李承波，張新明，劉勝膽，韓素琦，鄧運來

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4種均勻化態(tài)Al-Zn-Mg-Cu合金的淬透性

李承波1, 2, 3，張新明1, 2, 3，劉勝膽2, 3，韓素琦2, 3，鄧運來2, 3

(1. 中南大學(xué)輕合金研究院，湖南長沙，410083；2. 中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南長沙，410083；3. 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點實驗室，湖南長沙，410083)

通過末端淬火方法研究7075，7050，7055和7085這4種均勻化態(tài)合金的淬透性，采用掃描電鏡和透射電子顯微鏡對微觀組織進行分析。研究結(jié)果表明：這4種均勻化態(tài)合金距離噴水端98 mm處的維氏硬度比3 mm處的維氏硬度分別下降33%，6%，7%和5%，7075合金淬透層深度為23 mm，其余3種合金淬透層深度均在100 mm以上；7075合金慢速淬火時，更多大尺寸的η平衡相和T相傾向于在非共格的E相上析出；時效后平衡相的周圍出現(xiàn)明顯無沉淀析出帶，導(dǎo)致維氏硬度明顯下降，淬透性大大降低，而其余3個合金中彌散粒子(Al3Zr)與基體共格，析出的平衡相粒度較小且數(shù)量較少，因而淬透性均較好。

Al-Zn-Mg-Cu合金；淬透性；彌散粒子；淬火

Al-Zn-Mg-Cu合金是時效強化合金，因其具有密度低、強度高、韌性強和耐腐蝕性等特點而被用作航空航天領(lǐng)域的結(jié)構(gòu)材料。但該系合金存在淬火敏感性，即隨著淬火速率減小，合金的力學(xué)性能會顯著降低[1?2]。合金厚板淬火時，因為表層和心層的冷卻速率不同而導(dǎo)致表層和心層的力學(xué)性能不均勻和整體性能下降[3?4]，從而不能滿足航空航天工業(yè)對該系合金大粒度、厚截面構(gòu)件尤其是厚板的性能要求，為此，很多學(xué)者對如何獲得低淬火敏感性和高性能厚板這一問題進行了大量研究。通過調(diào)整微量元素Cr，Mn，Ti，Zr和Sc等在高強Al-Zn-Mg-Cu合金中的含量和種類，能夠有效地改善合金的晶粒結(jié)構(gòu)，提高合金的韌性、抗應(yīng)力腐蝕性能以及淬火敏感性。例如，以Zr為微量添加元素的合金(如7050，7055，7085等合金)比以Cr和Mn為微量添加元素的合金(如7075和7049等合金)具有更好的抗應(yīng)力腐蝕性能[5]。更重要的是，含Zr的高強鋁合金具有較低的淬火敏感性[5]，所以，這類合金能廣泛應(yīng)用于大規(guī)格構(gòu)件的承力件。研究表 明[6?8]：含Cr和Mn的彌散粒子相界面和基體不共格，從而使得淬火析出平衡相能夠優(yōu)先在這種粒子的相界面上析出；而含Zr的彌散粒子(Al3Zr)則具有與基體共格的界面，大幅度降低了淬火過程中平衡相在含Zr彌散粒子界面上析出的可能性；部分Al3Zr彌散粒子也能誘導(dǎo)淬火過程中平衡相析出?？梢姀浬⒘Ｗ訉辖鸫慊鹈舾行缘挠绊懯诛@著，因此，彌散粒子的調(diào)控對提高合金的淬透性具有顯著效果。但由于合金變形后引入大量位錯，固溶后通常發(fā)生部分再結(jié)晶，導(dǎo)致影響合金淬火敏感性的因素較復(fù)雜。因此，為了單獨研究彌散粒子對合金淬透性的影響，必須消除其他因素(亞晶界、晶界)的影響。本文作者選用4種商業(yè)常用的鋁合金鑄錠，經(jīng)過均勻化但未變形的樣品作為研究對象，采用末端淬火方法研究合金的淬透性，以便更深入地認(rèn)識彌散粒子對Al-Zn-Mg-Cu合金淬透性的影響機理。

1 實驗材料及方法

研究所采用的材料為7075，7050，7055和7085鋁合金均勻化后的材料，其成分如表1所示。在均勻化態(tài)板上切取長×寬×高為25 mm×25 mm×125 mm的端淬樣品。一端鉆出深度為10 mm、直徑為20 mm的凹槽，作為噴水端，另一端鉆出深度為10 mm、螺紋直徑為5 mm的螺紋孔。在SX?4?10型箱式電阻爐中加熱升溫至470 ℃，保溫1 h后，將樣品轉(zhuǎn)移到末端淬火裝置[9]上并迅速向凹槽端噴水冷卻，水溫約為20 ℃。待樣品冷卻后，樣品放入120 ℃的油浴爐中時效24 h。時效后樣品從中間一分為二地按維氏硬度測試的要求打磨表面，從噴淋端開始，每隔5 mm測1次維氏硬度，取與中心線垂直方向上5個維氏硬度的平均值作為淬透性曲線上該位置的維氏硬度，獲得維氏硬度與距離的關(guān)系曲線。維氏硬度測試儀器為萊州銀試驗儀器有限公司的HV?5小負(fù)載維氏硬度計，載荷為30 N。

在試樣不同位置截取樣品進行微觀組織分析，樣品經(jīng)粗磨、細(xì)磨、拋光后在FEI Quanta?200掃描電鏡(SEM)上進行顯微組織觀察和能譜分析。透射電鏡分析在荷蘭FEI產(chǎn)的TECNAIG220型透射電鏡(TEM)上進行，加速電壓為200 kV。透射電鏡觀察的樣品先磨成厚度為0.08 mm薄片，沖成直徑為3 mm圓片后進行雙噴減薄。電解液為20% HNO3+80% CH3OH(體積分?jǐn)?shù))，溫度控制在?20 ℃以下。

2 實驗結(jié)果

2.1 淬透性曲線

圖1(a)所示為4種均勻化態(tài)合金的淬透性曲線，4條曲線的變化趨勢存在差異，維氏硬度隨距噴水端距離的增加而降低，其中7075合金的曲線在較下方且維氏硬度隨端距增加下降最顯著，7055合金和7050合金維氏硬度較高，而7085合金維氏硬度較低，維氏硬度隨端距的增加而下降較慢。為了研究不同合金的維氏硬度變化情況，通過不同合金的淬透性曲線，計算這4種合金的維氏硬度下降程度。隨端距增加，維氏硬度保留比例如圖1(b)所示。從圖1(b)可見：7075合金在63 mm處的維氏硬度下降比例為33%且以后基本不變；7050合金在78 mm處的維氏硬度下降比例為5.5%且此后基本不變；7055合金在68 mm處的維氏硬度下降比例為6.4%且此后基本不變；7085合金兩端的維氏硬度相差約5%。若規(guī)定維氏硬度下降10%處的端距為淬透層深度，則7050，7055和7085合金的淬透層深度均在100 mm以上，而7075合金淬透層深度約為23 mm。顯然，7075合金的淬透性最差，而其余3個合金淬透性較好。

表1 4種合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

2.2 顯微組織分析

圖2所示為3種均勻化態(tài)合金在距噴水端3 mm處的SEM照片。從圖2可以看出：這3種合金均存在一些白色的第二相，經(jīng)能譜分析，7075和7055合金中的第二相是Al2CuMg和Al7Cu2Fe(見圖2(a)~ 2(c))，而7085合金只檢測到Al7Cu2Fe相(見圖2(d))。4個合金第二相統(tǒng)計的面積分?jǐn)?shù)如圖3所示。從圖3可見：7075合金第二相的面積分?jǐn)?shù)最大，為7.4%，而其余3個合金的第二相面積分?jǐn)?shù)均較小，其中7085合金的第二相面積分?jǐn)?shù)最小，為2.1%；此3個合金中除了存在一些白色的第二相外，觀察不到平衡相析出，而在此位置的7075合金中觀察到淬火平衡相析出(見圖2(b))。

(a) 維氏硬度與距噴水端距離的關(guān)系；(b) 維氏硬度保留值與距噴水端距離的關(guān)系

(a) 7075合金，低倍；(b) 7075合金，高倍；(c) 7055合金；(d) 7085合金

圖3 4種均勻化態(tài)合金第二相的面積分?jǐn)?shù)

圖4所示為3種均勻化態(tài)合金在距噴水端98 mm處的SEM照片。從圖4可見：7075合金晶內(nèi)及晶界均有明顯的白色析出相，晶界處能看到明顯的無沉淀析出帶，晶內(nèi)有大量析出(見圖4(a))；而對于7055和7085合金，晶界及晶內(nèi)能看到一些析出相，晶界的析出較明顯，但晶內(nèi)的析出不明顯(見圖4(b)和4(c))。這說明冷卻速率低時，7055和7085合金淬火析出相很少，淬火敏感性低。

7075合金基體中觀察到顆粒狀彌散粒子，其形狀有圓形、六邊形、三角形、長條狀及其他不規(guī)則形狀，平均粒度為(45.4±13.9) nm，面積分?jǐn)?shù)約為10%。能譜分析表明其成分為Al-13.15Zn-8.79Mg-4.09Cu-3.72Cr (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)，認(rèn)為此彌散粒子為E相(Al18Cr2Mg3)，與基體非共格[6]，如圖5所示。在7085合金基體中觀察到豆瓣狀彌散粒子，從基體<011>衍射斑看出此彌散粒子為Al3Zr粒子，見圖6(a)。同時得到Al3Zr粒子的暗場像(圖6(b))，其形狀為圓形，粒度比較均勻，平均粒度為(16.1±3.7) nm，面積分?jǐn)?shù)約為2.2%。從圖6(c)和圖6(d)可以看出Al3Zr粒子與基體共格。

圖7所示為4種均勻化態(tài)合金距噴水端98 mm處的TEM照片。7075合金晶內(nèi)有大量平衡相析出，這與圖4(a)所示結(jié)果相吻合，其形狀為板條狀，粒度很大且不均勻，最大可達(dá)580 nm，析出相之間沒有明顯位相關(guān)系，如圖7(a)所示。由于E相與基體非共格，界面能較高，有利于平衡相的形核，因此，平衡相是以E相作為形核核心形核并長大。在7075鋁合金晶內(nèi)除了可以觀察到大量平衡η相外，還能看到一些六邊形的析出相，其平均粒度約為150 nm，從基體<111>斑點判斷出該相應(yīng)該是T相，如圖7(c)所示。這些平衡相周圍的時效析出相明顯減少，形成無沉淀析出帶(見圖7(b))，導(dǎo)致此位置的維氏硬度很低，與3 mm處相比，此處維氏硬度下降顯著，因而淬透性很差。而其余的3種合金中，晶內(nèi)析出的平衡相較少，粒度也較小，并且只有少部分平衡η相是以Al3Zr粒子作為形核核心。這是由于Al3Zr粒子與基體共格，界面能較低。未觀察到T相析出(如圖7(d)~7(f))所示，與3 mm處相比，此處維氏硬度下降較少，因而淬透性較好。

(a) 7075合金；(b) 7055合金；(c) 7085合金

圖5 7075合金中的E相

(a) 明場像；(b) 暗場像；(c)高分辨照片；(d) 圖(c)中方框放大區(qū)域像

3 分析與討論

表2所示為4種均勻化態(tài)合金距噴水端98 mm處平衡相的粒度及面積分?jǐn)?shù)。從表2可以看出：7075合金平衡相粒度及面積分?jǐn)?shù)較另外3種合金大很多，分別約為322 nm和25%，其余3種合金的平衡相粒度及面積分?jǐn)?shù)均較小，且它們之間的差別也較小，其中7085合金的平衡相粒度及面積分?jǐn)?shù)最小，分別約為51 nm和2.5%；7075合金平衡相粒度及面積分?jǐn)?shù)分別為7085合金的6倍和10倍；7075合金兩端維氏硬度下降率最大，為33%；7050，7055和7085這3種合金兩端的維氏硬度下降率較小，分別約為6%，7%和5%，淬透性都較好。

實驗結(jié)果表明：7075合金中Zn與Mg質(zhì)量比最小，為2.18；慢速淬火時有利于析出大量不均勻的平衡相，晶界為平衡相形核析出的有利位置；含Cr的彌散粒子E相界面和基體不共格，從而使得淬火析出平衡相能夠優(yōu)先在這種粒子的相界面上非均勻形核析出。在慢速淬火過程中，合金中析出粒度較大的平衡相粒子，無論是η相、T相都將消耗大量時效強化過程中的重要元素Zn和Mg，降低固溶體過飽和度，不利于后續(xù)時效強化相的均勻細(xì)小析出[10]，同時導(dǎo)致析出相周圍形成貧溶質(zhì)原子區(qū)域。這些粗大平衡相比較穩(wěn)定，在時效時會進一步吸收周圍的溶質(zhì)原子繼續(xù)長大，并在其周圍形成無沉淀析出帶，典型結(jié)果如圖7(b)所示。與基體相比，這些無沉淀析出帶更軟[10?11]。因此，當(dāng)合金中存在大量無沉淀析出帶時，不僅降低合金的力學(xué)性能，也會造成合金淬透性惡化。而含Zr的彌散粒子(Al3Zr)則具有與基體共格的界面，大幅度降低了淬火過程中平衡相在含Zr彌散粒子界面上析出的可能性，如圖7(d)～7(f)所示。對比7050，7055和7085這3種未變形合金的淬透性及微觀組織發(fā)現(xiàn)：彌散粒子(Al3Zr)與基體保持共格的界面，主合金成分對淬透性的影響較小。因此，在后續(xù)的熱變形及熱處理過程中，應(yīng)盡量避免或者減少合金再結(jié)晶的發(fā)生。這是由于在再結(jié)晶發(fā)生過程中，晶界遷移會導(dǎo)致Al3Zr彌散粒子發(fā)生共格?不共格轉(zhuǎn)變[12?13]，不共格的Al3Zr彌散粒子相界面則會誘導(dǎo)淬火析出相析出，導(dǎo)致合金淬火敏感性增強，厚板的淬透性顯著降低[13?14]。熱變形工藝及熱處理工藝的協(xié)同作用是保證該系合金同時具備高強韌和高淬透性的可能途徑。

(a) 7075合金，低倍；(b) 7075合金，高倍；(c) 7075合金衍射斑點；(d) 7050合金；(e) 7055合金；(f) 7085合金

表2 4種均勻化態(tài)合金距噴水端98 mm處平衡相粒度及面積分?jǐn)?shù)

*：Δ=(3?98)/3×100%；3和98分別為距離噴水端3 mm和98 mm處維氏硬度。

4 結(jié)論

1) 7075，7050，7055和7085這4種均勻化態(tài)合金距離噴水端98 mm處維氏硬度比3 mm處的維氏硬度分別下降33%，6%和7%和5%；7075合金淬透層深度為23 mm，其余3個合金淬透層深度均在100 mm以上。

2) 7075合金中彌散粒子E相與基體非共格，導(dǎo)致淬火速率低時晶內(nèi)析出粒度更大、數(shù)量更多的平衡η相，同時還有T相析出，時效后平衡相的周圍出現(xiàn)了明顯的無沉淀析出帶，導(dǎo)致維氏硬度下降明顯，合金的淬透性大大降低，而其余3個均勻化態(tài)合金中彌散粒子(Al3Zr)與基體共格，析出的平衡相粒度較小且數(shù)量較少，因而淬透性均較好。

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(編輯 陳燦華)

Hardenability of four homogenized Al-Zn-Mg-Cu aluminum alloys

LI Chengbo1, 2, 3, ZHANG Xinming1, 2, 3, LIU Shengdan2, 3, HAN Suqi2, 3, DENG Yunlai2, 3

(1. Light Alloy Research Institute, Central South University, Changsha 410083, China;2. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China?3. Key Laboratory of Nonferrous Metal Materials Science and Engineering, Ministry of Education, Changsha 410083, China)

The hardenabilities of 7075, 7050, 7055 and 7085 homogenized aluminum alloys were studied by end quenching test, scanning electron microscopy and transmission electron microscopy. The results show that hardness difference of the four alloys is 33%, 6%, 7% and 5% respectively from spray end to the other one. The hardened depth is about 23 mm for 7075 and above 100 mm for the other three alloys. In 7075 alloy, more equilibrium η and T phases particles with larger size tend to precipitate at incoherent E phase dispersoids during slow quenching. After aging, obvious PFZ can be around the equilibrium phases, causing hardness to decrease distinctly and hardenability to reduce greatly. For other three alloys, Al3Zr dispersoids are coherent with the Al matrix, which results in less precipitation of smaller equilibrium phases and therefore leads to good hardenability.

Al-Zn-Mg-Cu alloy; hardenability; dispersoids; quenching

10.11817/j.issn.1672-7207.2017.07.004

TG146.21

A

1672?7207(2017)07?1712?07

2016?08?10；

2016?10?22

國家重點基礎(chǔ)研究發(fā)展計劃(973計劃)項目(2012CB619500) (Project(2012CB619500) supported by the National Basic Research Program (973 Program) of China)

張新明，教授，博士研究生導(dǎo)師，從事材料科學(xué)與工程研究；E-mail: zhang_cn@yahoo.cn