鑄造Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金熱處理析出相轉(zhuǎn)變及其對力學(xué)性能的影響

周殿買，范軍，韓慶利，李家衡，張英波，徐彬

鑄造Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金熱處理析出相轉(zhuǎn)變及其對力學(xué)性能的影響

周殿買1，范軍1，韓慶利1，李家衡2，張英波2，徐彬3

（1. 中車長春軌道客車股份有限公司，長春 130051；2. 西南交通大學(xué) 材料先進(jìn)技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，成都 610031；3. 長春汽車工業(yè)高等?？茖W(xué)校，長春 130013）

為滿足高速列車關(guān)鍵部件的輕量化需求，開發(fā)高性能鑄造鋁合金。熔煉鑄造了低鋅、低鎂且含微量鈧的Al-5.78Zn-1.63Mg-1.75Cu-0.17Zr-0.22Sc（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）合金，對合金實(shí)施了雙級均勻化處理及“固溶+時(shí)效”（T6）工藝，結(jié)合光鏡（OM）、X射線衍射儀（XRD）、掃描電鏡（SEM）、能譜儀（EDS）及透射電鏡（TEM）多種分析測試手段，對比研究合金在鑄態(tài)、均勻化態(tài)及T6處理態(tài)下的微觀組織特征，重點(diǎn)關(guān)注了析出相的演變，并通過室溫拉伸性能實(shí)驗(yàn)測試合金的力學(xué)性能。鑄態(tài)合金中的析出相以粗大的Mg(Zn,Cu,Al)2相為主，且分布于晶界或枝晶界，在室溫拉伸過程中粗大的Mg(Zn,Cu,Al)2相割裂基體，造成合金在彈性變形階段的脆斷，基本無伸長率；雙級均勻化處理后，晶界及枝晶間的第二相明顯減少，晶內(nèi)析出了大量的針狀相Mg(Zn,Cu,Al)2，而T6處理后，晶內(nèi)針狀相基本消失，時(shí)效過程中析出以η'-MgZn2相為主的高密度彌散分布納米析出相，其平均尺寸為（9.2±0.9）nm，相比于鑄態(tài)，T6處理后合金的抗拉強(qiáng)度從417 MPa提高到577 MPa，且展現(xiàn)出一定的伸長率。T6處理后合金中析出相由粗大的針狀相轉(zhuǎn)變?yōu)楦呙芏葟浬⒎植技{米析出相，該析出相可在變形過程中有效釘扎位錯(cuò)，從而提高合金力學(xué)性能。

Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金；熱處理；析出相；力學(xué)性能

鋁合金因其密度低、耐腐蝕性能優(yōu)異及比強(qiáng)度高等優(yōu)點(diǎn)，成為結(jié)構(gòu)輕量化設(shè)計(jì)的首選材料[1-3]。Al-Zn-Mg-Cu系合金是7×××系超高強(qiáng)度鋁合金（屈服強(qiáng)度超過500 MPa）的主要分支之一，屬于可熱處理強(qiáng)化型變形鋁合金[4-6]。該系合金因其強(qiáng)韌性高、加工性能優(yōu)良、耐蝕性及焊接性較好而被大量用于航天航空領(lǐng)域，特別是先進(jìn)飛機(jī)的大型結(jié)構(gòu)件，并成為該領(lǐng)域的主要結(jié)構(gòu)材料[7-8]。近年來，隨著我國高速列車的迅速發(fā)展，7×××系鋁合金在軌道交通領(lǐng)域展現(xiàn)了極大的應(yīng)用前景。列車上一些高承載的零部件，如枕梁、轉(zhuǎn)向架各類支撐座、軸箱體等，均可選用鑄造7×××系鋁合金來制造，以進(jìn)一步實(shí)現(xiàn)高速列車輕量化，尤其轉(zhuǎn)向架輕量化[9]。我國對于7×××系鋁合金的研究起步較晚、基礎(chǔ)薄弱，在新合金研發(fā)、制備、熱處理及生產(chǎn)管理等方面與發(fā)達(dá)國家尚且存在較大差距，難以滿足國內(nèi)當(dāng)下對高性能鑄造7×××系鋁合金的需求。因此，對7×××系鋁合金展開系統(tǒng)而深入的研究具有重大意義。

微合金化是提高鋁合金性能的一種有效手段[10-11]。在早期的7×××系鋁合金研究中，常添加Cr和Mn元素以形成可抑制再結(jié)晶的Al18Cr2Mg3、Al7Cr、Al6Mn等高溫析出相，從而提高合金的強(qiáng)韌性并改善抗應(yīng)力腐蝕性能。后來的研究發(fā)現(xiàn)，上述富Cr或Mn的高溫析出相與基體是非共格的，淬火時(shí)易成為η-MgZn2相的形核核心，從而弱化了后續(xù)的時(shí)效硬化能力[12-13]。Zr元素在降低合金淬火敏感性方面優(yōu)于Cr，且同樣具備抑制再結(jié)晶、提高韌性的效果，因此，在后來的研究中，Zr取代Cr和Mn而成為發(fā)展7×××系鋁合金的必要合金化元素[14-15]。含Zr的7×××系鋁合金中，Zr可在凝固過程中析出具有四方結(jié)構(gòu)的Al3Zr，一次Al3Zr可作為包晶反應(yīng)的異質(zhì)核心從而細(xì)化合金鑄態(tài)組織[16]。此外，由于鑄造時(shí)冷卻速度較快，基體中含有過飽和的Zr元素，在均勻化過程中會析出亞穩(wěn)L12結(jié)構(gòu)的Al3Zr相，該相與基體共格，能夠顯著抑制再結(jié)晶又不至于增加合金的淬火敏感性[13]。Sc元素因兼具稀土元素的熔體凈化、晶粒細(xì)化作用和過渡族元素的阻礙再結(jié)晶作用且效果較其他稀土或過渡族元素更為顯著，而成為7×××系鋁合金微合金化的研究熱點(diǎn)之一[17]。研究表明，在聯(lián)合添加Sc和Zr的7×××系鋁合金中，Zr可以置換Al3Sc相中部分Sc元素而形成Al3(Sc,Zr)相，這樣不僅可以降低Sc產(chǎn)生的高成本，還能夠協(xié)同發(fā)揮二者的作用[18]。Al-Zn-Mg- Cu-Zr-Sc合金體系是當(dāng)前7×××系鋁合金的重要發(fā)展分支之一。另一方面，降低合金中Zn和Mg元素的含量有利于降低合金鑄造凝固過程中的熱裂傾向，從而有利于提高鑄錠合格率[18-19]。因此，文中體系目標(biāo)為低鋅、低鎂且含微量Zr與Sc的Al-Zn-Mg-Cu合金。

相比于5×××系和6×××系等在輕量化領(lǐng)域常用的鋁合金，7×××系鋁合金的合金化程度更高，在凝固階段容易產(chǎn)生溶質(zhì)元素偏析并形成大量非平衡共晶組織。因此，除了成分優(yōu)化設(shè)計(jì)、鑄造工藝和熱加工工藝外，熱處理工藝對7×××系鋁合金組織性能的改善也十分重要[20]。7×××系鋁合金是典型的時(shí)效可硬化鋁合金，析出相特性對其力學(xué)性能有顯著影響，對揭示熱處理過程中合金析出相的演變規(guī)律及其對力學(xué)性能的影響尤為重要。7×××系鋁合金鑄造性能較差，當(dāng)前多以變形件使用，而對高性能鑄造7×××系鋁合金的研究開發(fā)工作重視度不夠[21]。為此，文中設(shè)計(jì)并制備了低鋅、低鎂且含微量鈧的Al-5.78Zn- 1.63Mg-1.75Cu-0.17Zr-0.22Sc（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鑄態(tài)合金，探索合金在鑄態(tài)、均勻化態(tài)及T6處理態(tài)下顯微組織（尤其是第二相）的演變規(guī)律，進(jìn)而闡釋其對力學(xué)性能的影響規(guī)律，為開發(fā)低合金化高性能鑄造Al-Zn-Mg-Cu合金提供理論與實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

研究使用的Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金是由質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.90%的工業(yè)純鋁、99.90%的純鋅、99.90%的純鎂、中間合金Al-50Cu（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）、中間合金Al-10Zr（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）和中間合金Al-2Sc（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）在井式電阻爐中按相應(yīng)設(shè)計(jì)成分配制熔煉而成。熔煉時(shí)，首先將電阻爐的溫度逐步升至500 ℃，隨后加入鋁錠。繼續(xù)升溫至鋁錠完全熔化，此時(shí)熔體溫度升至680～700 ℃，加入Al-50Cu中間合金。熔體溫度升至730 ℃左右時(shí)，先后加入Al-10Zr和Al-2Sc。待溫度降至690～710 ℃后加入純Zn及純Mg，并撒上適量的覆蓋劑以降低Zn和Mg元素的燒損。當(dāng)所有合金材料熔化后，開始攪拌、撈渣。最后，在720 ℃下將熔體澆入預(yù)熱的金屬型模具中（模具預(yù)熱溫度為200 ℃），空冷獲得直徑為95 mm、高為200 mm的圓錠。合金的實(shí)際成分由PE 7300DV型電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜（Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectroscopy, ICP-AES）測定，其結(jié)果如表1所示。為改善鑄造過程中產(chǎn)生的成分偏析，鑄造后進(jìn)行均勻化處理，其工藝參數(shù)為：420 ℃/12 h+ 465 ℃/24 h（爐冷）。均勻化后再進(jìn)行固溶+時(shí)效的T6處理，工藝參數(shù)為：465 ℃/2 h（水淬）+120 ℃/24 h（油浴水淬）。均勻化處理和固溶處理在SG-5-12型箱式電阻爐中進(jìn)行。時(shí)效處理在HH-S型數(shù)顯恒溫油浴爐中進(jìn)行，油浴加熱介質(zhì)為二甲基硅油。

顯微組織觀察均選用鑄錠中心部位同一區(qū)域進(jìn)行分析。依次采用80、240、400、800、1 500、2 000目砂紙對試樣進(jìn)行粗磨和精磨，使磨面平整且在強(qiáng)光下無明顯過深劃痕。隨后用1.5 μm金剛石拋光膏粗拋，再用1.0 μm及0.5 μm金剛石拋光膏精拋，直至磨面成潔凈的鏡面。選用Keller腐蝕劑（2.5 mL HNO3+1.5 mL HCl+1 mL HF+95 mL H2O）浸蝕磨拋后的試樣，并在Zeiss Axio Lab A1型光學(xué)顯微鏡下攝取典型視場。采用Empyrean型X射線衍射儀進(jìn)行物相檢測，設(shè)備加速電壓為60 kV，光源為Cu Kα射線（=0.154 18 nm），掃描范圍為10°～90°。采用Jade 6.0軟件對XRD圖譜進(jìn)行分析。采用JSM 7800F型場發(fā)射掃描電子顯微鏡（Scanning Electron Microscopy，SEM）結(jié)合能譜儀（Energy Disperse Spectroscopy，EDS）觀察和分析微區(qū)元素分布、第二相及拉伸斷口形貌。透射電子顯微鏡（Transmission Electron Microscopy，TEM）用來觀察納米析出相的種類、形貌及分布，制樣過程先后包括機(jī)械減薄、沖孔及電解雙噴減薄。將試樣機(jī)械減薄至60 μm以下后用打孔機(jī)沖出3 mm圓片，隨后對圓片進(jìn)行雙噴減薄，雙噴電解液為體積分?jǐn)?shù)為25%的HNO3和75%的CH3OH的混合溶液，其溫度控制在?20～?25 ℃。采用FEI Tecnai G2 F30型透射電子顯微鏡觀察時(shí)效態(tài)合金的微觀組織，加速電壓為200 kV。室溫拉伸性能在CMT 5105型微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度為1 mm/min。試樣依據(jù)標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228.1—2010設(shè)計(jì)，其尺寸如圖1所示。試驗(yàn)樣品在各個(gè)鑄錠上的取樣區(qū)域一致。

表1 實(shí)驗(yàn)合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）

Tab.1 Chemical composition of experimental alloy (mass fraction) %

圖1 拉伸試樣的設(shè)計(jì)尺寸

2 結(jié)果與分析

2.1 不同熱處理狀態(tài)對合金顯微組織的影響

Al-5.78Zn-1.63Mg-1.75Cu-0.17Zr-0.2Sc（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）合金的鑄態(tài)及均勻化態(tài)金相組織如圖2所示?？梢钥吹?，合金鑄態(tài)組織主要由α-Al等軸晶和位于晶界處的共晶組織構(gòu)成。從圖2b可觀察到黑色層片狀的共晶結(jié)構(gòu)（如圖2b中箭頭所示，層片間距為亞微米級），在其周圍分布有凝固冷卻過程中析出的超細(xì)-MgZn2顆粒（圖2b中Fine Particles，類似現(xiàn)象可見文獻(xiàn)[22]）。在晶內(nèi)基本沒有細(xì)小析出相顆粒，這說明合金的晶界偏析嚴(yán)重。另外，在晶內(nèi)還可觀察到粗大（5～50 μm）灰色多邊形相（圖2b中Polygonal Phase，相的邊緣斷續(xù)分布有黑色顆粒）。

圖2c—d為經(jīng)400 ℃×12 h+465 ℃×24 h均勻化處理后合金的光學(xué)顯微組織。與鑄態(tài)（見圖2a）相比，均勻化處理后晶界及枝晶間的第二相明顯減少，在隨爐冷卻過程中，因冷卻速度足夠小，晶內(nèi)析出了大量的針狀相（Needle-Like Precipitate），鑄態(tài)析出的多邊形相（Polygonal Phase）依然存在，且分布與尺寸未發(fā)現(xiàn)明顯變化。

鑄態(tài)合金的X射線衍射（XRD）圖譜如圖3所示，可知，鑄態(tài)合金的主要組成相為α-Al和Mg(Zn,Cu,Al)2相，合金中含其他元素的第二相因含量過低而未能檢測到。為進(jìn)一步分析合金均勻化態(tài)下第二相的類型與分布，文中進(jìn)行了掃描電鏡（SEM）觀察與能譜（EDS）分析，掃描電鏡觀測結(jié)果如圖4所示，可以看出，均勻化處理后合金晶界處第二相含量明顯降低，而晶內(nèi)針狀相的密度顯著增加。圖4中代表性第二相的EDS分析結(jié)果見表2。三叉晶界處存在島狀相（如所指），成分分析結(jié)果為Mg(Zn,Cu,Al)2相，該相在鑄態(tài)時(shí)大量存在于晶界處，而在均勻化保溫階段大部分得到回溶，均勻化合金晶界處只殘留少部分。沿晶界析出的第二相多呈短棒狀且分布不連續(xù)（如所指），成分分析結(jié)果仍為Mg(Zn,Cu,Al)2相，該相是由均勻化后隨爐冷卻過程中二次析出產(chǎn)生的，同樣由二次析出產(chǎn)生的還有于晶內(nèi)析出的針狀第二相，且晶體學(xué)取向差異可能導(dǎo)致針尖指向有所不同（如所指）。此外，沿著晶界還觀察到了Al-Zn-Mg- Cu系合金中常見的Al7Cu2Fe雜質(zhì)相（如和所指）。同樣地，晶粒的中心位置仍保留了多邊形相，能譜分析其為Al3(Zr,Sc)相（所指）。戴曉元等[23]指出，從熔體中析出的一次Al3(Zr,Sc)粒子具有與α-Al相同的晶體結(jié)構(gòu)且晶格錯(cuò)配度僅為1.5%，是α-Al凝固結(jié)晶的有效異質(zhì)核心。換而言之，Sc的晶粒細(xì)化作用主要依賴于Al3(Zr,Sc)粒子。

圖2 Al-5.78Zn-1.63Mg-1.75Cu-0.17Zr-0.22Sc（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）合金的鑄態(tài)及均勻化態(tài)金相顯微組織

圖3 Al-5.78Zn-1.63Mg-1.75Cu-0.17Zr-0.22Sc（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）合金鑄態(tài)XRD圖譜

圖4 Al-5.78Zn-1.63Mg-1.75Cu-0.17Zr-0.22Sc（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）合金均勻化態(tài)SEM-BSE顯微組織圖像

表2 圖4中標(biāo)記點(diǎn)化學(xué)成分的EDS分析結(jié)果（原子數(shù)分?jǐn)?shù)）

Tab.2 Chemical composition of the points marked in Fig.4 determined by EDS analysis (atom fraction) %

鑄態(tài)及均勻化態(tài)合金中第二相尺寸較大且晶界均存在一定數(shù)量塊狀相，粗大分布不均的析出相會減弱合金力學(xué)性能[24-25]。為了進(jìn)一步提高含Sc鋁合金的力學(xué)性能，通過T6處理將大部分第二相固溶至基體，再時(shí)效析出彌散細(xì)小的第二相。圖5為合金的T6態(tài)顯微組織，由圖5a和b的金相顯微組織可以看出，合金中晶界處及晶內(nèi)微米級的Mg(Zn,Cu,Al)2已大部分消除。圖5c和d為T6態(tài)樣品SEM圖?？梢园l(fā)現(xiàn)，T6處理后晶內(nèi)的微米級針狀第二相已基本消失，晶間仍殘留有較多塊狀相，能譜分析表明這種相為S（Al2CuMg）相。根據(jù)文獻(xiàn)[26]，此處S相應(yīng)是由Mg(Zn,Cu,Al)2相在固溶過程中發(fā)生相變轉(zhuǎn)化而來。圖5d中同樣觀察到了Al3(Zr,Sc)多邊形相和Al7Cu2Fe雜質(zhì)相。透射電子顯微鏡（TEM）表征用來進(jìn)一步核實(shí)晶內(nèi)是否有第二相析出并鑒定其析出相種類，結(jié)果如圖6所示。從圖6a可以發(fā)現(xiàn)，晶內(nèi)有高密度彌散分布的納米尺度析出相，其平均尺寸約（9.2±0.9）nm。圖6b為<100>Al方向的電子衍射花樣，其中最明亮的衍射斑來自α-Al基體，從1/2{200}位置處可觀察到明亮的超點(diǎn)陣斑點(diǎn)，結(jié)合文獻(xiàn)[27]可知，此超點(diǎn)陣斑點(diǎn)來自L12-Al3(Zr,Sc)粒子。Wang等[28]將Al-1.56Zn-1.59Mg-0.39Mn-0.19Sc-0.1Zr（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）合金進(jìn)行雙級時(shí)效處理后，在晶內(nèi)也發(fā)現(xiàn)了彌散分布的Al3(Zr,Sc)。此外，1/3{220}和2/3{220}處微弱的衍射斑表明T6處理合金中彌散分布的納米析出物主要為η'-MgZn2相[29]。

2.2 不同熱處理狀態(tài)對合金力學(xué)性能的影響

對鑄態(tài)及T6處理態(tài)合金進(jìn)行了室溫拉伸性能測試，結(jié)果如表3所示。鑄態(tài)合金拉伸過程呈現(xiàn)出明顯的脆斷特征，幾乎無伸長率。鑄態(tài)Al-Zn-Mg-Cu合金因其存在較多粗大的析出相，通常表現(xiàn)出脆斷特征，如文獻(xiàn)[30]報(bào)道，Al-6Zn-1.4Mg-1.2Cu（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）合金的伸長率僅為0.99%，添加合金元素Ni后，其伸長率可提升至1.86%。鑄態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度為419 MPa，因其脆斷特征，無明顯屈服，因此未考慮其屈服強(qiáng)度。合金經(jīng)過T6處理后，其抗拉強(qiáng)度（Ultimate Tensile Strength，UTS）與屈服強(qiáng)度（Yield Strength，YS）可達(dá)到577 MPa與419 MPa，伸長率（Elongation，EL）為3.5%，抗拉強(qiáng)度提高了158 MPa，且呈現(xiàn)一定塑性，表現(xiàn)出更好的綜合力學(xué)性能。值得一提的是，文中合金Zn和Mg含量均不高且未經(jīng)塑性變形，但其抗拉強(qiáng)度卻超過了550 MPa，可與一些商用7×××系變形合金相媲美，表明文中合金成分設(shè)計(jì)具有一定的效果。

圖5 T6處理態(tài)合金顯微組織

圖6 T6態(tài)Al-5.78Zn-1.63Mg-1.75Cu-0.17Zr-0.22Sc（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）合金TEM圖像及選區(qū)電子衍射花樣

表3 合金在鑄態(tài)及T6處理態(tài)的室溫拉伸性能

Tab.3 Tensile properties of the as-cast alloy and as-T6-treated alloy at room temperature

統(tǒng)計(jì)各熱處理狀態(tài)合金的晶粒尺寸，其中鑄態(tài)、均勻化態(tài)、T6態(tài)合金平均晶粒尺寸約為（40.2±3.8）、（41.4±2.6）、（45.8±2.4） μm，并未表現(xiàn)出顯著差異，T6處理后，合金晶粒尺寸有一定粗化，但總體變化不大，可以推測熱處理對合金力學(xué)性能的影響與晶粒尺寸關(guān)系不大。由前文顯微組織中第二相的分析結(jié)果可知，鑄態(tài)合金中存在2類粗大的第二相：初生Al3(Zr,Sc)與Mg(Zn,Cu,Al)2。初生Al3(Zr,Sc)是從熔體中直接析出的，具有四方結(jié)構(gòu)，能顯著細(xì)化合金的鑄態(tài)晶粒[16]。顯然，均勻化處理后殘留的粗大相會危害合金的塑性，增大后續(xù)變形開裂傾向，尤其對于針狀的Mg(Zn,Cu,Al)2相。經(jīng)過T6處理后，晶內(nèi)針狀的Mg(Zn,Cu,Al)2基本消失，保留了塊狀的Al3(Zr,Sc)相，且因固溶時(shí)效過程中的相變[26]，Mg(Zn,Cu,Al)2相部分轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀的Al2CuMg，晶粒內(nèi)部則析出了高密度彌散分布的納米η'-MgZn2。鑄態(tài)合金中沿晶界分布的粗大Mg(Zn,Cu,Al)2相將顯著降低材料的塑性，使合金表現(xiàn)出脆性斷裂[31-32]，這得益于Al3(Sc,Zr)粒子引起晶粒細(xì)化，鑄態(tài)合金表現(xiàn)出較高的抗拉強(qiáng)度。

在Al-Zn-Mg-Cu合金中，其主要強(qiáng)化機(jī)制為析出強(qiáng)化，包含切過機(jī)制（Shearing Mechanism）與繞過機(jī)制（Orowan bypass Strengthening），對尺寸較大的析出相而言，通過以切過繞過機(jī)制為主，而對于尺寸較小的析出相，通常表現(xiàn)為切過機(jī)制[33]。諸多研究表明，當(dāng)7×××系鋁合金中的析出相尺寸小于3 nm時(shí)，粒子與位錯(cuò)的交互作用機(jī)制表現(xiàn)為切過機(jī)制，而當(dāng)析出相尺寸大于3 nm時(shí)，作用機(jī)制則表現(xiàn)為繞過機(jī)制[34-36]。文中的析出相尺寸均大于3 nm，因此析出相的強(qiáng)化形式以繞過機(jī)制為主，其強(qiáng)化效果可以由式（1）定量計(jì)算：

(1)

式中：為常數(shù)（約0.5）[33]；為基體的剪切模量（7×××系鋁合金為42.5 GPa）[37]；為基體的柏氏矢量；mean為析出相的平均半徑；p為析出相體積。結(jié)合鑄態(tài)合金與T6態(tài)合金的顯微組織結(jié)果可以發(fā)現(xiàn)，T6態(tài)合金與鑄態(tài)合金中析出相的體積占比基本一致，但T6態(tài)合金的析出相尺寸（不到10 nm）比鑄態(tài)合金中的析出相尺寸（微米級）小了超過3個(gè)數(shù)量級，因此T6態(tài)合金表現(xiàn)出顯著的強(qiáng)化效果。

3 結(jié)論

以鑄態(tài)Al-5.78Zn-1.63Mg-1.75Cu-0.17Zr-0.22Sc（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）合金為研究對象，結(jié)合OM、SEM、EDS、TEM及室溫拉伸測試研究合金在熱處理過程中析出相的演變規(guī)律及其對力學(xué)性能的影響，主要結(jié)論如下。

1）鑄態(tài)合金中以粗大的Mg(Zn,Cu,Al)2為主，且分布于晶界或枝晶界，晶內(nèi)存在少量多邊形的Al3(Zr,Sc)相，均勻化后晶界及枝晶處第二相數(shù)量顯著減少，晶內(nèi)均勻分布著大量針狀Mg(Zn,Cu,Al)2，初生Al3(Zr,Sc)相穩(wěn)定性好，均勻化過程中無明顯變化，T6處理后，合金晶內(nèi)的針狀相基本消失，取而代之的是大量彌散均勻分布的納米η'-MgZn2相（平均尺寸約為9 nm）。

2）鑄態(tài)合金拉伸過程呈現(xiàn)出明顯的脆斷特征，幾乎無伸長率。合金經(jīng)過T6處理后，其抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度可達(dá)到577 MPa與419 MPa，伸長率為3.5%，抗拉強(qiáng)度提高了158 MPa，且保持一定的塑性，表現(xiàn)出更好的綜合力學(xué)性能。

3）鑄態(tài)合金中粗大的Mg(Zn,Cu,Al)2相在室溫拉伸過程中割裂基體，造成合金在彈性變形階段的脆斷；基于析出相繞過機(jī)制，T6態(tài)合金中高密度彌散均勻分布的納米η'-MgZn2析出相對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)較大，可極大提高合金的力學(xué)性能。

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Transformation of Precipitates in the As-cast Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc Alloys during Heat Treatment and Their Effects on Mechanical Properties

ZHOU Dian-mai1, FAN Jun1, HAN Qing-li1, LI Jia-heng2, ZHANG Ying-bo2, XU Bin3

(1. CRRC Changchun Railway Vehicle Co., Ltd., Changchun 130051, China; 2. Key Laboratory of Advanced Technology for Materials, Ministry of Education, Southwest Jiaotong University, Chengdu 610031, China; 3. Changchun Automobile Industry Institute, Changchun 130013, China)

The work aims to develop a high-performance cast aluminum alloy, so as to meet the further lightweight requirement of key components of high-speed train. An as-cast Al-5.78Zn-1.63Mg-1.75Cu-0.17Zr-0.22Sc (wt.%) alloy with low zinc (Zn), low magnesium (Mg) and scandium (Sc) was melted. The alloy was engaged in the treatment of the two-stage homogenization and "solution+aging" (T6). The optical microscope (OM), X-ray diffraction (XRD), scanning electron microscopy (SEM), energy spectrometer (EDS), transmission electron microscopy (TEM) and tensile test were used to investigate the microstructure characteristicsof as-cast, as-homogenized and as-T6-treated alloy, focusing on the evolution of precipitates, and the mechanical properties of the alloy were tested by tensile test at room temperature. The major precipitates in the as-cast alloy were coarse Mg(Zn,Cu,Al)2, which distributed along the grain boundaries or dendritic grain boundaries and split the as-cast matrix during the tensile test, causing the brittle fracture in the elastic deformation stage with almost no elongation. After two-stage homogenization, the second phase in grain boundary and interdendrite decreased significantly, and amounts of needle-like Mg(Zn,Cu,Al)2were precipitated inside the grains. After T6 treatment, the needle-like precipitates inside the grains disappeared and high-density dispersed nanoscale precipitates dominated by η'-MgZn2phase with an average size of (9.2±0.9) nm appeared during aging. Then, compared with the as-cast alloy, the as-T6-treated alloy exhibited an improved tensile strength from 417 MPa to 577 MPa, and possessed a certain elongation as well. After T6 treatment, the precipitates transform from coarse needle-like phase to high-density dispersed nanoscale phase, which can effectively pin the dislocations during the deformation process, thus improving the mechanical properties of the alloy.

Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc alloy; heat treatment; precipitates; mechanical properties

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.04.018

TG146.2+1

A

1674-6457(2022)04-0146-08

2021-06-12

中國國家鐵路集團(tuán)系統(tǒng)性重大項(xiàng)目（P2020J04）

周殿買（1967—），男，碩士，教授級高級工程師，主要研究方向?yàn)殍F道車輛和輕質(zhì)材料應(yīng)用。

張英波（1978—），男，博士，副教授，主要研究方向?yàn)檐壍澜煌ㄝp量化材料。

責(zé)任編輯：蔣紅晨