回歸時間對7150鋁合金力學性能與組織的影響

張 研，鄧運來,，范世通，龍 濤

(1 中南大學 輕合金研究院，長沙 410083；2 中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083)

Al-Zn-Mg-Cu合金屬于可時效強化鋁合金，其強化機理是在時效過程中從過飽和固溶體中均勻析出細小彌散的強化相[1-2]。高強鋁合金的時效制度以航空需求為背景不斷發(fā)展，從最初的峰值時效(T6)發(fā)展到雙級時效(T7X)和三級時效精密熱處理技術(T77)[3-4]。T6以提高合金的靜強度為主要目的，T7X是在過時效原理的基礎上使晶界相不連續(xù)析出，通過降低強度來提高抗應力腐蝕性能。而T77則可以在不犧牲合金強度的同時，滿足斷裂韌度、抗腐蝕性能和抗疲勞性能要求的目標。

7150-T77合金的發(fā)展是為了滿足航空材料對高強度、高抗應力腐蝕性能的總體需求，它是第四代高強高韌耐蝕鋁合金的標志性合金，已廣泛應用于飛行器的上翼結構件。為了進一步提高其性能，科研人員進行了大量的研究以改進其三級時效工藝，包括各級時效溫度對性能和組織的影響。國內學者研究了預時效溫度對7000系合金組織與性能的影響[5-6]，研究表明，當預時效溫度為105℃時，這種欠時效狀態(tài)下的7150合金的析出相比T6態(tài)的合金析出相更細小，有利于高溫回歸時合金析出相的回溶。回歸溫度在200～220℃時，高溫下析出相回溶與析出在幾十秒內完成，工業(yè)應用價值較低[7-8]。控制回歸溫度不大于190℃，可有效延長回歸時間，并有利于晶內析出相的回溶和晶界析出相的粗化[9]。三級時效各階段時效時間對Al-Zn-Mg-Cu系合金的組織與性能的影響也不容忽視，然而對其研究較少，本工作主要研究了各階段時效時間，特別是回歸時間對7150-T77鋁合金組織與性能的影響，期望對7150-T77工程應用提供指導。

1 實驗材料與方法

實驗原料為7150鋁合金熱軋板，成分為Al-6.2Zn-2.4Mg-2.35Cu-0.11Zr (質量分數(shù)/%)，尺寸為80mm×1000mm×2000mm，經(jīng)固溶(380℃/4h+450℃/2h+485℃/3h)、水淬后，取表層樣品分別進行三級時效處理，三級溫度分別為105,190,120℃。硬度實驗采用HV-10B硬度儀；電導率采用D60K測試儀測定；常溫拉伸參照國標GB/T 228-2002，采用CSS-44100電子萬能試驗機進行測試，拉伸速率為2mm/min；剝落腐蝕實驗采用GB/T 22639-2008標準，腐蝕介質為EXCO溶液(pH=0.4)4mol/L NaCl+0.5mol/L KNO3+0.1mol/L HNO3；應力腐蝕性能采用恒載荷實驗表征，實驗負載為0.4σb(σb為常溫拉伸抗拉強度)，腐蝕介質為3.5%NaCl溶液，將試樣標距部分浸入溶液，掛載一個實驗周期(14天)，觀察表面是否開裂，腐蝕是否進入內部，若無開裂，則對試樣進行拉伸；時效處理的7150鋁合金的微觀組織采用F20透射電鏡(TEM)觀察，雙噴減薄制備，電解液硝酸甲醇溶液體積比HNO3∶CH3OH=3∶7，雙噴溫度-25℃。

2 結果與分析

2.1 各階段時效時間的確定

圖1為預時效階段7150鋁合金的硬度變化曲線。隨預時效時間的延長，硬度快速升高至峰值后緩慢降低，且當時效時間為17h時，硬度峰值為178HV。文獻指出[10-12]，在預時效階段初期，隨著時效時間的延長，基體內不斷析出GP區(qū)和細小彌散的η′相，合金的硬度升高；過峰值硬度后，η′尺寸長大，導致合金硬度出現(xiàn)下降。

圖1 預時效階段時效硬化曲線Fig.1 Aging hardening curve of pre-aging

圖2(a)為回歸時效階段中試樣的硬度變化規(guī)律，隨回歸時間的延長，硬度降低，其降低趨勢為先快速下降后趨于平緩。圖2(b)為采用不同的時間進行回歸后，再時效階段的硬度變化。可見，再時效階段存在硬度峰值，且回歸時效時間越長，達到該峰值時間越短。回歸30min，7150合金再時效硬度最高，其硬度峰值為208HV，回歸20min和40min的硬度值接近，其峰值分別為195HV和196HV，回歸120min后硬度大幅降低，其峰值為177HV。隨著回歸時間的延長，試樣達到最終峰值硬度需要的再時效時間也延長，回歸30min的試樣需要23h達到峰值硬度；之后延長回歸時間，達到峰值硬度的時間縮短，回歸120min時，需要20h。圖2(c)為不同回歸時間試樣的電導率變化曲線，可見，延長回歸時效和再時效時間均可提高試樣的電導率。

根據(jù)AMS4252B中7150-T77合金對強度和抗應力腐蝕性能的綜合要求，選取硬度和電導率均較高的制度(表1)，研究不同回歸時間的影響。

2.2 回歸時效時間對拉伸性能的影響

表2為不同回歸時效時間7150-T77合金的拉伸性能，可見，2#試樣(回歸30min)的抗拉強度和屈服強度最高，分別為608MPa和544MPa，伸長率最低，為10.4%；4#試樣(回歸120min)的抗拉和屈服強度最低，僅為524MPa和488MPa，伸長率最高達14.6%；1#(回歸20min)和3#(回歸40min)試樣在強度上較為接近，抗拉強度分別為585MPa和582MPa，伸長率分別為11.1%和12.9%。拉伸性能隨回歸時間變化的規(guī)律與圖2(b)所示的硬度變化規(guī)律一致。

圖2 回歸階段硬度曲線(a)與再時效階段的硬度(b)以及電導率曲線(c)Fig.2 Hardness of retrogression (a) and the hardness (b),conductivity (c) of re-aging

SampleThree-step aging process1#105℃/17h+190℃/20min+120℃/23h2#105℃/17h+190℃/30min+120℃/23h3#105℃/17h+190℃/40min+120℃/22h4#105℃/17h+190℃/120min+120℃/20h

表2 不同回歸時間的7150-T77合金拉伸性能Table 2 Tensile properties of 7150-T77 alloy with differentretrogression time

2.3 回歸時效時間對剝落腐蝕和抗應力腐蝕性能的影響

圖3所示為不同三級時效制度下7150鋁合金剝落腐蝕的形貌。圖3(a)為回歸20min的樣品，其表面分層嚴重，經(jīng)硝酸處理后，表面有大量腐蝕產(chǎn)物；圖3(b)為回歸30min后再時效處理的7150鋁合金，其表面輕微分層，經(jīng)硝酸處理后，表面有部分腐蝕產(chǎn)物；圖3(c)為回歸40min后再時效處理的7150鋁合金,僅發(fā)生點蝕，經(jīng)硝酸處理后，其表面腐蝕產(chǎn)物較少。按照GB/T 22639-2008標準剝落腐蝕評級如表3所示，可見,隨著回歸時間的延長，試樣的抗剝落腐蝕性能增強。

圖3 不同回歸時間后再時效處理剝落腐蝕的形貌 (a)20min;(b)30min;(c)40minFig.3 Morphologies of exfoliation corrosion after re-aging with different retrogression time (a)20min;(b)30min;(c)40min

Aging processMorphologyLevel105℃/17h+190℃/20min+120℃/23h Delamination EC105℃/17h+190℃/30min+120℃/23hSlight delaminationEA105℃/17h+190℃/40min+120℃/22hPitting corrosionPC

分別對回歸時間為20,30,40min的試樣進行恒載荷實驗，試樣在3.5%NaCl溶液中負載(0.4σb)14天表面未開裂，負載后的常溫拉伸性能及損失如表4所示。延長回歸時間，合金的抗拉強度和伸長率的損失率均降低，由此表明，回歸時間延長，合金抗應力腐蝕性能提高。

表4 不同回歸時間的恒載荷拉伸實驗性能Table 4 Properties of constant loading tensile testing with different retrogression time

上述實驗結果表明，回歸30min的7150-T77合金具有較好的綜合性能，因此105℃/17h+190℃/30min+120℃/23h為較優(yōu)三級時效制度。

2.4 微觀組織的變化

在回歸階段中，7150合金晶內與晶界相發(fā)生顯著變化。為了觀察合金在回歸階段的組織變化，當試樣在回歸階段時效20,30,40min時，快速將其水淬至室溫。不同回歸時間的TEM與衍射斑點分別如圖4和圖5所示，由圖4可知，合金的晶界相逐漸粗化、不連續(xù)；合金的PFZ寬度略微增加，由32nm逐漸增至50nm，這與表3、表4所示的抗剝落腐蝕性能和抗應力腐蝕性能的規(guī)律一致。由此表明，隨回歸時間的延長，晶界相的粗化與不連續(xù)是合金抗腐蝕性能提高的原因[13-14]。

圖4 回歸階段TEM照片 (a)20min;(b)30min;(c)40minFig.4 TEM photos in retrogression process (a)20min;(b)30min;(c)40min

圖5 回歸階段衍射斑點 (a)20min;(b)30min;(c)40minFig.5 Diffraction spots in retrogression process (a)20min;(b)30min;(c)40min

圖5為晶內衍射斑點，合金在回歸階段存在明顯的回溶、再析出行為。當回歸20min時，合金的晶內尚有部分未溶相，由圖5(a)可知，此時為η′相和η相共存；當回歸30min時，圖5(b)中晶內相基本回溶，η′和η相的斑點亮度很弱，表明，回歸時間為30min時回溶與再析出的臨界時間相近；當回歸40min時，由圖5(c)可知，晶內再次析出η相。可見，圖2(a)所示回歸階段硬度的降低是由于η′相的回溶和η相的再析出與長大。

回歸階段η′相的回溶和η相的再析出與長大對合金再時效后的最終性能也有不容忽視的影響。當回歸時間為20min時，晶內相未充分回溶，再時效階段未溶相繼續(xù)長大，合金最終力學性能較低; 回歸時間為30min時，晶內相回溶充分且細小彌散，合金最終力學性能較高；回歸時間為40min時，η相析出，合金力學性能降低。

圖6為回歸時間30min時，不同再時效時間試樣的TEM照片。再時效階段中，7150合金晶內析出相主要為η′相[15-16]。由圖6可知，隨再時效時間延長，η′相逐漸析出，20h時η′相尚未完全析出，27h時η′相則已粗化長大，23h時的η′相最為細小彌散，這與圖2(b)所示的回歸30min的7150合金再時效階段的硬度峰值在23h的規(guī)律相符。隨再時效時間的延長，晶界η相持續(xù)長大且不連續(xù)，這也與圖2(c)所示的電導率變化規(guī)律相符。

圖6 回歸30min后不同再時效時間的TEM照片 (a)20h;(b)23h;(c)27hFig.6 TEM photos of different re-aging time after retrogressing 30min (a)20h;(b)23h;(c)27h

3 結論

(1)隨回歸時效時間的延長，材料力學性能先升后降，在30min時達到峰值。其原因是此時形成了細小致密的η′相,為再時效階段的主要強化相，而回歸初始階段，η′相僅為部分回溶，無法充分促進再時效階段中η′的形核；30min時η′回溶程度高，有利于再時效階段中η′的形核；超過30min后，回歸過程中η′和η相大量析出，且η′向η轉化，η′粗化長大，導致再時效階段合金硬度較低。

(2)隨回歸時效時間的延長，材料抗腐蝕能力不斷增強。隨著回歸時間的延長，合金的η′不斷回溶，在晶界周圍產(chǎn)生PFZ，且PFZ不斷變寬；而晶界相不斷粗化，晶界連續(xù)性減弱，也促進了抗腐蝕能力的增強。

(3)再時效階段存在硬度峰值，延長回歸時間，再時效階段合金達到峰值強度需要的時間縮短。

(4)本實驗條件下合理的7150-T77制度為105℃/17h+190℃/30min+120℃/23h。該制度下，合金抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為608,544MPa和10.4%，剝落腐蝕評級EA，恒載荷實驗抗拉強度和伸長率損失分別為4.9%和5.0%。