7050鋁合金淬火特性與微觀組織

李培躍, 熊柏青, 張永安, 李志輝, 朱寶宏, 王 鋒, 劉紅偉

(北京有色金屬研究總院 有色金屬材料制備加工國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京100088)

7050鋁合金淬火特性與微觀組織

李培躍, 熊柏青, 張永安, 李志輝, 朱寶宏, 王 鋒, 劉紅偉

(北京有色金屬研究總院 有色金屬材料制備加工國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京100088)

采用溫度數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)采集得到鹽浴爐等溫保溫過程中試樣的溫度變化曲線，通過硬度和電導(dǎo)率測試測定7050鋁合金的時(shí)間－溫度－性能(TTP)曲線。采用透射電鏡和熱分析儀對7050鋁合金進(jìn)行顯微組織觀察和分析。結(jié)果表明：合金TTP曲線鼻溫大約在320 ℃，孕育期約為1.7 s。合金的淬火敏感溫度區(qū)間為230~410 ℃，且在此溫度區(qū)間內(nèi)，合金硬度隨時(shí)間的延長而迅速下降。等溫保溫過程中，合金晶內(nèi)淬火平衡η相主要依附于晶內(nèi)Al3Zr等彌散相和細(xì)小Al2Cu相形核長大；且隨著保溫時(shí)間延長，淬火析出相的體積分?jǐn)?shù)逐漸增加，晶界析出相趨向于連續(xù)分布，無析出帶逐漸寬化。等溫保溫合金經(jīng)時(shí)效后，晶內(nèi)析出 GPⅡ區(qū)及 η?相數(shù)量隨著等溫保溫時(shí)間的延長逐漸減少，使得合金性能降低，合金表現(xiàn)出一定淬火敏感性。

淬火特性；TTP曲線；淬火敏感性；形核核心；時(shí)效析出相

Al-Zn-Mg-Cu(7××× 系)鋁合金具有高強(qiáng)度、易加工、優(yōu)異的抗腐蝕和疲勞性能，廣泛應(yīng)用于軍事、民用領(lǐng)域，其厚板是航空航天領(lǐng)域廣泛使用的承力結(jié)構(gòu)材料[1?5]。近年來，伴隨著新一代飛機(jī)的發(fā)展，飛機(jī)結(jié)構(gòu)件呈現(xiàn)出大型化和整體化的發(fā)展趨勢，從而對超大厚度(150 mm以上)航空鋁合金鍛件、預(yù)拉伸板制品提出了緊迫的需求[1,4,6?9]。隨著結(jié)構(gòu)件尺寸的不斷增加，淬火敏感性在鋁合金厚板中廣泛存在[4?5,10?19]。7050合金(Al-6.2Zn-2.3Mg-2.3Cu-0.12Zr)具有高強(qiáng)度、高韌性、耐腐蝕等優(yōu)良的綜合性能，是近 30 年來飛機(jī)制造業(yè)中應(yīng)用最廣泛的航空鋁合金材料。對于厚度 120 mm 以上的 7050 合金預(yù)拉伸板和鍛件，經(jīng)固溶淬火和時(shí)效處理后，其芯部強(qiáng)度與表層強(qiáng)度相差高達(dá)15%以上，表現(xiàn)出一定的淬火敏感性[1]。合金的淬火敏感性逐漸成為其進(jìn)一步發(fā)展的重要制約因素。文獻(xiàn)[1,4?5,9,11?12,16,19?20]報(bào)道了 7××× 系鋁合金淬火敏感性，認(rèn)為合金淬火敏感性主要是合金經(jīng)固溶在淬火冷卻過程中在晶界、亞晶界、Al3Zr等彌散相上形成淬火析出相，這些淬火析出相的形成消耗了合金中大量溶質(zhì)原子，使得合金在后續(xù)時(shí)效過程中時(shí)效強(qiáng)化析出相的數(shù)量減少，導(dǎo)致合金力學(xué)性能下降。

7×××系合金為典型的析出強(qiáng)化型鋁合金，其強(qiáng)度主要依賴于合金在時(shí)效過程中沉淀析出的具有MgZn2化學(xué)成分組成、與基體呈共格關(guān)系的GP 區(qū)或呈半共格關(guān)系的η?相[1,20?21]。國內(nèi)外學(xué)者對7050合金進(jìn)行了TTP測定[14,22]。合金經(jīng)鹽浴爐等溫保溫后淬火，形成溶質(zhì)原子與空位的雙重過飽和固溶體，隨著等溫保溫時(shí)間的延長，過飽和程度逐漸降低，在后續(xù)時(shí)效后，是否最終影響合金的性能，相關(guān)文獻(xiàn)沒有進(jìn)行進(jìn)一步研究，且對除Al3Zr等彌散相以外平衡η相異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)研究較少。為此，本文作者通過測定鹽浴爐等溫保溫實(shí)驗(yàn)過程中試樣的溫度變化，在測定合金的TTP曲線基礎(chǔ)上，觀察合金晶內(nèi)遠(yuǎn)離平衡相的晶內(nèi)時(shí)效強(qiáng)化析出相以及合金等溫保溫實(shí)驗(yàn)中的平衡析出相析出特性，探究合金淬火敏感性機(jī)理，為后續(xù)合金的設(shè)計(jì)提供依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)采用由國內(nèi)某生產(chǎn)企業(yè)提供的 7050鋁合金厚板，厚板由厚度為440 mm鑄錠，雙面銑至400 mm，均勻化處理后，在420~430 ℃經(jīng)多道次熱軋成60 mm厚板。表1所列為合金板材化學(xué)成分分析結(jié)果。

表1 7075合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of 7075 alloy (mass fraction,%)

在平行于軋板橫截面方向上，于1/4厚度處取尺寸為25 mm×25 mm×2.5 mm(T×S×L)(高向×橫向×軋向)樣品，在試樣心部埋入 K分度熱電偶，采用MX100溫度數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)記錄鹽浴實(shí)驗(yàn)合金溫度變化，采溫間隔選擇為500 ms。固溶熱處理采用馬弗爐進(jìn)行，試樣經(jīng)480 ℃固溶30 min后，立刻淬入溫度為200~450 ℃ (共取9個(gè)溫度點(diǎn)，相鄰溫度間隔為30℃)的鹽浴爐中，等溫保溫2~1 200 s后立刻取出淬火，轉(zhuǎn)移時(shí)間小于2 s，鹽浴爐溫波動為±3 ℃。選用WD-Z型數(shù)字式渦流電導(dǎo)儀測定淬火態(tài)電導(dǎo)率，對試樣進(jìn)行(120 ℃, 6 h)+(165 ℃, 18 h)雙級時(shí)效(T74)，時(shí)效后測定合金的硬度。合金的硬度測試采用沃波特430?SVD維氏硬度儀，質(zhì)量載荷為10 kg，保荷時(shí)間為10 s，合金差示掃描量熱(DSC)實(shí)驗(yàn)在 NET ZSCH STA 409 C/CD型熱分析儀上進(jìn)行，加熱速度為10 ℃/min，采用Ar氣保護(hù)。透射電鏡樣品采用MTP?1型雙噴電解減薄儀，電解液為30% HNO3+70% CH3OH，溫度控制在?20~?30 ℃，電流為60～80 mA，電壓為12~16 V，顯微組織觀察在JEM?2000FX分析電鏡上進(jìn)行，加速電壓為160 kV，采用電鏡附帶NORAN型X射線能譜儀(EDS)進(jìn)行能譜分析。

2 結(jié)果與分析

2.1 冷卻曲線

圖1所示為試樣空冷和鹽浴過程中的溫度變化曲線。從圖 1(a)可以看出，合金從馬弗爐取出后空冷階段，前8 s內(nèi)其降溫速率約為5 ℃/s。實(shí)驗(yàn)過程中，轉(zhuǎn)移時(shí)間應(yīng)盡量短，以減小空冷對實(shí)驗(yàn)結(jié)果的影響。從圖1(b)可以看出，在鹽浴過程中，合金在較短時(shí)間內(nèi)(15 s)即可冷卻至鹽的溫度。

2.2 硬度、電導(dǎo)率

圖2所示為鹽浴爐等溫保溫溫度和時(shí)間對合金時(shí)效態(tài)硬度和淬火態(tài)電導(dǎo)率的影響。由圖2可以看出，隨著保溫時(shí)間的延長，合金時(shí)效態(tài)的硬度總體上均呈下降趨勢，淬火態(tài)電導(dǎo)率相應(yīng)地呈上升趨勢，且硬度的下降速率和電導(dǎo)率的上升速率取決于保溫溫度的高低。這主要是因?yàn)樵诘葴乇剡^程中，隨著試樣溫度降低，固溶體過飽和度逐漸增大，不斷析出η平衡相；隨著等溫保溫時(shí)間的延長，析出相數(shù)量逐漸增加，淬火后合金過飽和度逐漸下降，淬火態(tài)合金電導(dǎo)率逐漸升高。此外，由于淬火后合金過飽和度逐漸下降，時(shí)效過程中產(chǎn)生的強(qiáng)化相數(shù)量逐漸減少，合金強(qiáng)度逐漸降低。對合金性能影響程度最大的溫度是320 ℃，其次是350 ℃和260 ℃；溫度由320 ℃上升或是下降，性能的變化幅度明顯減小；當(dāng)溫度為450 ℃時(shí)，合金的性能在試驗(yàn)時(shí)間300 s內(nèi)幾乎沒有變化。合金的淬火敏感溫度區(qū)間為230~410 ℃，且在此溫度區(qū)間內(nèi)，合金硬度隨時(shí)間的延長而迅速下降。2

圖1 試樣空冷、鹽浴過程溫度變化曲線Fig.1 Cooling curves of samples during air quenching(a) and salt bathing at 320 ℃(b)

圖2 200~450 ℃等溫保溫對合金性能的影響Fig.2 Influence of isothermal treatment on properties of alloy at 200?450 ℃: (a) Hardness; (b) Electrial conductivity

.3 TTP曲線

EVANCHO和STALEY[22?23]通過研究鋁合金連續(xù)冷卻析出動力學(xué)，提出TTP曲線方程，其表達(dá)式如下：

式中：k1為淬火過程中未轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)的自然對數(shù)，獲得TTP曲線方程系數(shù)后，通過其改變獲得相應(yīng)轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)的TTP曲線；k2為與形核數(shù)目的倒數(shù)有關(guān)的常數(shù)；k3為與單位形核能有關(guān)的常數(shù)；k4為與固溶相線溫度有關(guān)的常數(shù)；k5為與擴(kuò)散激活能有關(guān)的常數(shù)；R為氣體常數(shù)；T為絕對溫度。

固溶態(tài)合金采用室溫水淬火后經(jīng)T74時(shí)效態(tài)硬度和淬火態(tài)電導(dǎo)率值分別為177 HV 和17.1 MS/m。實(shí)驗(yàn)采用95%峰值硬度所對應(yīng)的鹽浴爐等溫保溫溫度和時(shí)間對方程進(jìn)行擬合得到合金的 TTP曲線如圖 3所示。擬合后方程中各個(gè)參數(shù)數(shù)值見表2。

表2 擬合得到合金TTP曲線方程系數(shù)Table 2 Coefficients of TTP curve fitted

可見，7050鋁合金的淬火敏感性決定于過飽和α固溶體的轉(zhuǎn)變動力學(xué)特性。過飽和固溶體沉淀過程是一個(gè)擴(kuò)散控制過程[14]，其沉淀速度和溫度的關(guān)系具有C曲線的特點(diǎn)，即過冷度與原子擴(kuò)散速度這兩個(gè)因素相互制約。合金元素Zn、Mg和Cu在鋁中的溶解度隨溫度降低而減小，過飽和固溶體在淬火過程中分解沉淀析出第二相，但析出速度取決于溫度。在高溫區(qū)間，由于過飽和度小，沉淀析出的驅(qū)動力很小，第二相主要通過非均勻形核析出，雖然溶質(zhì)原子擴(kuò)散速度大，但形核率很小，故而沉淀析出速度很小；在低溫區(qū)間，雖然過飽和度較大，析出驅(qū)動力大，但由于溫度較低，溶質(zhì)原子擴(kuò)散速度小，第二相長大速度慢，故而沉淀析出速度很小；只有在中溫區(qū)間有一定的驅(qū)動力，且溫度較高，溶質(zhì)原子擴(kuò)散速度較大，因此，沉淀析出速度較大[14,19]，并于某一溫度達(dá)到最大值，即鼻溫。本研究中，7050合金的TTP曲線(即C曲線)的鼻溫為320 ℃左右(見圖3)。而孕育期的長短表示過飽和α固溶體穩(wěn)定性的高低，從而反映了合金淬火敏感性的低與高。從TTP曲線中可以看出，在鼻溫左右孕育期最短，過飽和α固溶體最不穩(wěn)定，沉淀析出速度最快，合金的淬火敏感性最高；在高溫和低溫區(qū)孕育期較長，合金的淬火敏感性較低[20]。本實(shí)驗(yàn)合金的孕育期約為1.7 s。

2.3 TEM組織分析

圖4所示為等溫保溫時(shí)間對合金晶內(nèi)遠(yuǎn)離平衡相的時(shí)效析出相影響。由圖4可以看出，直接淬火合金(0 s)經(jīng)時(shí)效后，晶內(nèi)析出大量尺寸為3~20 nm的細(xì)小彌散析出相。等溫保溫120 s合金經(jīng)時(shí)效后，晶內(nèi)析出相尺寸大為10~15 nm，尺寸小于10 nm的析出相數(shù)量明顯減少，析出相間距增大。等溫保溫1 200 s合金經(jīng)時(shí)效后，晶內(nèi)不均勻析出少量尺寸小于10 nm析出相。通過基體?112?Al方向選區(qū)電子衍射可以判斷，時(shí)效后合金晶內(nèi)主要析出相為GPⅡ區(qū)、η?相和η相，且隨著保溫時(shí)間的延長，GPⅡ區(qū)和η?相斑點(diǎn)強(qiáng)度逐漸減弱，η相斑點(diǎn)強(qiáng)度增強(qiáng)，說明合金基體中GPⅡ區(qū)和η?析出相逐漸被 η相所取代。這與文獻(xiàn)[11]中報(bào)道的結(jié)論不同。文獻(xiàn)[24]提到，過飽和固溶體溶質(zhì)原子的偏聚與空位濃度有關(guān)，而過飽和空位在鋁基體中的分布也是遵循數(shù)理統(tǒng)計(jì)規(guī)律的，空位濃度也存在起伏。

圖3 7050合金TTP曲線Fig.3 TTP curves of 7050 alloy

圖4 320 ℃等溫保溫不同時(shí)間后時(shí)效態(tài)合金晶內(nèi)析出相的TEM像和?112?Al方向選區(qū)電子衍射譜Fig.4 Morphologies and selected area electron diffraction (SAED) of aged alloys after holding different times at 320 ℃ and ?112?direction: (a), (d) 0 s; (b), (e) 120 s; (d), (f) 1 200 s

一般來說，在溶質(zhì)原子周圍的空位濃度高于其他地方，同時(shí)，在空位濃度大的地方也容易富集溶質(zhì)原子，因?yàn)槿苜|(zhì)原子的富集是通過擴(kuò)散來實(shí)現(xiàn)的，擴(kuò)散就是原子位移，而位移是通過同鋁原子或空位交換位置來實(shí)現(xiàn)的，與空位交換位置是容易的。因此，淬火固定的溶質(zhì)原子和空位濃度及其分布狀態(tài)對過飽和固溶體的穩(wěn)定性和時(shí)效處理時(shí)GP區(qū)和析出相粒子的大小、彌散性和分布狀態(tài)影響很大。隨著鹽浴爐中等溫保溫時(shí)間的延長，試樣淬火后，溶質(zhì)原子和空位過飽和度呈下降趨勢，在后續(xù)的時(shí)效過程中將影響合金的時(shí)效析出動力學(xué)，影響合金強(qiáng)化相的析出和轉(zhuǎn)化，最終導(dǎo)致合金性能的差異。

圖5所示為等溫保溫時(shí)間對合金晶界影響的TEM像。由圖5可以看出，直接淬火合金(0 s)晶界呈連續(xù)細(xì)線狀，局部出現(xiàn)尺寸較大析出相(見圖5(a))。經(jīng)鹽浴處理后的合金，隨著等溫保溫時(shí)間的延長(2~1 200 s)，晶界析出相尺寸、間距逐漸減小，數(shù)量逐漸增多，晶界無析出帶逐漸變寬，與文獻(xiàn)研究發(fā)現(xiàn)一致[14]。這可能因?yàn)樵摐囟认拢辖鹞龀鰟恿W(xué)最大，合金在該溫度下保溫過程中優(yōu)先在晶界上自由能較低的位置形核長大，由于形核位置相對較少，形成的析出相尺寸、間距較大(見圖 5(b))；且隨著保溫時(shí)間的延長，晶界周圍溶質(zhì)原子充分?jǐn)U散，導(dǎo)致晶界多位置形核，間距逐漸減小，析出相尺寸較小(見圖5(c))；繼續(xù)保溫后，晶內(nèi)溶質(zhì)原子也逐漸擴(kuò)散至晶界，導(dǎo)致晶界析出相長大，并逐漸相互連接(見圖5(d))。合金經(jīng)1 200 s等溫保溫后，晶界析出相完整析出，淬火析出相也大量析出。這兩種相的析出消耗了固溶體內(nèi)大量的溶質(zhì)原子，導(dǎo)致合金在后續(xù)時(shí)效過程中時(shí)效析出相的析出數(shù)量明顯減少，晶界周圍無析出帶寬度達(dá)到最大。

圖6所示為等溫保溫時(shí)間對合金亞晶界影響的TEM像。由圖6可以看出，直接淬火合金亞晶界僅存在少量析出相 (見圖6(a))，經(jīng)鹽浴處理后的合金，與大角晶界類似，隨著等溫保溫時(shí)間的延長，晶界析出相尺寸和間距逐漸減小，數(shù)量逐漸增多，晶界無析出帶逐漸變寬。

圖7所示為合金平衡析出相的TEM像。由圖7可以看出，當(dāng)?shù)葴乇?20 s后，隨著等溫保溫時(shí)間的延長，平衡析出相的尺寸逐漸增大；合金經(jīng)1 200 s等溫保溫，析出相充分析出。同時(shí)還可以發(fā)現(xiàn)，等溫保溫120 s后，時(shí)效態(tài)合金在遠(yuǎn)離淬火析出相的晶內(nèi)析出細(xì)小彌散強(qiáng)化相，而等溫保溫1 200 s后，時(shí)效態(tài)合金在遠(yuǎn)離淬火析出相的晶內(nèi)析出相極少，僅有尺寸較小的球形析出相和尺寸較大的棒狀析出相。這主要是因?yàn)榈葴乇? 200 s后，合金粗大平衡析出相的析出消耗了固溶體內(nèi)大量的溶質(zhì)原子，同時(shí)，空位濃度較低，導(dǎo)致合金在后續(xù)時(shí)效過程中時(shí)效析出相的數(shù)量明顯減少。合金時(shí)效析出動力學(xué)降低，僅析出少量GP區(qū)和η?相。仔細(xì)觀察還可以發(fā)現(xiàn)，晶內(nèi)平衡析出相容易在Al3Zr質(zhì)點(diǎn)上形核[4,11,16](見圖7中箭頭所指)。

為研究等溫保溫過程中晶內(nèi)淬火析出相的形成機(jī)理，對等溫保溫合金中的部分微米級粗大平衡η相(見圖8)異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)進(jìn)行能譜分析(EDS)，結(jié)果見表3，顯示該相由元素化學(xué)劑量比為2:1的Al和Cu原子組成，化學(xué)成分組成接近Al2Cu相。在淬火過程中，晶內(nèi)淬火析出相容易依附于異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)形核生長。

圖6 在320 ℃等溫保溫不同時(shí)間后時(shí)效態(tài)合金亞晶界形貌Fig.6 Morphologies of precipitates at sub-grain boundaries of aged alloy after holding different times at 320 ℃: (a) 0 s; (b) 2 s;(c) 120 s; (d) 1 200 s

表3 圖8中箭頭所指第二相能譜分析結(jié)果Table 3 Compositions of second phases markd in Fig.8 measured by EDS (mole fraction, %)

圖7 在320 ℃等溫保溫后不同時(shí)間時(shí)效態(tài)合金晶內(nèi)淬火析出相的TEM像Fig.7 TEM images of η precipitates in grains of aged alloy after holding different time at 320 ℃: (a) 120 s; (b) 1 200 s

圖8 等溫保溫合金中晶內(nèi)平衡η相的TEM像Fig.8 TEM images of η precipitates in grains of aged alloy after holding different times at 320 ℃: (a) 120 s; (b) 1 200 s

在實(shí)驗(yàn)過程中發(fā)現(xiàn)，合金中存在具有一定方向性的大量條狀析出相，且隨著保溫時(shí)間的延長，析出相沿長度和寬度方向都逐漸長大(見圖9)。能譜分析結(jié)果(見表 4)顯示該相元素化學(xué)劑量比為 2?1?1的 Al、Cu和Mg原子組成，化學(xué)成分組成接近Al2CuMg相。相關(guān)文獻(xiàn)中對鹽浴爐等溫保溫過程中形成了條狀S(Al2CuMg)析出相有過報(bào)道[3,19]。仔細(xì)觀察發(fā)現(xiàn)，條狀S(Al2CuMg)析出相沒有成為平衡η相的異質(zhì)形核核心，未明顯影響其周圍時(shí)效析出相的析出，沒有發(fā)現(xiàn)明顯的無析出帶。

表4 圖9(b)中箭頭所指第二相能譜分析結(jié)果Table 4 Composition of second phase markd in Fig.9(b)measured by EDS (mole fraction, %)

2.4 DSC分析

圖10所示為在320 ℃下等溫保溫時(shí)間對7050鋁合金時(shí)效態(tài)DSC曲線的影響。從圖10中可以看出，合金存在A、B兩個(gè)吸熱峰，以及C放熱峰。其中吸熱峰A(約115 ℃)對應(yīng)合金中GPⅠ區(qū)溶解[4]，吸熱峰B(約215 ℃)對應(yīng)于合金時(shí)效后析出的GPⅡ區(qū)和η?相的溶解峰，放熱峰 C(約 230 ℃)對應(yīng)合金中 η?→η 相轉(zhuǎn)變[19?20]。等溫保溫1 200 s后，合金具有明顯的A峰，而其他3個(gè)合金則A峰不明顯，且未出現(xiàn)明顯的C峰。這主要是由于合金等溫保溫過程中淬火析出相析出較多，大量消耗固溶體中的溶質(zhì)原子，導(dǎo)致合金淬火后固溶體過飽和度較低，因此，在后續(xù)時(shí)效過程中，基體僅僅析出少量GP區(qū)。由于析出動力學(xué)較小，在后續(xù)熱處理過程中，析出相變化較小，僅能生成少量η?相，這與 TEM 觀察結(jié)果吻合。相比之下，隨著等溫保溫時(shí)間的延長，B峰的熱焓值從6.444 J/g(2 s)減小到4.947 J/g(120 s)和0.2137 J/g(1 200 s)，這說明合金中時(shí)效產(chǎn)生GP及η?相隨著等溫保溫時(shí)間的延長而逐漸減少，合金硬度逐漸下降。等溫保溫2 s試樣與直接淬火試樣相比，B峰熱焓值較為接近，硬度值應(yīng)相當(dāng)，這與硬度實(shí)驗(yàn)結(jié)果一致。而 C峰的熱焓值也從 5.304 J/g(120 s)減小到4.717 J/g(1 200 s)，隨著保溫時(shí)間的延長，η? →η相轉(zhuǎn)變量呈下降趨勢。

圖9 合金晶內(nèi)條狀析出相TEM形貌Fig.9 Morphologies of lath precipitates in grains of aged alloy after holding different times at 320 ℃: (a) 0 s; (b) 120 s;(c) 1 200 s

圖10 在320 ℃下等溫保溫時(shí)間對7050鋁合金時(shí)效態(tài)DSC曲線的影響Fig.10 Influence of holding time on DSC curve of as-aged 7050 aluminium alloy at 320 ℃

3 結(jié)論

1) 隨著保溫時(shí)間的延長，7050鋁合金合金時(shí)效態(tài)的硬度總體上呈下降趨勢，淬火態(tài)的電導(dǎo)率呈上升趨勢，在320 ℃等溫保溫時(shí)，硬度和電導(dǎo)率變化最明顯。

2) 7050鋁合金TTP曲線的鼻溫約320 ℃，孕育期約為1.7 s。合金的淬火敏感溫度區(qū)間為230~410 ℃，且在此溫度區(qū)間內(nèi)合金硬度隨時(shí)間迅速下降。

3) 等溫保溫過程中，7050鋁合金在晶界和晶內(nèi)析出平衡析出相，隨著保溫時(shí)間延長，析出相體積分?jǐn)?shù)逐漸增加，晶界析出相趨向于連續(xù)分布，無析出帶逐漸寬化，晶內(nèi)析出條狀A(yù)l2CuMg相尺寸逐漸增加。

4) 晶內(nèi)淬火平衡相主要依附于晶內(nèi)Al3Zr等彌散相和細(xì)小Al2Cu相形核長大，Al2CuMg相未成為平衡相的異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)。

5) 等溫保溫合金經(jīng)時(shí)效后，晶內(nèi)析出 GPⅡ區(qū)及η?相數(shù)量隨著等溫保溫時(shí)間的延長而逐漸減少，使得7050鋁合金的性能降低，表現(xiàn)出一定的淬火敏感性。

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Hardenability characteristic and microstructure of 7050 Al alloy

LI Pei-yue, XIONG Bai-qing, ZHANG Yong-an, LI Zhi-hui, ZHU bao-hong, WANG Feng, LIU Hong-wei

(State Key Laboratory of Nonferrous Metals and Processes,General Research Institute for Nonferrous Metals，Beijing 100088, China )

The time-temperature-property (TTP) curve of aluminum alloy 7050 was determined and the microstructure of the alloy under different processing was investigated. The results indicate that the nose temperature and incubation period of TTP curves is about 320 ℃, 1.7 s, respectively and the quench sensitive temperature range of TTP curve for 7050 alloy is 230?410 ℃. The volume of the coarse equilibrium η phases that precipitated at grain boundaries and in the grains during isothermal-holding increases with the isothermal-holding time, which results in the decrease of subsequent aging hardening precipitates(GPII zones and η? phases) for loss of solutes and vacancies. The grain boundary precipitates tend to distribute continuously with wider precipitation free zone. The primary nuclear sites for coarse equilibrium η phases are Al3Zr despersoids and Al2Cu particles in the grains.

hardenability characteristic; TTP curve; quench sensitivity; nuclear site; ageing precipitate

TG 146.4

A

1004-0609(2011)03-0513-09

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(50904010)；國際科技合作項(xiàng)目(2010DFB50340)

2010-06-10；

2010-08-26

熊柏青，教授，博士；電話：010-82241885；E-mail: xiongbq@grinm.com

(編輯 何學(xué)鋒)