性能的不利影響，使該合金具有高強(qiáng)度、高斷裂韌性以及耐應(yīng)力腐蝕等特點(diǎn)，在航空航天領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用［6－8］。目前，我國(guó)第四代戰(zhàn)斗機(jī)以及在研飛機(jī)的升級(jí)都希望采用T77 和T79 態(tài)的7xxx系鋁合金材料，特別是隨著我國(guó)大飛機(jī)和新型軍用運(yùn)輸機(jī)的研制，對(duì)這種先進(jìn)鋁合金（如7056－T7951，7055－T77）的需求更為迫切，而至今國(guó)內(nèi)關(guān)于7056鋁合金的相關(guān)報(bào)道幾乎還是空白。此合金主要通過時(shí)效來提高其性能，而時(shí)效溫度對(duì)其性能的影響最大。為此，作者對(duì)其在不同溫度（105，120，135，150 ℃）下時(shí)效后的顯微組織演變及性能進(jìn)行分析研究，以了解其時(shí)效動(dòng)力學(xué)機(jī)制，為今后更深入地開展其熱處理制度研究提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

7056鋁合金的熔煉采用99.9%高純鋁為原料，合金元素鋅和鎂以99.99%的高純鋅和99.9%純鎂加入，銅、鋯、錳、鈦等合金元素以中間合金的形式加入。合金的熔煉在電阻石墨坩堝中進(jìn)行，熔煉溫度控制在700～750 ℃，用①號(hào)覆蓋劑（47%KCl－30%NaCl－23%Na3AlF6，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）保護(hù)熔體，并加入0.2%～0.4%的六氯乙烷（C2Cl6）精煉，靜置5～10min，最后澆入210 mm×150 mm×50 mm的鑄鐵模中。冷卻脫模后得到鑄坯，其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）為9.7Zn，1.62Mg，1.54Cu，0.10Mn，0.11Zr，0.08Ti，0.019Fe，0.045Si，余Al。

鑄坯在450～460 ℃空氣爐中均勻化處理24h后進(jìn)行軋制。熱軋前預(yù)熱溫度為400～440℃，保溫2h后將鑄坯軋至10mm 厚，空冷至室溫后再冷軋成4mm 厚的板材。為了便于對(duì)材料進(jìn)行電導(dǎo)率測(cè)試，冷軋板統(tǒng)一用線切割機(jī)切成20mm×20mm×4mm的試樣。試樣經(jīng)470 ℃×1h固溶處理，室溫水淬后隨即放入105，120，135，150℃的時(shí)效爐中進(jìn)行不同時(shí)間的時(shí)效處理。

1.2 試驗(yàn)方法

采用HXD－1000TM 型顯微硬度計(jì)和D60X 型數(shù)字金屬電導(dǎo)率測(cè)試儀分別測(cè)試合金在105，120，135，150 ℃單級(jí)時(shí)效后硬度（載荷1.96N，加載時(shí)間15s）和電導(dǎo)率。顯微組織觀察在TecnaiG220型透射電子顯微鏡（TEM）上進(jìn)行。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 硬度和電導(dǎo)率

從圖1中可以看出，該合金有著極快的時(shí)效響應(yīng)速度，在不同溫度下時(shí)效1h后，其硬度就已升至188～206 HV，達(dá)到合金峰值硬度的86.9%以上（合金時(shí)效1h后的硬度增幅對(duì)比詳見表1），此后合金硬度增加的速率開始變緩，達(dá)到峰值后開始下降。時(shí)效溫度越高，合金時(shí)效響應(yīng)速度越快，到達(dá)T6峰時(shí)效的時(shí)間也越短，但時(shí)效溫度的變化并沒有引起合金峰值硬度的顯著變化。在105，120，135，150℃單級(jí)時(shí)效溫度下，合金達(dá)到T6峰時(shí)效的時(shí)間分別為20，12，6和3h，這與之前大多數(shù)文獻(xiàn)報(bào)道7xxx鋁合金在120 ℃峰時(shí)效時(shí)間（24h）及在150 ℃峰時(shí)效時(shí)間（8～12h）相比，大為縮短［9－11］。合金對(duì)應(yīng)的峰值硬度和電導(dǎo)率分別為215.5HV，26.5%IACS；226.7 HV，27.8%IACS；214.4 HV，27.2%IACS和212.2HV，28.5%IACS。

圖1 7056鋁合金在不同溫度單級(jí)時(shí)效后硬度、電導(dǎo)率與時(shí)間關(guān)系曲線Fig.1 Hardness vs aging time curve（a）and conductivity vs aging time curve（b）of 7056aluminium alloy after single－aging at different temperatures

表1 7056鋁合金在固溶態(tài)和不同溫度單級(jí)時(shí)效1h后的硬度Tab.1 Hardness of 7056aluminium alloy after solid solution and single－aging at different temperatures for 1h

由圖1（a）還可以看出，7056鋁合金在較低溫度（105，120 ℃）時(shí)效時(shí)，其硬度達(dá)到峰值后在較長(zhǎng)時(shí)間內(nèi)未見有較大幅度的下降，該合金時(shí)效40h后繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間，其硬度幾乎保持不變，時(shí)效150h后其硬度仍能保持在200 HV 左右。在較高溫度（135，150 ℃）時(shí)效時(shí)，其硬度達(dá)到峰值后開始明顯下降，150 ℃時(shí)表現(xiàn)得尤為顯著；在150 ℃時(shí)效60h后，其硬度已降至160 HV 左右，時(shí)效150h后，硬度已降至140 HV 以下；合金在135 ℃時(shí)效16～40h的這一階段，其硬度曲線出現(xiàn)了“鋸齒狀”起伏，此時(shí)硬度在202～205 HV 間，過了這個(gè)階段后，其硬度開始穩(wěn)步下降，時(shí)效150h 后，合金硬度降至180HV左右。

由圖1（b）還可以看出，合金在較低溫度（105，120 ℃）時(shí)效時(shí)，在時(shí)效初期（0～1h），與合金固溶態(tài)相比，其電導(dǎo)率均有所下降，隨即緩慢上升。整個(gè)時(shí)效過程中，其電導(dǎo)率變化得都十分緩慢，尤其是在105 ℃時(shí)效時(shí)，在峰時(shí)效前后（16～40h），合金的電導(dǎo)率幾乎保持不變，時(shí)效150h后，其電導(dǎo)率分別能達(dá)到27.4%IACS和31.4%IACS。合金在較高溫度（135，150 ℃）時(shí)效后，與其硬度變化的趨勢(shì)一樣，電導(dǎo)率變化得也很快；150 ℃時(shí)效40h后其電導(dǎo)率已超過35%IACS，隨后開始以較慢的速度穩(wěn)定增長(zhǎng)，時(shí)效時(shí)間達(dá)到150h 后，其電導(dǎo)率升至38%IACS以上，繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間，其電導(dǎo)率變化不大；合金在135 ℃時(shí)效50h 后，其電導(dǎo)率已超過31%IACS，隨后開始緩慢上升，延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間至150h后，電導(dǎo)率能達(dá)到33.7%IACS。

2.2 TEM 形貌

2.2.1 較低時(shí)效溫度下的TEM 形貌

由圖2，3，4可見，合金在105，120，135 ℃時(shí)效1h后，析出相非常細(xì)小彌散，大多呈盤型，并有少量桿狀相；時(shí)效溫度越高，析出相尺寸和密度越大；在105，120 ℃時(shí)效1h后的析出相尺寸在1～3nm之間，在135℃時(shí)效1h后的析出相尺寸增大至3～4nm。隨時(shí)效溫度的升高合金在其溫度峰時(shí)效階段的析出相尺寸有所增大，密度更高，分布也更為均勻，同時(shí)可明顯發(fā)現(xiàn)桿狀相增多；在105，120℃峰時(shí)效后的析出相尺寸為3～5nm，在135 ℃峰時(shí)效后的析出相尺寸已增至4～6nm。合金在105，120 ℃時(shí)效60h后，析出相的密度、形貌與合金峰時(shí)效階段的基本相似，其析出相尺寸分別為3～6nm 和4～7nm；在135 ℃時(shí)效60h后的析出相尺寸明顯增大，為6～10nm，并出現(xiàn)大量粗大桿狀相。

圖2 7056鋁合金在105 ℃時(shí)效不同時(shí)間后的析出相（〈001〉晶帶軸）形貌及衍射花樣（〈001〉入射方向）Fig.2 Precipitates in〈001〉z(mì)one axis（a，c，e）and diffraction patterns along〈001〉direction（b，d，f）after 7056aluminum alloy aging at 105 ℃for different times

由圖2 還 可見，合 金105 ℃時(shí) 效1h 后 在｛1，（2n＋1）／4，0｝上出現(xiàn)了模糊的衍射斑點(diǎn)，這證明了GPⅠ區(qū)的存在［12］，同時(shí)在1／3和2／3｛220｝上有較弱的衍射斑點(diǎn)，這是η′相出現(xiàn)的標(biāo)志，此時(shí)合金的析出相以GPⅠ區(qū)為主，并有少量的η′相；在105 ℃時(shí)效20h（峰時(shí)效）后，在1／3和2／3｛220｝上出現(xiàn)了較強(qiáng)的衍射斑點(diǎn)，這說明了η′相的體積分?jǐn)?shù)在增加，此時(shí)合金的析出相轉(zhuǎn)變?yōu)橐驭恰湎酁橹鳎⒂猩倭縂PⅠ區(qū)；105 ℃時(shí)效60h 后，并未在｛1，（2n＋1）／4，0｝上發(fā)現(xiàn)明顯的衍射斑點(diǎn)，合金的析出相仍以η′相為主。

由圖3還可見，從〈001〉晶帶軸的衍射花樣上看，120 ℃時(shí)效1h后在｛1，（2n＋1）／4，0｝和1／3和2／3｛220｝上都有較強(qiáng)的衍射斑點(diǎn)，說明此時(shí)合金的析出相以GPⅠ區(qū)和η′相為主，時(shí)效12h（峰時(shí)效）后可發(fā)現(xiàn)1／3和2／3｛220｝上的衍射斑點(diǎn)明顯增強(qiáng)了，這證明η′相的體積分?jǐn)?shù)增加了，而在｛1，（2n＋1）／4，0｝上并未發(fā)現(xiàn)明顯的衍射斑點(diǎn)，此時(shí)合金的析出相以η′相為主，如圖3（e）所示；時(shí)效60h后的衍射花樣與峰時(shí)效后的衍射花樣相比無明顯變化，析出相仍以η′相為主，如見圖3（f）所示。從〈112〉晶帶軸的衍射花樣看，時(shí)效1，12，60h 后都在1／2｛311｝上發(fā)現(xiàn)了較弱的衍射斑點(diǎn)，這說明在120℃時(shí)效后，少量GPⅡ區(qū)能長(zhǎng)期與η′相共存，如圖3（g）～（i）所示。

由圖4還可見，從〈001〉晶帶軸的衍射花樣上看，135 ℃時(shí)效1，6，60h后在｛1，（2n＋1）／4，0｝上都未發(fā)現(xiàn)明顯的衍射斑點(diǎn)，而在1／3和2／3｛220｝上都有較強(qiáng)的衍射斑點(diǎn)，這說明135℃時(shí)效時(shí)，析出相中有大量η′相，并無明顯的GPⅠ區(qū)。從〈112〉晶帶軸的衍射花樣上看，在135 ℃時(shí)效1h后1／2｛311｝上有明顯的衍射斑點(diǎn)，這說明析出相中有較多的GPⅡ區(qū)；在135 ℃時(shí)效6h后1／2｛311｝上衍射斑點(diǎn)的強(qiáng)度減弱，這說明GPⅡ區(qū)的體積分?jǐn)?shù)減少了；在135 ℃時(shí)效60h后在1／2｛311｝上并未發(fā)現(xiàn)明顯的衍射斑點(diǎn)，此時(shí)合金的析出相以η′相為主。

2.2.2 較高時(shí)效溫度（150 ℃）下的TEM 形貌

由圖5可見，7056鋁合金在150 ℃時(shí)效（欠時(shí)效，峰時(shí)效，過時(shí)效）后的析出相以桿狀相為主，其尺寸比105，120，135 ℃時(shí)效后的析出相更粗大。在150 ℃時(shí)效1h（欠時(shí)效）后的析出相比較細(xì)小彌散，尺寸為3～5nm；時(shí)效3h（峰時(shí)效）后的析出相尺寸為4～6nm，分布很均勻；時(shí)效60h（過時(shí)效）后的析出相尺寸為10～15nm，此時(shí)在大的析出相粒子間分布著小的析出相粒子，析出相粒子的密度顯著降低。

圖5 7056鋁合金在150 ℃時(shí)效不同時(shí)間后的析出相（〈001〉晶帶軸）形貌及衍射花樣（〈001〉、〈112〉入射方向）Fig.5 Precipitates in〈001〉z(mì)one axis（a，b，c）and diffraction patterns along〈001〉direction（d，e，f）and〈112〉direction（g，h，i）after 7056aluminum alloy aging at 150 ℃for different times

由圖5還可以看出，從〈001〉晶帶軸的衍射花樣上看，合金在150 ℃時(shí)效1h 及峰時(shí)效（時(shí)效3h）后，在｛1，（2n＋1）／4，0｝上未發(fā)現(xiàn)明顯的衍射斑點(diǎn)，在1／3和2／3｛220｝上有較明顯的衍射斑點(diǎn)，這說明此階段合金的析出相以η′相為主；而在合金進(jìn)入過時(shí)效（時(shí)效60h）后，在2／3｛220｝附近出現(xiàn)了一對(duì)明顯的衍射斑點(diǎn)，這說明η平衡相大量存在，此時(shí)合金的析出相以η 平衡相為主，并有少量的η′相。從〈112〉晶帶軸的衍射花樣上，看合金在150 ℃時(shí)效1，3h后，都在1／2｛311｝上發(fā)現(xiàn)了較弱的衍射斑點(diǎn)，這說明此階段合金的析出相中有少量GPⅡ區(qū)，而在該溫度下時(shí)效60h后1／2｛311｝上的衍射斑點(diǎn)消失了，這說明GPⅡ區(qū)可能已發(fā)生了溶解或轉(zhuǎn)變成了η′或η相。

2.3 時(shí)效機(jī)理

7056鋁合金是典型的時(shí)效硬化型鋁合金，在時(shí)效過程中，隨著過飽和固溶體α－Al的不斷分解，析出相的體積分?jǐn)?shù)逐漸增加，合金的硬度和電導(dǎo)率逐漸上升。由于7056鋁合金中鋅、鎂和銅等合金元素的總含量高達(dá)13%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)），這樣在固溶處理后能達(dá)到極高的過飽和度，過飽和固溶體α－Al的濃度越高，穩(wěn)定性越差，時(shí)效時(shí)也就越易分解；同時(shí)，7056鋁合金的時(shí)效強(qiáng)化相主要是GP 區(qū)和η′－MgZn2和η－MgZn2相，這些強(qiáng)化相都是鎂、鋅溶質(zhì)形成原子團(tuán)簇后相互作用的結(jié)果，過飽和固溶體α－Al濃度的提高將更有利于鎂、鋅溶質(zhì)原子間的擴(kuò)散，所以7056鋁合金的時(shí)效響應(yīng)速度很快，在上述溫度下時(shí)效1h后，合金的硬度就升至188～206HV，已達(dá)到合金峰值硬度的86.9%以上。

過飽和固溶體α－Al分解過程的實(shí)質(zhì)是固溶原子擴(kuò)散的過程，其受溫度影響很大。在時(shí)效初期，雖然時(shí)效溫度的提高會(huì)使析出相粗化，但從前面分析可知，此階段合金的沉淀析出相是以細(xì)小彌散的共格GPⅠ或GPⅡ區(qū)以及半共格的η′相為主，尺寸在1～5nm 之間，析出相密度很高，此時(shí)位錯(cuò)切割機(jī)制在起作用，沉淀相尺寸的增大有利于合金強(qiáng)度的提高。大量細(xì)小彌散的GP區(qū)和η′相的沉淀析出會(huì)對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生強(qiáng)烈的阻礙作用，從而顯著提高合金的力學(xué)性能。時(shí)效溫度越高，固溶原子擴(kuò)散得越快，析出相體積分?jǐn)?shù)增加得也越快，合金的硬度和電導(dǎo)率變化得也就越快，所以在時(shí)效初期（時(shí)效1h），150 ℃時(shí)效溫度下合金的硬度和電導(dǎo)率最高。合金在105 ℃和120 ℃時(shí)效初期的電導(dǎo)率反而不如固溶態(tài)時(shí)的電導(dǎo)率，其原因很有可能是由于時(shí)效溫度較低時(shí)，與基體呈共格與半共格關(guān)系的GP 區(qū)和η′相十分細(xì)小，析出相與鋁基體間有著強(qiáng)烈的共格畸變能，以及析出相尺寸細(xì)小到接近傳導(dǎo)電子波長(zhǎng)時(shí)會(huì)對(duì)傳導(dǎo)電子產(chǎn)生強(qiáng)烈的散射作用，這些都不利于合金電導(dǎo)率的提高［13］。

一般情況下，在鋁合金時(shí)效過程中，時(shí)效溫度越高，其到達(dá)峰時(shí)效的時(shí)間越短，峰時(shí)效的硬度值也越低。試驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)7056鋁合金在105，135，150 ℃時(shí)效時(shí)的峰值硬度相差很小，這是由于7056鋁合金在上述時(shí)效溫度的T6峰時(shí)效下，其析出相都是以η′相為主，并有少量GPⅠ區(qū)或GPⅡ區(qū)，析出相種類和結(jié)構(gòu)并沒有明顯區(qū)別。適合于7056鋁合金最佳的T6峰時(shí)效制度為120℃時(shí)效12h，對(duì)應(yīng)的硬度和電導(dǎo)率分別為226.7HV 和27.8%IACS；在該時(shí)效狀態(tài)下，合金的析出相以η′相為主，并有少量GPⅡ區(qū)。

7056鋁合金進(jìn)入過時(shí)效后，不同單級(jí)時(shí)效溫度下硬度和電導(dǎo)率曲線有著較大的區(qū)別。在105，120 ℃時(shí)效并進(jìn)入嚴(yán)重過時(shí)效時(shí)，其硬度仍能保持在時(shí)效40h左右的硬度。這是由于在上述時(shí)效溫度下，并沒有引起合金析出相種類和結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變，仍以η′相為主；另一方面可能是由于時(shí)效溫度低，原子擴(kuò)散較慢，固溶原子并未充分析出，合金在進(jìn)入過時(shí)效后，析出相體積分?jǐn)?shù)的增大和析出相熟化在同時(shí)進(jìn)行（這從105，120 ℃過時(shí)效時(shí)合金析出相的尺寸和密度與T6峰時(shí)效的相比并無顯著區(qū)別，以及此階段合金電導(dǎo)率緩慢上升中可以得到證明），當(dāng)析出相體積分?jǐn)?shù)增大引起的硬化和析出相熟化所造成的軟化效果相當(dāng)時(shí)，合金的力學(xué)性能變化緩慢。合金進(jìn)入135 ℃過時(shí)效后，雖然合金的析出相仍以η′相為主，但其已粗化到6～10nm，析出相密度降低了很多，此時(shí)析出相熟化引起的硬度下降大于析出相體積分?jǐn)?shù)增加引起的硬度上升，所以在該時(shí)效溫度下，合金進(jìn)入過時(shí)效后硬度逐步降低，電導(dǎo)率逐步上升。而合金進(jìn)入150 ℃過時(shí)效階段，合金析出相種類逐步轉(zhuǎn)變成以η平衡相為主，同時(shí)析出相尺寸也大多熟化到10nm 以上，析出相密度的明顯降低及沉淀強(qiáng)化機(jī)制的轉(zhuǎn)變顯著降低了合金的硬度，所以在150 ℃時(shí)效時(shí)，合金進(jìn)入過時(shí)效后其硬度顯著下降，電導(dǎo)率明顯提升。

3 結(jié)論

（1）7056鋁合金有著極快的時(shí)效響應(yīng)速度，在不同溫度下時(shí)效1h后，其硬度升至188～206HV，已達(dá)到合金峰值硬度的86.9%以上。

（2）在105，120，135，150 ℃時(shí)效溫度下，該合金的峰時(shí)效析出相都以η′相為主，時(shí)效溫度的變化并沒有引起合金峰值硬度的明顯變化，但會(huì)顯著加快合金的時(shí)效析出過程。

（3）7056鋁合金在不同單級(jí)時(shí)效制度下的顯微組織演變過程：105 ℃時(shí)效為GPⅠ區(qū)＋η′（少量）→η′＋GPⅠ區(qū)（少量）→η′；120 ℃時(shí)效為GPⅠ區(qū)＋η′＋GPⅡ區(qū)（少量）→η′＋GPⅡ區(qū)（少量）→η′＋GPⅡ區(qū)（少量）；135 ℃時(shí)效為η′＋GPⅡ區(qū)→η′＋GPⅡ區(qū)（少量）→η′；150 ℃時(shí)效為η′＋GPⅡ區(qū)（少量）→η′＋GPⅡ區(qū)（少量）→η＋η′（少量）。

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