Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)7085鋁合金組織和性能各向異性的影響

陳善達(dá) ，焦慧彬，陳送義, ，黃蘭萍 ，陳康華 , ，馬云龍，王會(huì)平

(1. 中南大學(xué) 粉末冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 長(zhǎng)沙，410083；2. 中南大學(xué) 有色金屬先進(jìn)結(jié)構(gòu)材料與制造協(xié)同創(chuàng)新中心，湖南 長(zhǎng)沙，410083；3. 中南大學(xué) 輕合金研究院，湖南 長(zhǎng)沙，410083；4. 北京宇航系統(tǒng)工程研究所，北京，100076)

隨著科學(xué)技術(shù)的迅猛發(fā)展，航空航天器的輕量化需求對(duì)鋁合金結(jié)構(gòu)材料高強(qiáng)度高韌性和高應(yīng)力腐蝕抗力提出了具有更高的要求[1?2]。Al-Zn-Mg-Cu系超高強(qiáng)鋁合金具有比強(qiáng)度高、硬度高、經(jīng)濟(jì)耐用、容易加工、較好的耐腐蝕性能和良好的韌性等優(yōu)點(diǎn)[3?6]，經(jīng)過(guò)多年的發(fā)展，美歐發(fā)達(dá)國(guó)家已成功開發(fā)出了 7X75，7X50/7010，7055/7449，7136/7056 等幾代典型的7XXX 系鋁合金，并在航空航天工業(yè)中得到了廣泛的應(yīng)用[7?9]。7085鋁合金是Alcoa公司于2002年開發(fā)出具有高淬透性、高強(qiáng)度、高損傷容限的最新一代先進(jìn)鋁合金。目前，7085鋁合金已成功應(yīng)用于波音787飛機(jī)和空客 A380飛機(jī)的翼梁、起落架等重要承力構(gòu)件[10?12]。研究人員從合金成分、變形加工過(guò)程、熱處理工藝等方面對(duì) 7085鋁合金組織與性能之間的關(guān)系進(jìn)行了許多研究。研究結(jié)果表明：加入微合金元素Sc可提高合金強(qiáng)度和斷裂韌性[13]；7085鋁合金強(qiáng)度隨變形溫度升高而降低，但塑性變化不明顯[14]；在雙級(jí)時(shí)效過(guò)程中，隨著第二級(jí)時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)合金的強(qiáng)度先增大再減小、抗應(yīng)力腐蝕提高，第二級(jí)時(shí)效溫度越高合金強(qiáng)度隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)顯著降低[15]；添加微量稀土元素能細(xì)化組織，合金的綜合性能顯著提高[16?17]。Zr元素是7085鋁合金的主要微合金元素，可以抑制再結(jié)晶和提高合金的強(qiáng)韌耐蝕性能。如何優(yōu)化Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)，提高鍛件綜合性能、降低各向異性傾向成為實(shí)際產(chǎn)生中的亟需解決的問題。本文作者以7085鋁合金鍛件為研究對(duì)象，研究Zr元素對(duì)7085鋁合金鍛件微觀組織及各向異性的影響規(guī)律，為進(jìn)一步提高7085鋁合金鍛件的綜合性能提供指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 材料制備

以高純Al、高純Zn、高純Mg、Al-49.5Cu(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)、Al-4.55Zr和 Al-5.1Ti中間合金為原料配制5種不同Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)鑄錠，其化學(xué)成分見表1。在電阻爐中用石墨坩堝熔煉，熔煉溫度760~800 ℃。除氣劑采用六氯乙烷(C2Cl6)，澆鑄前進(jìn)行除氣、扒渣、靜置約30 min后澆入直徑120 mm預(yù)熱鐵模中。隨后將鑄錠在空氣爐中進(jìn)行均勻化退火處理，均勻化制度為410 ℃/4 h+460 ℃/24 h，隨爐冷卻。在500T四柱液壓機(jī)進(jìn)行等溫多向鍛造實(shí)驗(yàn)，等溫鍛造的等溫鍛造模具采用電阻加熱裝置加熱，等溫鍛造試件為均勻化后車皮成直徑 100 mm、高 100 mm圓柱體試樣，在430 ℃保溫1.0~1.5 h，試樣在400~430 ℃內(nèi)進(jìn)行6道次鐓拔，每道次變形量為50%，第三道鐓粗拔長(zhǎng)后保溫 10 min。等溫鍛造后試樣再進(jìn)行擠壓，擠壓比為3.8:1，擠壓棒材截面由長(zhǎng)×寬為50 mm×50 mm棒材經(jīng)過(guò)固溶處理，固溶熱處理工藝為480 ℃/1 h，室溫水淬。淬火后進(jìn)行時(shí)效，時(shí)效工藝為110 ℃/6 h+160 ℃/8 h 淬火+ 120 ℃/24 h。

表1 7085鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of 7085 aluminum alloy %

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

按國(guó)家標(biāo)準(zhǔn) GB/T 6228—2002規(guī)定沿?cái)D壓方向(長(zhǎng)向 L)與垂直擠壓方向(橫向 T)分別取加工標(biāo)距為18 mm、厚度為2 mm、寬度為6 mm的方形室溫拉伸試樣，在美國(guó)Instron3369力學(xué)試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸力學(xué)性能測(cè)試，測(cè)試速率為2.0 mm/min。

剝落腐蝕實(shí)驗(yàn)按GB/T 22639—2008“鋁合金加工產(chǎn)品的剝落腐蝕試驗(yàn)方法”進(jìn)行，腐蝕介質(zhì)采用 234 g/L NaCl+50 g/L KNO3+6.5 mL/L HNO3(質(zhì)量分?jǐn)?shù)68%)，余量為蒸餾水。腐蝕介質(zhì)體積與剝落腐蝕面積之比為30 mL/cm2，實(shí)驗(yàn)溫度為25 ℃，樣品主試驗(yàn)面暴露在外，其他面采用AB膠水密封，總浸漬時(shí)間為48 h。在浸漬6~24 h內(nèi)觀察試樣的腐蝕情況，然后繼續(xù)浸漬。在浸漬48 h后拍攝樣品腐蝕后的宏觀形貌，并按標(biāo)準(zhǔn)對(duì)腐蝕試樣進(jìn)行評(píng)級(jí)。評(píng)級(jí)代號(hào)如下：N為無(wú)明顯腐蝕；P為點(diǎn)蝕；EA，EB，EC和ED分別代表剝落腐蝕程度逐漸加大。

樣品經(jīng)過(guò)粗磨、精磨和拋光后用Keller試劑腐蝕，進(jìn)行金相組織觀察。

在JSM?6360LV掃描電鏡下觀察室溫拉伸試樣斷口形貌。采用掃描電鏡觀察室溫拉伸試樣的斷口形貌，加速電壓為20 kV。

采用JEM?2100F透射電鏡觀察試樣的微觀組織，采用線切割切取長(zhǎng)×寬×厚為 15 mm×15 mm×2 mm試樣，經(jīng)過(guò)粗磨與細(xì)磨至0.1 mm以下的薄片。薄片經(jīng)過(guò)拋光后沖剪成直徑3 mm圓片，在電解雙噴儀上對(duì)圓片減薄穿孔，電解液為 30%HNO3+70%CH3OH(體積分?jǐn)?shù))，溫度控制在?20~?30 ℃，工作電流為80~120 mA，工作電壓為15~20 V。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 金相組織觀察

不同Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)7085鋁合金鍛件長(zhǎng)截面固溶淬火后金相顯微組織如圖1所示。從圖1可知：不含Zr合金長(zhǎng)截面組織發(fā)生完全再結(jié)晶并晶粒長(zhǎng)大，而含Zr合金長(zhǎng)截面晶界上有被破碎的顆粒沿?cái)D壓方向排列，晶粒被拉長(zhǎng)，并有第二相粒子析出。7085-0.05Zr合金長(zhǎng)截面發(fā)生嚴(yán)重再結(jié)晶，變形晶界處出現(xiàn)明顯的等軸晶，亞晶已開始合并長(zhǎng)大，部分?jǐn)D壓變形纖維組織轉(zhuǎn)變成再結(jié)晶組織；7085-0.08Zr合金長(zhǎng)截面組織發(fā)生明顯再結(jié)晶，開始合并但未明顯長(zhǎng)大，變形組織基本成為了再結(jié)晶組織；7085-0.12Zr合金長(zhǎng)截面擠壓拉長(zhǎng)的晶界存在彎折、弓出并有再結(jié)晶，部分再結(jié)晶發(fā)生長(zhǎng)大，擠壓組織明顯；7085-0.14Zr合金長(zhǎng)截面呈現(xiàn)擠壓纖維組織，晶界出現(xiàn)了彎折、弓出，有少量等軸晶，說(shuō)明有再結(jié)晶存在，值得注意的是晶界處存在黑色的第二相沿?cái)D壓方向分布；7085-0.17Zr長(zhǎng)截面仍保持典型擠壓纖維狀變形組織，且亞晶粒細(xì)小，晶界清晰可見，為發(fā)生再結(jié)晶。隨Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，合金再結(jié)晶減少，晶粒長(zhǎng)寬比增大，亞晶粒細(xì)小。

不同Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)7085鋁合金橫截面固溶淬火后金相顯微組織如圖2所示。由圖2可見：不含Zr合金橫截面組織發(fā)生完全再結(jié)晶且晶粒長(zhǎng)大與其長(zhǎng)截面組織相似，變形組織完全轉(zhuǎn)變成再結(jié)晶組織；7085-0.05Zr合金橫截面組織發(fā)生嚴(yán)重再結(jié)晶，并長(zhǎng)大成粗大的再結(jié)晶組織；7085-0.08Zr合金橫截面以再結(jié)晶組織為主，有許多細(xì)小等軸晶且再結(jié)晶合并長(zhǎng)大；7085-0.12Zr合金橫截面組織晶粒為壓扁狀且與長(zhǎng)截面組織相似，晶界處存在大量細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，有些開始合并長(zhǎng)大；7085-0.14Zr合金橫截面組織晶粒細(xì)小，出現(xiàn)輕微的再結(jié)晶；7085-0.17Zr合金橫截面組織再結(jié)晶百分?jǐn)?shù)、晶粒粒徑比7085-0.14Zr合金的有所增加。合金橫截面晶粒粒徑和再結(jié)晶百分?jǐn)?shù)隨 Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加先減小再增加，長(zhǎng)截面與橫截面組織存在一定的差異性，在性能上可能表現(xiàn)出一定的各向異性。

2.2 力學(xué)性能

圖1 不同Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)的7085合金長(zhǎng)截面處理后的顯微組織Fig. 1 Long section microstructures of 7085 aluminum alloy with different Zr contents

圖2 不同Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)的7085合金橫截面處理后的顯微組織Fig. 2 Cross section Microstructures of 7085 aluminum alloy with different Zr contents

不同Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)的7085鋁合金室溫拉伸力學(xué)性能如圖3所示。從圖3可以看出：合金擠壓方向(L?T)和垂直擠壓方向(T?L)的抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)一致變化規(guī)律，隨著Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，先增加后減少并在Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.12%時(shí)達(dá)到峰值，合金L?T方向的強(qiáng)度比T?L方向的高且在Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.12%時(shí)強(qiáng)度差異最小。從圖3還可以看出：不同Zr合金L?T向和T?L向的伸長(zhǎng)率變化規(guī)律相似，隨著Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加伸長(zhǎng)率下降，L?T向伸長(zhǎng)率比T?L向的大，L?T向與T?L向伸長(zhǎng)率的差異隨 Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)變化不大。7085-0.12Zr鋁合金L?T向與T?L向強(qiáng)度達(dá)到峰值，L?T向和T?L向強(qiáng)度峰值分別為568.2 MPa，562.8 MPa，伸長(zhǎng)率分別為10.8%，8.9%；當(dāng)Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)＜0.12%時(shí)，隨著Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加合金強(qiáng)度增加，因?yàn)樘砑覼r可抑制合金再結(jié)晶細(xì)化合金組織，獲得了結(jié)構(gòu)強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化的作用。當(dāng)Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)＞0.12%時(shí)，合金的組織已基本穩(wěn)定(圖1和圖2)，合金的組織不再是影響性能的主要因素，而析出相成為合金性能變化的主要因素。合金進(jìn)一步提高Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)，會(huì)有粗大的Al3Zr初生相析出，從而基體中固溶的Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)減少，從而降低合金亞穩(wěn)立方Al3Zr相的體積分?jǐn)?shù)。當(dāng)Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)較高時(shí)，Zr與空位結(jié)合較易，降低了空位濃度，降低了強(qiáng)化相的彌散程度。合金中形成較粗大Al3Zr相且分布不均勻，在時(shí)效中，粗大的平衡相在Al3Zr粒子上非均勻形核析出，降低了基體中溶質(zhì)原子的過(guò)飽和度，進(jìn)而導(dǎo)致沉淀強(qiáng)化相的減少，因此合金Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)進(jìn)一步增加降低了時(shí)效強(qiáng)化效果，性能上表現(xiàn)出強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率的下降。在強(qiáng)度性能表現(xiàn)出明顯的各向異性，合金在L?T向的力學(xué)性能優(yōu)于T?L向的力學(xué)性能。從圖3可知：7085鋁合金隨Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加強(qiáng)度先增加再減小、伸長(zhǎng)率下降。

平面各向異性指數(shù)(IPA)計(jì)算公式為

式中：Xmax為不同方向強(qiáng)度或伸長(zhǎng)率的最大值；Xmin為不同方向強(qiáng)度或伸長(zhǎng)率的最小值。合金室溫拉伸力學(xué)性能及平面各向異性指數(shù)(IPA)如表2所示，從表2可知：隨Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，強(qiáng)度各向異性指數(shù)和伸長(zhǎng)率各向異性指數(shù)先減小再增加，并在 Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.12%時(shí)各向異性指數(shù)最小，所以7085鋁合金為獲得小的各向異性，Zr的添加范圍應(yīng)為0.12%~0.14%。

圖3 合金不同Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)的室溫拉伸力學(xué)性能Fig. 3 Room temperature tensile mechanical properties of alloy with different Zr contents

2.3 室溫拉伸斷口形貌

不同Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)7085鋁合金擠壓方向(L?T)和垂直擠壓方向(T?L)室溫拉伸樣品斷口SEM照片分別如圖4和圖5所示。從圖4和圖5可以看出：合金斷口形貌存在明顯差異，在力學(xué)性能表現(xiàn)出各向異性。值得注意的是，合金橫向斷口形貌韌窩排列具有一定的方向性，說(shuō)明其斷裂按一定的方向性進(jìn)行，這與合金性能的各向異性存在一定的關(guān)系。與擠壓方向斷口形貌相比，橫向斷口韌窩少而淺，特別是 7085-0.17Zr合金橫向斷口韌窩少、斷口平整。Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.05%時(shí)，擠壓向拉伸斷口形貌以韌窩斷口為主，橫向拉伸斷口形貌為韌窩型穿晶斷裂與沿晶斷裂混合型斷裂方式，且韌窩排列具有一定的方向性，擠壓方向與橫向斷裂機(jī)制存在一定的差異性；Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.08%時(shí)，擠壓向拉伸斷口主要由穿晶斷裂韌窩組成，存在部分沿晶斷裂方式，斷口表面分布著大而深的韌窩，韌窩直徑不均，未見粗大的第二相粒子，表明具有良好的塑性，橫向斷裂方式為穿晶韌窩斷裂與沿晶斷裂混合方式，韌窩直徑不均，韌窩排列具有一定方向性，沿晶斷裂增加，塑性降低；Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.12%時(shí)，擠壓向拉伸斷口形貌為穿晶斷裂和沿晶斷裂混合型斷裂形貌，韌窩不明顯，橫向斷裂機(jī)制是沿晶斷裂和穿晶斷裂；7085-0.14Zr和7085-0.17Zr合金擠壓方向斷口仍是混合型斷裂方式，但是其橫向轉(zhuǎn)變成以沿晶斷裂為主的斷裂機(jī)制。隨Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，合金室溫拉伸斷口以韌窩型穿晶斷裂為主，沿晶斷裂比例增大。變形時(shí)，由粗大第二相粒子的釘扎作用，使位錯(cuò)大量堆積，造成應(yīng)力集中，易在晶界粗大平衡相上萌生裂紋，導(dǎo)致沿晶斷裂，大大降低合金的塑性[18?20]；合金存在斷裂方式的各向異性，這可能與析出相的大小、分布和數(shù)量有關(guān)[21]。

2.4 剝落腐蝕

圖6和圖7所示分別為不同Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)7085合金在剝落腐蝕介質(zhì)中浸泡48 h后長(zhǎng)截面和橫截面表面腐蝕形貌圖。從圖6和圖7可知：經(jīng)過(guò)48 h浸泡后，隨Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，抗剝落腐蝕能力提高，經(jīng)過(guò)固溶態(tài)組織和時(shí)效態(tài) TEM 顯微組織結(jié)果認(rèn)為，這可能與Zr元素抑制合金再結(jié)晶、細(xì)化晶粒以及Al3Zr粒子均勻彌散分布有關(guān)。7085合金長(zhǎng)截面表面嚴(yán)重分層，穿入到金屬深處，有大量腐蝕產(chǎn)物剝落，經(jīng)評(píng)定剝落等級(jí)為EB+；7085合金橫截面腐蝕表面嚴(yán)重點(diǎn)蝕，還有腐蝕產(chǎn)物剝落，并深入試樣表面，經(jīng)評(píng)定剝落等級(jí)為PC+。7085-0.05Zr合金長(zhǎng)截面呈剝落現(xiàn)象，存在嚴(yán)重分層，有腐蝕產(chǎn)物剝落，腐蝕穿入金屬，經(jīng)評(píng)定剝落等級(jí)為EB；7085-0.05Zr合金橫截面腐蝕表面嚴(yán)重點(diǎn)蝕，有少量腐蝕產(chǎn)物剝落，并深入合金表面，經(jīng)評(píng)定剝落等級(jí)為PC+。7085-0.08Zr合金長(zhǎng)截面表面明顯分層，并穿入金屬，有部分腐蝕面出現(xiàn)剝落，經(jīng)評(píng)定剝落等級(jí)為EA+；其橫截面嚴(yán)重點(diǎn)蝕，輕微的深入合金表面，經(jīng)評(píng)定剝落等級(jí)為PC。7085-0.12Zr合金長(zhǎng)截面腐蝕表面明顯起皮，出現(xiàn)爆皮并穿入合金表面，經(jīng)評(píng)定剝落等級(jí)為 EA；其橫截面腐蝕表面嚴(yán)重點(diǎn)蝕，經(jīng)評(píng)定剝落等級(jí)為 PB+。7085-0.14Zr合金和7085-0.17Zr合金長(zhǎng)截面出現(xiàn)爆皮，并深入合金表面，溶液中存在剝落產(chǎn)物，經(jīng)評(píng)定剝落等級(jí)分別為 PC、PC+；7085-0.14Zr合金和7085-0.17Zr合金橫截面出現(xiàn)點(diǎn)蝕較嚴(yán)重，經(jīng)評(píng)定剝落等級(jí)分別為PB、PB。Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于 0.14%的合金抗剝落腐蝕效果最好，長(zhǎng)截面與橫截面腐蝕等級(jí)相差最小。

表2 合金平面各向異性指數(shù)Table 2 IPA index of alloy

圖4 不同Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)合金擠壓方向的拉伸斷口SEM照片F(xiàn)ig. 4 SEM images of tensile fractures of alloy extrusion direction with different Zr contents

圖5 不同Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)合金橫向的拉伸斷口SEM照片F(xiàn)ig. 5 SEM images of tensile fractures of alloy transverse with different Zr contents

合金剝落腐蝕等級(jí)結(jié)果如表3所示。由表3可知：不同Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)合金剝落腐蝕程度不同，同合金不同腐蝕面呈現(xiàn)一定差異。Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.14%時(shí)抗剝落腐蝕性能最好，腐蝕各向異性最小。剝落腐蝕產(chǎn)生各向異性在于合金組織的差異。由圖1和圖2可以看出：長(zhǎng)截面組織晶粒呈層狀分布具有明顯的方向性，造成該面腐蝕坑之間相互連接演變成分層剝落；橫截面組織晶粒無(wú)明顯方向性基本為等軸晶，腐蝕坑之間相互獨(dú)立，呈現(xiàn)為點(diǎn)蝕為主。剝落腐蝕是Al-Zn-Mg-Cu系局部腐蝕形式之一，優(yōu)先在晶界粗大相腐蝕。試樣晶粒與表面平行呈現(xiàn)扁平狀，腐蝕產(chǎn)物體積膨脹產(chǎn)生應(yīng)力而使腐蝕沿與表面平行的晶界發(fā)展演變成剝落腐蝕。Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于0.12%時(shí)抑制再結(jié)晶，未再結(jié)晶組織存在大量的亞晶粒，阻礙了腐蝕應(yīng)力通道，從而提升了合金的抗腐蝕性能，這與金相組織和 TEM 顯微組織結(jié)果吻合。

圖8所示為合金腐蝕48 h后質(zhì)量損失。由圖8可知：合金長(zhǎng)截面質(zhì)量損失大于橫截面質(zhì)量損失，合金試樣質(zhì)量損失隨Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)的提高而減少，即合金的抗腐蝕能力隨Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加而提高。合金質(zhì)量損失結(jié)果與圖6、圖7和表3的結(jié)果相吻合。

表3 合金剝落腐蝕等級(jí)Table 3 Level of exfoliation corrosion of alloy

圖6 合金長(zhǎng)截面的剝落腐蝕形貌Fig. 6 Exfoliation corrosion appearances of alloy long section under different aging conditions

圖7 合金橫截面的剝落腐蝕形貌Fig. 7 Exfoliation corrosion appearances of alloy cross section under different aging conditions

2.5 顯微組織

圖8 合金腐蝕48 h后的質(zhì)量損失Fig. 8 Mass loss of alloys after exfoliation corrosion for 48 h

圖9 不同Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)7085合金長(zhǎng)截面的TEM顯微組織Fig. 9 TEM images of long section of 7085 alloy with different Zr contents

圖9所示為不同Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)7085鋁合金時(shí)效態(tài)長(zhǎng)截面TEM顯微組織。從圖9可以看出：Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.05%時(shí)晶內(nèi)Al3Zr析出相數(shù)量少，晶界處分布連續(xù)的長(zhǎng)條狀析出相且存在一定寬度的晶界無(wú)沉淀析出帶(PFZ)；Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.08%時(shí)，晶內(nèi)Al3Zr顆粒增多分布不均；Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.12%時(shí)Al3Zr顆粒數(shù)量多、尺寸細(xì)小、晶內(nèi)晶界均勻分布，亞晶粒細(xì)小，晶界處分布不連續(xù)析出相且晶界無(wú)沉淀析出帶(PFZ)變窄；Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為 0.17%時(shí)，Al3Zr顆粒數(shù)量多但變粗大且尺寸不一、分布不均，橢圓狀析出相在晶界離散分布，晶界無(wú)沉淀析出帶(PFZ)較窄。隨Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，晶內(nèi)Al3Zr顆粒數(shù)量增多、晶界無(wú)沉淀析出帶(PFZ)變窄，提高合金強(qiáng)度和抗腐蝕性能。對(duì)合金PFZ寬化在一定程度上限制共格Al3Zr粒子抑制合金再結(jié)晶能力，從而對(duì)合金最終的力學(xué)性能和腐蝕性能有害。在鋁合金中加入一定量的Zr，在熱處理過(guò)程中析出大量且彌散分布Al3Zr粒子，與基體共格能強(qiáng)烈釘扎位錯(cuò)與晶界，阻礙位錯(cuò)與晶界的遷移[22?23]，從而抑制合金再結(jié)晶，使合金獲得結(jié)構(gòu)強(qiáng)化與析出強(qiáng)化，合金的強(qiáng)度大大提升，韌性仍保持在較高的水平，從而使合金具有較好的綜合性能。這與7085鋁合金的固溶態(tài)組織與時(shí)效態(tài)后力學(xué)性能的結(jié)果相吻合。

3 結(jié)論

1)在一定范圍內(nèi)，隨Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，7085鋁合金強(qiáng)度先增大后降低、伸長(zhǎng)率下降。Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.12%時(shí)，強(qiáng)度達(dá)到峰值：合金擠壓方向(L?T)強(qiáng)度為578.8 MPa、垂直擠壓方向(T?L)強(qiáng)度為562.8 MPa。

2)7085鋁合金性能各向異性隨Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加先減小后增大，Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.12%時(shí)，合金各向異性最小；Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.14%時(shí)，抗剝落腐蝕最佳，且長(zhǎng)截面與橫截面腐蝕等級(jí)差異最小；合金橫截面比長(zhǎng)截面抗剝落性能好。所以，7085鋁合金Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)最佳添加范圍為0.12%~0.14%。

3)隨Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加7085鋁合金室溫力學(xué)拉伸斷口斷裂機(jī)制由韌窩型穿晶斷裂轉(zhuǎn)變成沿晶斷裂，塑性降低；Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.12%時(shí)，合金彌散均勻分布細(xì)小的Al3Zr粒子很好地抑制合金再結(jié)晶細(xì)化晶粒，提高合金的強(qiáng)度和抗腐蝕性能。

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