7150鋁合金三級過時效熱處理制度

韓小磊，熊柏青，張永安，朱寶宏，李志輝，李錫武，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實驗室，北京 100088)

7000系鋁合金是典型的沉淀強化合金，是航空工業(yè)的主要結構材料之一[1-2]。7000系鋁合金T6峰時效處理后，晶內(nèi)沉淀相為析出細小的GP區(qū)和η′相，得到最大強化效果，但 T6狀態(tài)下合金的抗應力腐蝕性能較差[3-4]。采用雙級時效制度雖然可以提高抗應力腐蝕性能，但會使合金的強度降低10%～15%[5]。為了解決強度和抗應力腐蝕性能之間的矛盾，1974年以色列飛機公司的 CINA[6]提出了一種三級時效工藝——回歸再時效(RRA)處理工藝。合金經(jīng)RRA處理后具有與T6態(tài)相似的晶內(nèi)組織和與T7X態(tài)相似的晶界組織。但由于這種工藝的特點是第二級時效溫度較高(200～260 ℃)，回歸時間很短，因而很難在實際工業(yè)中應用[7]。在RRA的研究基礎上，1989年，Alcoa公司以T77為名注冊了世界上第一個三級時效熱處理工藝實用規(guī)范，并開始走向實用化階段[8]。7150-T77厚板和擠壓件已廣泛應用于飛行器的上翼結構件[9]。

近來對于7000系鋁合金的RRA處理研究較多。中南大學的曾渝等[10]和張坤等[11]研究了 RRA處理對Zn含量(質量分數(shù))分別為9.0%和10.4%的超高強鋁合金微觀組織和性能的影響，龍佳等[12]研究了 7A55鋁合金連續(xù)RRA處理過程中的性能及組織演變，LI等[13]研究了回歸過程中加熱速率對合金組織和性能的影響。MARLAUD等[14]應用原子探針和小角X射線散射技術對7000系鋁合金沉淀析出相在RRA處理中的演變進行了研究。

7150-T77工藝是國外專利，其關鍵工藝細節(jié)至今尚未公開。本文作者研究預時效和第二級時效制度對7150合金的硬度、電導率、拉伸性能和顯微組織的影響，并制定一種三級過時效熱處理制度，將其處理的合金與單級峰時效、雙級過時效和常規(guī) RRA處理的合金進行組織和性能對比，為制定適合7150合金工業(yè)化處理的三級時效制度提供實驗基礎和理論依據(jù)。

1 實驗

試驗所用合金 Al-6.33Zn-2.35Mg-2.39Cu-0.12Zr由高純Al、高純Zn、高純Mg、Al-Cu及Al-Zr中間合金等原料配比熔煉而成。本試驗合金采取的雙級均勻化制度為(440 ℃, 12 h)+(475 ℃, 24 h)。對均勻化處理后的試樣進行擠壓，將圓錠擠壓成截面為 100 mm×25 mm 規(guī)格的板帶，擠壓比為 12.6。合金試樣進行(475 ℃, 2 h)的固溶處理、水淬。分別對合金進行單級時效、雙級過時效、常規(guī) RRA處理和三級過時效處理，然后采用維氏硬度儀測試試樣硬度，采用7501渦流導電儀測量試樣的電導率；采用 MTS-810型試驗機測試了合金的室溫拉伸性能，拉伸速度為1 mm/min，拉伸試樣的取樣方向為L向；采用普通光學顯微鏡(Axiocert200MAT)對合金的不同狀態(tài)下的顯微組織進行觀察，高倍顯微組織觀察在JEM-2000FX型分析電鏡上進行，工作電壓為160 kV。TEM樣品用 MTP-1雙噴電解減薄儀制取，電解液為含 25%HNO3的甲醇溶液，溫度控制在-30～-20 ℃之間，電壓為15～20 V。

2 結果與討論

2.1 單級峰時效、雙級過時效、常規(guī)RRA處理組織與性能

圖1所示為7150合金金相組織。由圖1可見，合金鑄態(tài)晶粒尺寸在100～200 μm左右，晶界處存在大量的層片狀共晶組織。經(jīng)過(440 ℃, 12 h)+(475 ℃, 24 h)均勻化處理后，片層狀共晶組織轉化為完全消失。合金擠壓態(tài)組織中可以觀察到合金晶粒沿變形方向拉長。經(jīng)(475 ℃, 2 h)固溶處理后，合金的大部分粗大第二相回溶，仍有少量粗大的第二相存在。

圖1 7150合金金相組織Fig.1 Metallographic structures of 7150 alloys: (a)As-cast; (b)As-homogenized; (c)As-extruded; (d)As-solution-treated

圖2所示為7150合金在不同時效條件下處理后的TEM像和SAED譜。由圖2可看出，合金經(jīng)(120℃, 24 h)單級峰時效處理后，晶內(nèi)析出相以 GP區(qū)和η′相為主，尺寸為3～8 nm，合金的抗拉強度、屈服強度、伸長率和電導率分別為625 MPa、560 MPa、14.0%和17.7 MS/m；合金經(jīng)(120 ℃, 8 h)+(160 ℃, 28 h)雙級過時效處理后，晶內(nèi)析出相明顯長大，尺寸為20 nm左右，晶界析出物粗大，尺寸在50～100 nm之間，出現(xiàn)明顯的無沉淀析出帶，合金的抗拉強度、屈服強度、伸長率和電導率分別為570 MPa、525 MPa、11.5%和22.1 MS/m。電導率的測試主要用于評價合金的抗應力腐蝕性能，WALLACE等[15-16]認為合金的電導率和抗應力腐蝕性能有著密切聯(lián)系，抗應力腐蝕性能隨電導率的增加而增加。

對7150合金應用常規(guī)的RRA處理工藝，預時效制度為(120 ℃, 24 h)，在200～240 ℃ 之間進行短時的回歸處理、淬火，在120 ℃左右進行再時效處理。通過測試合金的回歸硬度曲線谷值點確定合金的回歸處理時間，在 200、220和240 ℃的回歸最充分的時間分別為8、6和4 min。圖3所示為預時效為(120 ℃, 24 h)的合金經(jīng)過高溫短時回歸處理后的TEM組織。由圖3可見，合金晶內(nèi)析出相的密度隨第二級時效溫度的升高而變小，提高第二級時效溫度有利于合金晶內(nèi)析出相的回溶。在240 ℃回歸，合金的晶內(nèi)析出相仍未完全回溶，未回溶的晶內(nèi)析出相尺寸明顯增大。

傳統(tǒng)RRA時效工藝通常采用(120 ℃, 24 h)峰時效作為預時效制度，一部分晶內(nèi)析出相尺寸較大，并且η′相所占比例較大，這些析出相在第二級高溫時效過程中回溶難度較大。傳統(tǒng) RRA時效工藝第二級時效時間過短，不適合用于厚板材的處理。合金經(jīng)常規(guī)RRA處理后，其抗拉強度與合金經(jīng)單級峰時效的基本相當，但電導率僅為 18.0 MS/m左右，與 7150-T77合金的標準[17](20.9 MS/m)有較大差距，需要通過延長第二級時效時間進一步提高合金的電導率。

圖2 7150合金在不同時效條件下處理后的TEM像和SAED譜Fig.2 TEM images and SAED patterns of 7150 alloys treated under different aging conditions: (a), (b), (c)(120 ℃, 24 h); (d), (e),(f)(120 ℃, 8 h)+(160 ℃, 28 h)

圖3 預時效為(120 ℃, 24 h)合金經(jīng)過高溫短時回歸處理后的TEM像Fig.3 TEM images of alloys after short high-temperature retrogressions: (a), (b)(120 ℃, 24 h)+(200 ℃, 8 min); (c), (d)(120 ℃,24 h)+(220 ℃, 6 min); (e), (f)(120 ℃, 24 h)+(220 ℃, 4 min)

2.2 三級過時效處理的組織與性能

LORIMER等[18]研究表明，在7000系鋁合金中，當η′相粒子尺寸大于一閾值時，將在高溫時效時轉化成η相，而低于此值則會溶解。該閾值與高溫時效的溫度有關，溫度低，該閾值也低。因此，必須將預時效程度與回歸處理相結合來考慮選取合適的預時效制度。一方面要保證晶界析出物足夠大，另一方面要控制η′相粒子的尺寸，減少可以轉化為η相的粒子數(shù)目。本研究采用(110 ℃, 16 h)作為預時效制度。圖4所示為(110 ℃, 16 h)預時效態(tài)合金的顯微組織。由圖4可看出，合金晶內(nèi)析出相尺寸為3～5 nm，晶界析出相析出完整，相比(120 ℃, 24 h)的預時效制度，合金的晶內(nèi)析出相在進行第二級高溫時效時更容易回溶。

圖5 所示為經(jīng)(110 ℃, 16 h)和(120 ℃, 24 h)預時效合金的DSC曲線。PARK和ARDELL[19]曾研究過7075合金不同時效狀態(tài)的DSC曲線。他們的研究結果表明，第一個吸熱峰對應于小尺寸沉淀析出相(主要為GP區(qū)和小尺寸η′相)的溶解，而相鄰的兩個放熱峰對應與η′相向η相轉化和η相的析出。

圖4 7150合金預時效態(tài)合金的顯微組織Fig.4 Microstructures of 7150 alloys in pre-aging treatment:(a)Precipitates in matrix; (b)Precipitates on grain boundary

經(jīng)(110 ℃, 16 h)預時效的合金與經(jīng)(120 ℃, 24 h)預時效的合金相比，前者的A峰面積較大，而后者的B峰和C峰面積較大；DSC分析的結果表明，前者在高溫階段回溶的析出相比后者的多，而由η′相轉化為η相和基體內(nèi)直接析出的η相相對較少。這是由于合金經(jīng)(110 ℃, 16 h)預時效后的晶內(nèi)析出相比經(jīng)(120℃, 24 h)預時效后的晶內(nèi)析出相更加細小，在高溫下更容易回溶進基體之中，因此在高溫時效階段能轉變?yōu)棣窍嗟摩恰湎嘁蚕鄬^少。由圖5還可以看出，采用(110 ℃, 16 h)預時效時，合金的小尺寸沉淀析出相的溶解峰位置向溫度低的方向偏移了2 ℃。由此可見，采用欠時效作為合金的預時效制度，有利于降低合金的回歸溫度，而降低回歸溫度可以使未回溶相的長大速率變慢，從而使合金在保持一定強度的同時，可以獲得相對長的第二級時效時間，有利于拓寬合金的第二級處理時間窗口。

圖5 預時效合金的DSC曲線Fig.5 DSC curves of pre-aging alloy

圖6 不同預時效合金第二級時效后的TEM像Fig.6 TEM images of alloys treated by different pre-aging treatments after the second aging step: (a), (b)(110 ℃, 16 h)+(190 ℃,2 h); (c), (d)(120 ℃, 24 h)+(190 ℃, 2 h)

對不同預時效制度合金在(190 ℃, 2 h)回歸處理后的沉淀析出相組織進行研究，合金晶內(nèi)沉淀析出相和晶界沉淀析出相的TEM形貌如圖6所示。由圖6可見，合金的晶內(nèi)沉淀析出相與預時效的相比明顯長大，尺寸達到5～20 nm。大尺寸晶內(nèi)析出相的密度隨預時效程度的加深而增大，這些大尺寸晶內(nèi)析出相是在第二級初期沒有回溶而在隨后的過程中不斷粗化而形成的。預時效為(110 ℃, 16 h)和(120 ℃, 24 h)的合金，經(jīng)第二級(190 ℃, 2 h)高溫時效處理后，晶界沉淀析出相均能完全斷開。完全斷開的晶界析出相在應力腐蝕開裂過程中能阻礙陽極通道的形成，有利于提高合金的抗應力腐蝕性能。經(jīng)過(190 ℃, 2 h)第二級時效后的合金均出現(xiàn) 30～50 nm的晶界無沉淀析出帶(PFZ)，預時效對PFZ的寬度無明顯影響。

對采用(110 ℃，16 h)作為預時效制度的合金進行第二級高溫時效處理。前期的實驗表明，采用190 ℃的第二級高溫過時效溫度，既能保證合金的第二級時效工藝有較寬的時間窗口，又可以降低合金強度的損失[20]。圖7所示為在190 ℃時效不同時間后的TEM像。由圖7可以看出，合金在190 ℃時效8 min后，晶內(nèi)析出相的尺寸為5 nm左右，合金的晶內(nèi)析出相密度有所降低，這是由于在190 ℃時效初期，晶內(nèi)析出相出現(xiàn)了部分回溶現(xiàn)象，在晶內(nèi)的選區(qū)衍射花樣上，可以觀察到在1/3{311}和2/3{311}位置出現(xiàn)GP區(qū)的衍射斑點，在1/3{220}和2/3{220}位置出現(xiàn)模糊斑點，在1/3{220}和2/3{220}位置沿{111}方向出現(xiàn)芒線。這些衍射特征與η′相有關，此時晶內(nèi)析出相以未回歸的GP區(qū)和η′相為主。合金晶界析出相長大未斷開。合金晶內(nèi)析出相在第二級時效過程中不斷粗化，晶界析出相長大斷開?；貧w2 h后，晶內(nèi)析出相的尺寸范圍為6～18 nm，在晶內(nèi)的選區(qū)衍射花樣上可以看出1/3{220}和2/3{220}處的衍射斑點變得更強，有些斑點表現(xiàn)為復雜形狀，其中一部分斑點與穩(wěn)定相η的衍射有關。此時，合金的晶內(nèi)析出相以η′相和η相為主，晶界析出相完全斷開。合金經(jīng)過(110 ℃, 16 h)+ (190 ℃, 2 h)+(120 ℃, 24 h)三級時效處理后，合金的抗拉強度、屈服強度、伸長率和電導率分別為595 MPa、565 MPa、12.5% 和21.9 MS/m。

圖7 合金經(jīng)(110 ℃, 16 h)+(190 ℃, x min)時效后的TEM像Fig.7 TEM images of alloys after (110 ℃, 16 h)+(190 ℃, x min)aging treatment: (a), (b)x=8; (c), (d)x=60; (e), (f)x=120

圖8 合金經(jīng)(110 ℃, 16 h)+(190 ℃, 2 h)+(120 ℃, x h)三級時效后的析出相形貌Fig.8 Morphologies of alloys precipitates after three-stage aging treatments of (110 ℃, 16 h)+ (190 ℃, 2 h)+ (120 ℃, x h): (a), (b)x=0; (c), (d)x=16; (e), (f)x=24; (g), (h)x=32

圖9 合金經(jīng)(110 ℃, 16 h)+(190 ℃, 2 h)+(120 ℃, x h)三級時效處理后的硬度、電導率和拉伸性能Fig.9 Properties of alloys after (110 ℃, 16 h)+ (190 ℃, 2 h)+ (120 ℃, x h)aging treatments: (a)Hardness and conductivity; (b)Tensile properties

圖8所示為經(jīng)(110 ℃，16 h)+(190 ℃，2 h)前兩級時效后在120 ℃進行不同時間第三級時效的沉淀析出相形貌。圖9所示為合金經(jīng)(110 ℃, 16 h)+(190 ℃, 2 h)+ (120 ℃,xh)三級時效處理后的硬度電導率和拉伸性能。由圖8可以看出，合金的晶內(nèi)析出相形貌由圖8 (a)到圖8 (b)的變化最為明顯。合金經(jīng)第三級(120℃, 16 h)時效后，10 nm以下的小尺寸析出相明顯增多，這些細小的晶內(nèi)析出相是在第三級時效過程中析出的。合金在第二級190 ℃時效后，小尺寸晶內(nèi)析出相大量回溶，使合金部分區(qū)域溶質密度較高，在進行120 ℃第三級時效時，這些區(qū)域又重新析出細小的沉淀析出相，進一步提高了合金的強度。由圖9可以看出，隨著第三級時效時間的延長，細小析出相的尺寸開始長大，密度變小，導致合金的硬度和強度出現(xiàn)小幅度下降，隨著第三級時效時間的進一步延長，合金強度出現(xiàn)小幅度上升。這種現(xiàn)象可能是由于合金晶內(nèi)出現(xiàn)具有一定尺寸、位錯不能切過只能繞過的η′相微粒，使強化效果有所增強而引起的。隨著第三級時效的時間進一步延長，細小析出相開始粗化，合金的硬度和強度開始單調(diào)下降。由于第三級時效溫度相對較低，合金經(jīng)過第三級時效后，晶界析出相的尺寸和分布無明顯變化。合金的第三級時效制度對合金的性能影響不大，綜合考慮合金的強度、電導率和熱處理成本等因素，選用(120 ℃, 16 h)作為第三級時效制度。

表1所列為7150合金各時效工藝的性能參數(shù)對比。依此列出了3種熱處理制度的抗拉強度、屈服強度、伸長率、抗拉強度相對于 T6態(tài)的損失、電導率和總時效時間。在3種時效制度中，單級峰時效的抗拉強度最高，但電導率僅為17.7 MS/m。雙級過時效制度，電導率值達到22.0 MS/m，但其抗拉強度損失約 9%。采用(110 ℃, 16 h)+ (190 ℃, 2 h)+ (120 ℃, 16 h)三級過時效處理工藝時，合金的抗拉強度損失約5%，電導率達到21.8 MS/m；在保持其電導率與雙級過時效時的電導率在同一水平的情況下，其抗拉強度損失明顯低于雙級過時效處理合金的抗拉強度損失；三級過時效處理的總時效時間與雙級過時效的相當。

表1 7150合金各時效工藝的性能參數(shù)對比Table 1 Parameter comparison of different aging treatments of 7150 alloy

3 結論

1)采用(110 ℃, 16 h)的欠時效制度作為合金的預時效制度，與(120 ℃, 24 h)的峰時效制度相比，該預時效制度更有利于晶內(nèi)析出相在第二級高溫時效過程中后續(xù)回溶。

2)采用190 ℃的第二級高溫時效制度，可以使晶內(nèi)析出相部分回溶，并可保證晶界析出相充分斷開，并有較大的時間窗口。

3)第三級時效制度對合金的組織和性能影響不顯著。

4)采用(110 ℃, 16 h)+(190 ℃, 2 h)+(120 ℃, 16 h)三級過時效處理工藝，合金的抗拉強度損失約 5%，電導率達到21.8 MS/m，電導率在保持與雙級過時效時的電導率在同一水平的情況下，其抗拉強度的損失明顯低于雙級過時效處理時的抗拉強度的損失，有利于合金獲得更好的綜合性能。

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