一種新型高鋅 Al-Zn-Mg-Cu合金的熱處理工藝

楊守杰，邢清源，于海軍，王玉靈，臧金鑫，戴圣龍

(1 北京航空材料研究院，北京 100095；2 北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095)

?

一種新型高鋅 Al-Zn-Mg-Cu合金的熱處理工藝

楊守杰1,2，邢清源1,2，于海軍1,2，王玉靈1,2，臧金鑫1,2，戴圣龍1,2

(1 北京航空材料研究院，北京 100095；2 北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095)

采用熱頂直冷半連續(xù)鑄造法制備了一種Zn元素含量達(dá)9.6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金。利用金相顯微鏡、透射電鏡進(jìn)行微觀組織觀察，采用差熱分析儀測(cè)試相轉(zhuǎn)變溫度。測(cè)試了硬度、拉伸性能并利用掃描電鏡進(jìn)行斷口分析。表明：鑄錠的鑄態(tài)組織細(xì)小，晶間共晶相較少，共晶相的熔化溫度為473.4℃。鑄錠的均勻化工藝為465℃/24h，經(jīng)均勻化處理后，晶界變?yōu)閿嗬m(xù)狀，晶界相明顯回溶。通過(guò)擠壓法制備合金棒材，系統(tǒng)研究擠壓棒材在不同溫度下的單級(jí)和三級(jí)時(shí)效硬化曲線。表明在135℃/12h的單級(jí)時(shí)效制度下，合金擠壓棒材的峰值硬度為197.7HBS，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為727.5, 718.0MPa和9.3%；在120℃/24h+190℃/5min+135℃/3h的三級(jí)時(shí)效制度下，合金擠壓棒材的峰值硬度為204.7HBS，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為764.0, 749.0MPa和7.2%。

Al-Zn-Mg-Cu合金；熱處理；時(shí)效；力學(xué)性能

通常認(rèn)為抗拉強(qiáng)度超過(guò)1500MPa的鋼為超高強(qiáng)度鋼，按照相同的比強(qiáng)度，可認(rèn)為抗拉強(qiáng)度超過(guò)500MPa的鋁合金為超高強(qiáng)度鋁合金，這樣將有多種鋁合金達(dá)到超高強(qiáng)度級(jí)別。因此，研究領(lǐng)域更傾向于參照典型的超高強(qiáng)度鋼AerMet100(抗拉強(qiáng)度1930MPa)來(lái)定義超高強(qiáng)度鋼合金，照此，筆者認(rèn)為超高強(qiáng)度鋁合金的抗拉強(qiáng)度需超過(guò)640MPa。目前，工業(yè)上最主要的超高強(qiáng)鋁合金是Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金，歐美國(guó)家在此領(lǐng)域的研究始終處于世界領(lǐng)先地位，從7075合金開(kāi)始，經(jīng)過(guò)高純化及微合金化等技術(shù)的發(fā)展，目前已經(jīng)發(fā)展至7055和7085等合金，且已作為關(guān)鍵材料大量應(yīng)用于各型飛機(jī)結(jié)構(gòu)件。同時(shí)受到航空航天和軍工等領(lǐng)域不斷追求材料減重目標(biāo)的影響，對(duì)Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金的強(qiáng)度要求不斷提高。大量研究表明[1-6]，提高Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金的Zn/Mg比值是提高合金強(qiáng)度的重要途徑之一。但是，提高Zn/Mg比值將大大增加合金在鑄造過(guò)程中的熱裂傾向和隨后處理過(guò)程中的冷裂傾向。因此，如何合理、穩(wěn)定地控制鑄造時(shí)的工藝參數(shù)，是高Zn鋁合金首先需要解決的工程問(wèn)題[7-11]。本研究在1.5t級(jí)的中試線上成功鑄造出了φ75,φ165,φ298mm規(guī)格的Zn含量達(dá)9.6%的7A95合金，Zn/Mg比值接近4.8。本工作針對(duì)φ75mm規(guī)格的7A95合金鑄錠開(kāi)展系統(tǒng)的研究，鑄錠經(jīng)均勻化、擠壓、固溶、時(shí)效處理后，進(jìn)行顯微組織、力學(xué)性能和拉伸斷口等分析測(cè)試，重點(diǎn)探索單級(jí)時(shí)效和三級(jí)時(shí)效處理對(duì)合金組織和綜合力學(xué)性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

本實(shí)驗(yàn)采用1.5噸級(jí)直冷鑄造設(shè)備制備φ75mm的7A95合金鑄錠，實(shí)驗(yàn)原材料選用高純鋁錠、鎂錠、鋅錠以及優(yōu)質(zhì)的Al-50%Cu(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)和Al-4.0%Zr中間合金，合金的名義成分和實(shí)際成分如表1所示。

表1 合金的名義成分和實(shí)際成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

Note:the single value is the maximum of the element content.

合金鑄錠經(jīng)過(guò)均勻化、熱擠壓和固溶處理后，再進(jìn)行不同的單級(jí)時(shí)效和三級(jí)時(shí)效。單級(jí)時(shí)效共選取7個(gè)時(shí)效溫度，分別為110，120，135，145，155，165，175℃，時(shí)效時(shí)長(zhǎng)為0～36h，熱處理制度如表2所示；三級(jí)時(shí)效首先進(jìn)行120℃/24h第一級(jí)時(shí)效處理，然后選取不同的第二級(jí)時(shí)效制度(溫度：175，190，200，210℃；時(shí)間：5，15，30，60min)和第三級(jí)時(shí)效制度(溫度：120，135℃；時(shí)間：0～36h)進(jìn)行交叉實(shí)驗(yàn)，熱處理制度如表3所示。最終對(duì)合金試樣進(jìn)行分析測(cè)試。合金金相觀察采用LEICA DM 2500M型光學(xué)顯微鏡；DSC測(cè)試采用NETZSCH DSC 204 F1型差熱分析儀；硬度測(cè)試采用INNOVATEST NEXUS 3000型布氏硬度儀；拉伸試驗(yàn)采用WDW-100型拉伸試驗(yàn)機(jī)；斷口分析采用CAMSACAN-3100掃描電鏡進(jìn)行觀察。

表2 7A95合金單級(jí)時(shí)效制度

表3 7A95鋁合金三級(jí)時(shí)效制度

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 鑄態(tài)組織及DSC結(jié)果

本實(shí)驗(yàn)制備的7A95鋁合金的鑄態(tài)組織如圖1所示。由圖1可以看出，合金的鑄態(tài)組織為典型的薔薇狀組織，晶粒尺寸在100μm左右，較為均勻；晶界相較少，存在非平衡共晶組織；晶內(nèi)彌散分布一定量的第二相顆粒。相關(guān)文獻(xiàn)分析認(rèn)為[12-15]，晶界相為T相(AlZnMgCu四元相)和含T相(AlZnMgCu四元相)與θ相(Al2Cu)的伴生組織，而晶內(nèi)為含有Cu元素的η相(Mg(Zn, Cu)2)。

圖1 7A95鋁合金鑄態(tài)顯微組織Fig.1 Microstructure of as-cast 7A95 alloy

圖2所示為7A95鋁合金鑄錠DSC分析結(jié)果。由圖2可以看出，在溫度為473.4℃處存在一個(gè)明顯的吸熱峰，該吸熱峰起始溫度為469.8℃，這說(shuō)明合金中的低熔點(diǎn)共晶相的開(kāi)始熔解溫度不高于470℃。因此，7A95鋁合金的均勻化處理工藝確定為465℃/24h，空冷。

圖2 7A95鋁合金鑄錠DSC分析結(jié)果Fig.2 DSC analysis results of 7A95 alloy ingot

圖3所示為7A95鋁合金均勻化熱處理后的顯微組織。對(duì)比圖1可以看出，合金經(jīng)過(guò)均勻化熱處理后，晶界不連續(xù)，晶界相明顯回溶，達(dá)到了均勻化處理的效果。

圖3 7A95鋁合金均勻化熱處理后顯微組織Fig.3 Microstructure of 7A95 alloy ingot after homogenization heat-treatment

2.2 單級(jí)時(shí)效

圖4為7A95合金在110～175℃單級(jí)時(shí)效時(shí)的硬化曲線。由圖4可以看出，在時(shí)效開(kāi)始階段，該合金的7條時(shí)效硬化曲線均迅速上升，較低溫度的時(shí)效硬化曲線達(dá)峰值后，進(jìn)入一個(gè)較長(zhǎng)時(shí)間的時(shí)效平臺(tái)，之后會(huì)出現(xiàn)不同程度的下降趨勢(shì)；較高溫度的時(shí)效硬化曲線達(dá)到峰值后，則呈現(xiàn)較快速率的下降趨勢(shì)。

圖4 7A95鋁合金不同溫度單級(jí)時(shí)效硬化曲線Fig.4 Hardness-aging time curves of 7A95 alloy at different temperatures

在110℃和120℃下，合金的時(shí)效硬化響應(yīng)速率稍慢于較高溫度條件，12h后呈現(xiàn)一個(gè)較長(zhǎng)時(shí)間的時(shí)效平臺(tái)，120℃下的時(shí)效平臺(tái)的平均硬度值略高于110℃的對(duì)應(yīng)值。

在135℃和145℃下，合金的時(shí)效響應(yīng)速率加快。135℃時(shí)效硬化曲線在12h達(dá)到峰值硬度，之后進(jìn)入較長(zhǎng)時(shí)間的時(shí)效平臺(tái)，24h后出現(xiàn)下降趨勢(shì)；145℃時(shí)效硬化曲線在4h達(dá)到硬度峰值，之后曲線略有下降進(jìn)入長(zhǎng)時(shí)間的時(shí)效平臺(tái)；135℃/12h時(shí)，合金的硬度值最高，達(dá)到197.7HBS。

在155，165℃和175℃下，合金的時(shí)效響應(yīng)十分迅速，曲線達(dá)到硬度峰值后呈現(xiàn)急劇下降的趨勢(shì)，而且在實(shí)驗(yàn)時(shí)間36h內(nèi)，硬度值已經(jīng)下降到很低的程度。綜合來(lái)看，在135℃下，7A95合金的時(shí)效硬化曲線最優(yōu)，12h達(dá)到硬度峰值點(diǎn)197.7HBS；而在120℃時(shí)效24h后，合金的硬度值與135℃對(duì)應(yīng)時(shí)間下的硬度值相當(dāng)。因此，7A95合金的單級(jí)時(shí)效溫度可以選在135℃，時(shí)效時(shí)間在12～24h之間；時(shí)效溫度也可以選在120℃，時(shí)間為24～36h。本實(shí)驗(yàn)單級(jí)時(shí)效力學(xué)性能測(cè)試選擇的制度為135℃/12h。

2.3 三級(jí)時(shí)效

三級(jí)時(shí)效又稱RRA工藝，其要點(diǎn)是：首先對(duì)鋁合金進(jìn)行第一級(jí)峰時(shí)效處理，然后進(jìn)行短時(shí)高溫回溶處理，第三級(jí)再進(jìn)行峰時(shí)效。本工作綜合考慮7A95合金單級(jí)時(shí)效動(dòng)力學(xué)研究結(jié)果，7A95合金的單級(jí)峰時(shí)效工藝有兩種選擇：120℃/24～36h，或者采取135℃/12～24h。參考7055合金相關(guān)資料可知，7000系鋁合金的高溫回溶處理一般在175～210℃之間。因此，本工作進(jìn)行的三級(jí)時(shí)效研究如表3所示。

圖5所示為第三級(jí)時(shí)效溫度為120℃時(shí)，7A95合金的時(shí)效硬化曲線。所有曲線的起始點(diǎn)均是第一級(jí)時(shí)效后的硬度值。從圖5中可以看出，合金在不同的第二級(jí)時(shí)效處理后，時(shí)效硬化曲線差別較大；由圖5(a)可知，第二級(jí)時(shí)效溫度為175℃時(shí)，三級(jí)時(shí)效后硬度值差別較??；第二級(jí)時(shí)效溫度為190℃時(shí)，5，15，30min對(duì)應(yīng)的硬度值相差不大(見(jiàn)圖5(b))；如圖5(c)，(d)所示，第二級(jí)時(shí)效溫度為200，210℃時(shí)，5，15min對(duì)應(yīng)的硬度值較高，而30，60min對(duì)應(yīng)的硬度值明顯降低。

圖5 三級(jí)時(shí)效溫度為120℃的7A95鋁合金時(shí)效硬化曲線(a)175℃；(b)190℃；(c)200℃；(d)210℃(第二級(jí)溫度)Fig.5 Hardness-aging time curves of 7A95 alloy at the aging temperature of 120℃(a)175℃；(b)190℃；(c)200℃；(d)210℃

除此之外，從圖5中還可看出，本實(shí)驗(yàn)工藝條件下，第三級(jí)時(shí)效后的硬度值均小于第一級(jí)時(shí)效的峰值；在175，190℃時(shí)，隨著三級(jí)時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，硬度值均有一個(gè)增加的過(guò)程(見(jiàn)圖5(a)，(b))；在200，210℃時(shí)，隨著三級(jí)時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，硬度值幾乎不變(如圖5(c)，(d)所示)。

圖6所示為第三級(jí)時(shí)效溫度為135℃時(shí)，7A95合金的時(shí)效硬化曲線。所有曲線的起始點(diǎn)同樣均為第一級(jí)時(shí)效后的硬度值。從圖6可以看出，第三級(jí)時(shí)效溫度為135℃時(shí)，三級(jí)時(shí)效后的硬度可以高于單級(jí)時(shí)效后的硬度，尤其是第二級(jí)時(shí)效溫度為175，190℃時(shí)，最高硬度可以達(dá)到200HBS以上。第二級(jí)時(shí)效溫度為175℃時(shí)，不同的第二級(jí)時(shí)效處理時(shí)間后的三級(jí)時(shí)效硬化曲線的差別相對(duì)較小，5，60min對(duì)應(yīng)的硬度值較低(見(jiàn)圖6(a))，因此，較好的第二級(jí)時(shí)效處理時(shí)間為15，30min。第二級(jí)時(shí)效溫度為190℃時(shí)，5，15，30min對(duì)應(yīng)的硬度值較高，而且比較穩(wěn)定，而60min對(duì)應(yīng)的硬度值較低，且始終低于單級(jí)時(shí)效后的硬度值(見(jiàn)圖6(b))。如圖6(c)，(d)所示，第二級(jí)時(shí)效溫度為200，210℃時(shí)，只有5，15min對(duì)應(yīng)的硬度值尚可，30，60min時(shí)，硬度值很低。

結(jié)合圖5和圖6分析，7A95合金的三級(jí)時(shí)效制度為：120℃/24h+190℃/(5～30min)+135℃/(3～32h)。在該制度下，三級(jí)時(shí)效后的硬度值高于單級(jí)時(shí)效后的硬度值。

2.4 力學(xué)性能及微觀組織

針對(duì)單級(jí)時(shí)效135℃/12h和三級(jí)時(shí)效120℃/24h+190℃/5min+135℃/3h，對(duì)7A95合金進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試，測(cè)試結(jié)果如表4所示。從表4可以看出，相比于單級(jí)時(shí)效，三級(jí)時(shí)效RRA下的7A95合金擠壓棒材的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度明顯高于單級(jí)時(shí)效T6下的測(cè)試結(jié)果，與硬度測(cè)試結(jié)果規(guī)律一致，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為764.0，749.0MPa和7.2%。

圖6 三級(jí)時(shí)效溫度為135℃的7A95鋁合金時(shí)效硬化曲線(a)175℃；(b)190℃；(c)200℃；(d)210℃(第二級(jí)溫度)Fig.6 Hardness-aging time curves of 7A95 alloy at the aging temperature of 135℃(a)175℃；(b)190℃；(c)200℃；(d)210℃

Agingprocessσb/MPaσ0.2/MPaδ/%135℃/12h727.5718.09.3120℃/24h+190℃/5min+135℃/3h764.0749.07.2

圖7所示為單級(jí)時(shí)效和三級(jí)時(shí)效7A95合金的拉伸斷口掃描形貌。從圖7可以看出，兩種制度下的合金斷口均呈韌性斷裂，但是，單級(jí)時(shí)效時(shí)韌窩較多，而三級(jí)時(shí)效的二次裂紋更多，二次裂紋越多表明消耗的斷裂能越大。

圖7 不同時(shí)效處理制度下7A95合金的SEM斷口形貌 (a)T6；(b)RRAFig.7 SEM fracture morphologies of 7A95 alloy at different aging conditions (a)T6；(b)RRA

本工作對(duì)T6和RRA狀態(tài)下的試樣進(jìn)行了透射電鏡觀察，兩者的微觀組織差別不大。圖8所示為RRA下的透射電鏡照片，由圖8可以看出，RRA狀態(tài)下晶界析出相呈斷續(xù)狀，無(wú)沉淀析出帶PFZ較窄，晶內(nèi)η′相密度非常大。結(jié)果表明：晶內(nèi)主要析出相為η′相，圓形顆粒為Al3Zr相，晶界析出相為η相。

圖8 RRA態(tài)條件下7A95鋁合金的透射電鏡照片 (a)Al3Zr/PFZ；(b)η′相/η相Fig.8 TEM images of 7A95 alloy at the RRA condition (a)Al3Zr/PFZ；(b)η′ phase/η phase

2.5 分析與討論

據(jù)相關(guān)文獻(xiàn)報(bào)道[16]，7000系鋁合金在時(shí)效處理過(guò)程中的沉淀相析出順序?yàn)椋害料?過(guò)飽和固溶體)→GP區(qū)→η′相→η相。但是，在不同的時(shí)效制度下，析出相的種類和數(shù)量均存在差異。研究證實(shí)[17]：?jiǎn)渭?jí)時(shí)效T6下，合金中的析出強(qiáng)化相主要由GP區(qū)和η′相構(gòu)成；三級(jí)時(shí)效RRA下，合金中的析出強(qiáng)化相主要由η′相和少量的η相構(gòu)成。

三級(jí)時(shí)效處理中第二級(jí)為高溫短時(shí)時(shí)效處理，也叫做回歸處理。其基本原理如下：合金在一級(jí)峰時(shí)效狀態(tài)下進(jìn)行第二級(jí)高溫回歸，合金中的強(qiáng)化析出相將發(fā)生部分溶解，同時(shí)晶界相粗化并變得不連續(xù)，隨后進(jìn)行第三級(jí)時(shí)效時(shí)，合金基體中又重新析出強(qiáng)化相。原理示意圖參見(jiàn)圖9。其中曲線D所示為析出強(qiáng)化相(η′相和η相)溶解導(dǎo)致其數(shù)量減少的過(guò)程，曲線P所示為部分η′相轉(zhuǎn)變?yōu)棣窍嘁约皬幕w中重新析出強(qiáng)化相的變化過(guò)程，而曲線R則是由曲線D和P合并得到。由曲線R可以看出，在高溫回歸處理初期，基體中進(jìn)行的主要轉(zhuǎn)變?yōu)閺?qiáng)化相的溶解，析出相數(shù)量減少，曲線明顯下降；隨著高溫回歸處理時(shí)間的延長(zhǎng)，析出相數(shù)量逐漸增加，曲線回升；但繼續(xù)延長(zhǎng)高溫回歸處理時(shí)間，曲線因η相的聚集導(dǎo)致析出相質(zhì)點(diǎn)數(shù)量減少而下降[18-26]。

圖9 鋁合金RRA高溫回歸過(guò)程中脫溶相數(shù)量的變化Fig.9 Variety of quantity of phases in Al alloy during the retrogression progress in RRA

從RRA工藝原理的論述中可以看出，在高溫回歸后的再時(shí)效處理時(shí)，強(qiáng)化相將從過(guò)飽和固溶體中重新析出，并彌散分布于基體中。因此，從原理上講，RRA可以獲得與原T6態(tài)相同或者略低的強(qiáng)度，但是本研究中發(fā)現(xiàn)，RRA處理后合金強(qiáng)度高于T6態(tài)的強(qiáng)度。分析其原因認(rèn)為：(1)120℃/24h峰時(shí)效時(shí)的析出相可能以GP區(qū)為主，而135℃/3h補(bǔ)充時(shí)效時(shí)，合金中析出相以η′相為主，而η′相的強(qiáng)化效果優(yōu)于GP區(qū)；(2)7A95合金中的Zn元素含量高達(dá)9.6%，合金固溶后過(guò)飽和度大，即使在一級(jí)、二級(jí)時(shí)效后，基體中的溶質(zhì)原子仍然大量殘留，在隨后的第三級(jí)135℃/3h時(shí)效時(shí)，迅速析出大量強(qiáng)化相。因此，不論在高溫回歸階段，還是在時(shí)效階段，η′相很容易從過(guò)飽和固溶體中析出，彌散分布于整個(gè)基體內(nèi)，從而使得該合金在RRA狀態(tài)下的抗拉強(qiáng)度明顯優(yōu)于T6狀態(tài)。

3 結(jié)論

(1)制備的7A95鋁合金鑄錠組織細(xì)小均勻，晶界相較少，經(jīng)過(guò)465℃/24h均勻化熱處理后，晶界不連續(xù)，晶界相明顯回溶，證明該均勻化制度是合適的。

(2)確定了7A95合金最優(yōu)的單級(jí)時(shí)效制度為135℃/12h，峰值硬度可達(dá)197.7HBS，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為727.5，718.0MPa和9.3%。

(3)7A95鋁合金經(jīng)三級(jí)時(shí)效處理后的力學(xué)性能優(yōu)于單級(jí)時(shí)效制度，采用120℃/24h+190℃/5min+135℃/3h處理后，其硬度值達(dá)到204.7HBS，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別可為764.0，749.0MPa和7.2%。

[1] NAKAI M,ETO T.New aspects of development of high strength aluminum alloy for aerospace applications [J].Mater Sci Eng：A,2000,285(10):62-68.

[2] 趙曉東,韓連華,陳慧琴,等.時(shí)效預(yù)處理態(tài)Al-Zn-Mg-Cu合金熱變形及其后熱處理過(guò)程中的晶粒組織的演變[J].稀有金屬材料與工程,2015,44(4):982-988.

ZHAO X D,HAN L H,CHEN H Q,et al.Grain evolution during hot deformation and subsequent heat treatment processes of as-aging pre-treated Al-Zn-Mg-Cu alloy [J].Rare Metal Materials and Engineering,2015,44(4):982-988.

[3] 夏濤,陳子勇,聶祚仁.高鋅超高強(qiáng)鋁合金微觀組織及力學(xué)性能研究[J].熱加工工藝,2015,44(2):50-53.

XIA T,CHEN Z Y,NIE Z R.Microstructure and mechanical properties of ultra-high strength aluminum alloy with high zinc content [J].Hot Working Technology,2015,44(2):50-53.

[4] 曾渝,尹志民,潘青林.超高強(qiáng)鋁合金的研究現(xiàn)狀及發(fā)展[J].中南工業(yè)大學(xué)學(xué)報(bào),2002,33(6):592-595.

ZENG Y,YIN Z M,PAN Q L.Present research and developing of ultra high strength aluminium alloys [J].Journal of Central South University of Technology,2002,33(6):592-595.

[5] 戴曉元,夏長(zhǎng)青,孫振起.Al-9.0Zn-2.5Mg-1.2Cu-0.12Sc-0.15Zr合金的組織和性能[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào),2007,17(3):396-401.

DAI X Y,XIA C Q,SUN Z Q.Microstructure and properties of Al-9.0Zn-2.5Mg-1.2Cu-0.12Sc-0.15Zr alloy [J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2007,17(3):396-401.

[6] STARKE E A,STALEY J T.Application of modern aluminum alloys to aircraft [J].Progress in Aerospace Sciences,1996,32:131-172.

[7] 潘復(fù)生,張丁非.鋁合金及應(yīng)用[M].北京:化學(xué)工業(yè)出版社,2006.

PAN F S,ZHANG D F.Aluminum Alloy and Its Application [M].Beijing:Chemical Industry Press,2006.

[8] CONG F G,ZHAO G,JIANG F,et al.Effect of homogenization treatment on microstructure and mechanical properties of DC cast 7X50 aluminum alloy[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2015,25:1027-1034.

[9] 黃元春,劉宇,肖政兵,等.時(shí)效處理對(duì)Al-7.8Zn-1.6Mg-1.8Cu-0.12Zr合金超聲鑄錠軋件組織與抗腐蝕性能的影響[J].粉末冶金材料科學(xué)與工程,2015,20(2):280-287.

HUANG Y C,LIU Y,XIAO Z B,et al.Effect of aging treatment on microstructure and corrosion properties of plate rolling with ultrasonic casting Al-7.8Zn-1.6Mg-1.8Cu-0.12Zr aluminum alloy ingot [J].Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy,2015,20(2):280-287.

[10] 舒文祥,侯隴剛,劉君城,等.先進(jìn)高強(qiáng)韌Al-Zn-Mg-Cu合金凝固和均勻化組織及相構(gòu)成[J].北京科技大學(xué)學(xué)報(bào),2014,36(11):1534-1539.

SHU W X,HOU L G,LIU J C,et al.Microstructure and phase components of as-cast and homogenized advanced Al-Zn-Mg-Cu alloys with high strength and toughness [J].Journal of University of Science and Technology Beijing,2014,36(11):1534-1539.

[11] 張新明,吳澤政,劉勝膽,等.固溶處理對(duì)7A55鋁合金局部腐蝕性能的影響[J].材料工程,2014，(4):26-33.

ZHANG X M,WU Z Z,LIU S D,et al.Influence of solution heat treatment on localized corrosion of 7A55 aluminum alloy [J].Journal of Materials Engineering,2014,(4):26-33.

[12] 滕海濤,熊柏青,張永安,等.高Zn含量Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金的凝固態(tài)顯微組織[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào),2015,25(4):852-865.

TENG H T,XIONG B Q,ZHANG Y A,et al.Solidification microstructure of high zinc-containing Al-Zn-Mg-Cu alloys [J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2015,25(4):852-865.

[13] LI Y X,LI P,ZHAO G.The constituents in Al-10Zn-2.5Mg-2.5Cu aluminum alloy [J].Mater Sci and Eng:A,2005,397(1-2):204-208.

[14] MONDAL C,MUKHOPADHYAY A K.On the nature of T(Al2Mg3Zn3) and S(Al2CuMg) phases present in as-cast and annealed 7055 aluminum alloy[J].Materials Science and Engineering:A,2005,391(1-2):367-376.

[15] 李國(guó)愛(ài).700MPa級(jí)超高強(qiáng)鋁合金鍛件成分設(shè)計(jì)及制備工藝研究[D].北京：北京航空材料研究院,2012.

LI G A.Research on the composition design and preparation technology of 700MPa ultra-high strength aluminum alloy [D].Beijing:Beijing Institute of Aeronautical Materials,2012.

[16] 寧愛(ài)林.析出相及其分布對(duì)高強(qiáng)鋁合金力學(xué)性能的影響[D].長(zhǎng)沙:中南大學(xué),2007.

NING A L.The effect of precipitation and its distribution to high strength aluminum alloy [D].Changsha:Central South University,2007.

[17] KNIGHT S P,BIRBILIS N,MUDDLE B C,et al.Correlations between intergranular stress corrosion cracking,grain-boundary microchemistry,and grain-boundary electrochemistry for Al-Zn-Mg-Cu alloys [J].Corrosion Science,2010,52(12):4073-4080.

[18] 王祝堂,田榮璋.鋁合金及其加工手冊(cè)[M].長(zhǎng)沙:中南大學(xué)出版社,2005.

WANG Z T,TIAN R Z.Aluminum Alloy and Its Processing Manual [M].Changsha:Central South University Press,2005.

[19] PAUL A,ZHANG Y.Heat treatment of 7xxx series aluminum alloys-some recent developments [J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2014,24:2003-2017.

[20] GROSVENOR A.Microstructural evolution during retrogression and reaging treatment of aluminum alloy 7075 [D].Melbourne:Monash University,2008.

[21] AMS 2772E.Heat Treatment of Aluminum Alloy Raw Materials [M].Warrendale,USA:International,2008.16-20.

[22] KNIGHT S P.Stress corrosion cracking of Al-Zn-Mg-Cu alloys:effects of heat-treatment,environment,and alloy composition [D].Melbourne:Monash University,2008.

[23] KNIGHT S P,BIRBILIS N,MUDDLE B C,et al.Correlations between intergranular stress corrosion cracking,grain-boundary microchemistry,and grain-boundary electrochemistry for Al-Zn-Mg-Cu alloys [J].Corrosion Science,2010,52:4073-4080.

[24] HUANG L P,CHEN K H,LI S.Influence of grain-boundary pre-precipitation and corrosion characteristics of inter-granular phases on corrosion behaviors of an Al-Zn-Mg-Cu alloy [J].Materials Science and Engineering:B,2012,177:862-868.

[25] De GEUSER F,DESCHAMPS A.Precipitate characterization in metallic systems by small-angle X-ray or neutron scattering [J].Comptes Rendus Physique,2012,13:246-256.

[26] DESCHAMPS A,de GEUSER F.Quantitative characterization of precipitate microstructures in metallic alloys using small-angles scattering [J].Metallurgical and Materials Transactions A,2013,44:77-86.

Heat-treatment Process of a New High Zinc Al-Zn-Mg-Cu Alloy

YANG Shou-jie1,2,XING Qing-yuan1,2,YU Hai-jun1,2,WANG Yu-ling1,2,ZANG Jin-xin1,2,DAI Sheng-long1,2

(1 Beijing Institute of Aeronautical Materials,Beijing 100095,China;2 Beijing Advanced Engineering and Application Research Center of Aluminum Materials,Beijing 100095,China)

A kind of Al-Zn-Mg-Cu alloy containing 9.6%(mass fraction) Zn element was produced by the Hot-top semi-continuous DC casting technology. The microstructure of the alloy and the temperature of phases transformation were investigated by optical microscopy(OM),transmission electron microscopy(TEM) and differential scanning calorimetry(DSC) respectively.The hardness and tensile properties of the alloy were tested,and the fracture was studied by scanning electron microscopy(SEM).Results show that the as-cast microstructure of this alloy is fine and has less intergranular eutectic phases, with the melting temperature of 473.4℃. Therefore, the homogenization heat-treatment is 465℃/24h. After the homogenization heat-treatment, the grain boundary of the ingot has turned to be intermittent and the phases have dissolved significantly. Besides, the systematic experiments were conducted on the T6 and RRA of this alloy after extrusion. The results show that on the condition of 135℃/12h treatment, the highest hardness is 197.7HBS, and the tensile strength, yield strength, elongation are 727.5, 718.0MPa and 9.3% respectively. On the condition of 120℃/24h+190℃/5min+135℃/3h treatment, the highest hardness is 204.7HBS, and the tensile strength, yield strength, elongation can reach 764.0, 749.0MPa and 7.2% respectively.

Al-Zn-Mg-Cu alloy;heat-treatment;aging;mechanical property

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.12.007

TG146.2

A

1001-4381(2016)12-0041-07

國(guó)家973項(xiàng)目資助(2012CB619506)

2016-05-29;

2016-09-21

楊守杰(1974-)，男，高級(jí)工程師，博士，研究方向?yàn)楹娇珍X合金，聯(lián)系地址：北京市81信箱2分箱(100095)，E-mail：13801325436@163.com