趙 鳳， 魯法云， 郭富安

(1.山東南山鋁業(yè)股份有限公司 國家鋁合金壓力加工工程技術(shù)研究中心， 山東 龍口 265713； 2.北京南山航空材料研究院， 北京 100048)

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兩種7050鋁合金厚板的組織與性能

趙 鳳1, 2， 魯法云1, 2， 郭富安1, 2

(1.山東南山鋁業(yè)股份有限公司 國家鋁合金壓力加工工程技術(shù)研究中心， 山東 龍口 265713； 2.北京南山航空材料研究院， 北京 100048)

對兩種61mm厚的7050-T7451鋁合金板材進行對比分析，探討工藝-組織-性能的關(guān)系。采用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡進行組織觀察，并進行室溫拉伸、斷裂韌性、剝落腐蝕等性能測試，實驗表明：兩種板材的綜合性能均滿足AMS 4050H標(biāo)準(zhǔn)的指標(biāo)要求，但一種板材的強度、斷裂韌度略低于另一種相同規(guī)格的板材，而剝落腐蝕性能略好。兩種產(chǎn)品性能差異的主要原因在于，更系統(tǒng)的工藝控制使板材保持較好的組織均勻性、較小的再結(jié)晶比例，僅殘留較少的小尺寸且均勻分布的Al7Cu2Fe相，基本無Al2CuMg相。

7050-T7451厚板；組織均勻性；再結(jié)晶分?jǐn)?shù)；粗大第二相

7050 鋁合金屬于Al-Zn-Mg-Cu系，其淬火敏感性低，適用于大規(guī)格厚板及鍛件的生產(chǎn)。7050-T7451 預(yù)拉伸厚板因強度、斷裂韌度以及腐蝕性能的綜合性能較好，已廣泛用于各類飛機的機身框架、翼梁和尾翼等部件[1]。

隨著航空用鋁合金向“超長，超寬，超厚”的方向發(fā)展，對鋁合金性能也提出更高的要求。因此為了提高Al-Zn-Mg-Cu系合金板材的綜合性能，國內(nèi)外學(xué)者在熱處理工藝以及組織與性能之間關(guān)系等方面進行大量研究。研究結(jié)果表明[2～6]，對Al-Zn-Mg-Cu系合金采用雙級均勻化處理可有效控制Al3Zr的分布以及非平衡相的轉(zhuǎn)變，并消除枝晶偏析等；雙級固溶或強化固溶處理使Al2CuMg相和η-MgZn2相溶解更充分，有效提高合金的強度和斷裂韌度等綜合性能；合理的過時效工藝通過調(diào)控晶界、晶內(nèi)析出相的種類和分布以及無沉淀析出帶的寬度，有利于獲得較高的強度和耐蝕性能。

對于7050板材而言，隨著厚度的增加，在滿足強度、耐蝕性能要求的前提下，最關(guān)鍵的是塑性和斷裂韌度的提高[7]。在大規(guī)格中厚板方面，國內(nèi)批量生產(chǎn)的產(chǎn)品在性能上及性能穩(wěn)定性方面與國外相比仍存在一定差距。有報道表明在中國具有知識產(chǎn)權(quán)的C919大型客機的試制中，絕大部分的鋁合金仍然依賴進口，國產(chǎn)的鋁合金用量不到30%。國內(nèi)生產(chǎn)的中厚板材存在斷裂韌度偏低及加工后變形等問題。因此，要短期內(nèi)實現(xiàn)航空材料的國產(chǎn)化，需深入了解國內(nèi)外的差距，從研究及生產(chǎn)等方面進行針對性的攻關(guān)，但目前針對成品板材的研究較少。本工作選用國內(nèi)、外兩個著名鋁加工企業(yè)生產(chǎn)的61mm厚的7050-T7451鋁合金成品板材進行對比分析，以期從影響板材綜合性能的再結(jié)晶、粗大化合物等入手，找出7050鋁合金板材產(chǎn)品性能差距的原因。

1 實驗材料及方法

以國內(nèi)、外兩個公司批量生產(chǎn)的61mm厚的7050-T7451合金成品板材為研究對象，兩種板材均經(jīng)過熔鑄、均勻化處理、熱軋、固溶處理、預(yù)拉伸、雙級時效處理等生產(chǎn)工藝。國內(nèi)生產(chǎn)的板材稱為1#板材，國外生產(chǎn)的板材稱為2#板材。兩種板材的合金成分如表1所示。

從板材相同部位截取試樣。采用ZEISS Axio Imager M2m金相顯微鏡對合金板材的組織進行觀察，腐蝕劑采用Graff-Sargent腐蝕劑(1mL HF+16mL HNO3+3g CrO3+83mL H2O)，并利用Image Pro Plus軟件通過統(tǒng)計再結(jié)晶晶粒所占面積比計算板材的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)統(tǒng)計再結(jié)晶分?jǐn)?shù)。利用ZEISS-EVO18掃描電鏡及OXFORD X-MAXN 20能譜儀(EDS)對合金中的化合物進行分析。

表1 兩種板材的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/ %)

按照SAE AMS 7050-T7451標(biāo)準(zhǔn)[8]要求取拉伸、斷裂韌度、剝落腐蝕等試樣。上述性能測試按照相應(yīng)的ASTM標(biāo)準(zhǔn)[9～11]的要求進行。

2 結(jié)果與分析

從表1可以看出，兩個公司生產(chǎn)的7050-T7451合金板材的成分相差很小，主合金元素中，1#板材Zn元素、Mg元素及Cu元素的含量較2#板材分別高0.032%，0.172%及0.119%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，主要雜質(zhì)元素Fe和Si基本相同。這說明合金的成分對兩種板材的性能不應(yīng)有大的影響。

2.1 兩種板材的組織觀察

2.1.1 金相組織

兩種7050-T7451合金板材縱截面(L-S面)的金相組織如圖1所示。由圖1可以看出，兩種板材的各個部位均發(fā)生部分再結(jié)晶，組織由大量細(xì)小的亞晶和粗大的再結(jié)晶晶粒組成。在圖1中，白色區(qū)域為再結(jié)晶組織，黑色區(qū)域為未再結(jié)晶組織，產(chǎn)生這種差異的主要原因是由于Graff-Seagent試劑優(yōu)先腐蝕晶界和亞晶界，未再結(jié)晶部分由于有大量亞結(jié)構(gòu)被腐蝕而呈現(xiàn)黑色[12]。從圖1也可以看出，從表層到中心層，兩種板材的再結(jié)晶晶粒所占的比例逐漸減小。

從圖1可以看出：不論是表層、1/4層或心部，1#板材的再結(jié)晶晶粒所占比例均明顯高于2#板材。再結(jié)晶晶粒分?jǐn)?shù)統(tǒng)計分析結(jié)果顯示，1#板材表層的再結(jié)晶晶粒所占的比例高于60%，而2#板材表層的再結(jié)晶晶粒的比例僅為35%左右；1#，2#板材心部再結(jié)晶晶粒所占比例分別為28%及14%，差異顯著。同時，無論是表層組織還是心部組織，1#板材的組織均勻性比2#板材差。

圖2是兩種板材L-S面上的較高放大倍數(shù)的組織。從圖2中可以觀察到，兩種板材L-S面上的再結(jié)晶晶粒沿軋向呈帶狀分布；但兩種板材的再結(jié)晶晶粒的形狀有較大的差別。1#板材的再結(jié)晶晶粒大部分呈等軸狀，而2#板材的再結(jié)晶晶粒呈扁平狀、層狀結(jié)構(gòu)。

圖1 兩種7050-T7451板材不同厚度層的金相組織圖 (a)1#板材表層；(b)1#板材1/4層；(c)1#板材心部； (d)2# 板材表層；(e)2#板材1/4層；(f)2# 板材心部Fig.1 Optical micrographs of the two 7050-T7451 plates in different layers (a)surface layer of 1#;(b)1/4 layer of 1#; (c)center layer of 1#;(d)surface layer of 2#;(e)1/4 layer of 2#;(f)center layer of 2#

圖2 兩種7050-T7451板材不同厚度層的金相高倍組織圖 (a)1#板材表層；(b)1#板材1/4層； (c)1#板材心部；(d)2# 板材表層；(e)2#板材1/4層；(f) 2# 板材心部Fig.2 Optical large-magnification micrographs of the two 7050-T7451 plates in different layers (a)surface layer of 1#; (b)1/4 layer of 1#;(c)center layer of 1#;(d)surface layer of 2#;(e)1/4 layer of 2#;(f)center layer of 2#

2.1.2 粗大第二相

兩種7050-T7451合金板材縱截面(L-S面)的SEM照片如圖3所示。由圖3可以觀察到，對于兩種板材產(chǎn)品，粗大的第二相以鏈狀形式沿軋制方向分布。1#板材，從表層到中心層，第二相粒子主要呈不規(guī)則狀和橢球形，尺寸明顯增大，心部可達20μm；2#板材，從表層到中心層，第二相粒子分布相差不大，主要呈不規(guī)則狀，尺寸略有增加，但均在15μm以下，基本無橢球形顆粒。即根據(jù)粗大化合物在板材表層、1/4層和中心層的分布情況可知，1#板材的化合物尺寸和化合物所占比例均明顯高于2#板材，且其粗大第二相的分布均勻性較2#板材差。

圖3 兩種7050-T7451板材不同厚度層的第二相分布圖 (a)1#板材表層；(b)1#板材1/4層； (c)1#板材1/2層；(d)2#板材表層；(e)2#板材1/4層；(f)2# 板材中心層Fig.3 SEM images of the two 7050-T7451 plates in different layers (a)surface layer of 1#;(b)1/4 layer of 1#; (c)center layer of 1#;(d)surface layer of 2#;(e)1/4 layer of 2#;(f)center layer of 2#

圖4是1#板材及2#板材化合物的形貌，表2是圖4中化合物的能譜分析結(jié)果。1#板材存在兩種粗大的化合物粒子，一種粒子(如圖4a中箭頭A所示)主要含Al，Cu和Mg元素，形貌為規(guī)則橢球形，結(jié)合化學(xué)成分判斷其為S相(Al2CuMg)；另一種粒子(如4a中箭頭B所示)主要含Al,Cu和Fe元素，形狀不規(guī)則，化學(xué)成分接近Al7Cu2Fe相。2#板材中基本不存在Al2CuMg相，粗大第二相呈不規(guī)則狀(部分呈棒狀)，均為Al7Cu2Fe相，如圖4b中箭頭c所指。因此，1#板材中存在較多大尺寸的Al7Cu2Fe相和Al2CuMg相，2#板材中僅存在較少尺寸相對細(xì)小的Al7Cu2Fe相。

圖4 兩種7050-T7451板材第二相粒子的形貌和能譜分析 (a)1#板材；(b)2#板材；Fig.4 The morphology and EDS results of the two 7050-T7451 plates (a)1#;(2)2#;

PlateMgAlFeCuZnPossiblephaseA24.0648.83—25.581.53Al2CuMgB—69.3610.1220.52—Al7Cu2FeC—71.279.4619.27—Al7Cu2Fe

2.2 兩種板材的性能及其與組織的關(guān)系

應(yīng)用于航空領(lǐng)域的7XXX系鋁合金需平衡好強度、斷裂韌度、剝落腐蝕性能(EXCO)、抗應(yīng)力腐蝕開裂抗力(SCC)、疲勞裂紋抗力等性能，獲得良好的綜合性能[1,13]，而強度的升高常伴隨斷裂韌度等損傷容限的降低，不同性能所要求的組織特征存在一定矛盾[14]。因此，在工業(yè)化生產(chǎn)中，控制好生產(chǎn)工藝-組織-產(chǎn)品性能之間的關(guān)系是合理調(diào)控產(chǎn)品組織、獲得產(chǎn)品良好綜合性能的關(guān)鍵。

2.2.1 拉伸性能

表3是兩種板材的室溫拉伸性能及相應(yīng)規(guī)格板材的AMS標(biāo)準(zhǔn)。從表3可以看出，兩種板材不同方向的抗拉強度、屈服強度及伸長率均高于相應(yīng)規(guī)格板材的AMS指標(biāo)要求；2#板材的強度略高于1#板材，且二者的伸長率基本相當(dāng)。結(jié)合表1化學(xué)成分結(jié)果，1#板材的主合金元素Zn，Mg和Cu的含量略高于2#板材，強度卻略低于2#板材，表明較好地控制組織對2#板材的強度起到積極作用。

通常強化機制主要有固溶強化、晶界強化、沉淀相強化及位錯強化等。7XXX系鋁合金的強度主要依靠固溶強化，由強化相的種類、多少、大小及分布等決定，未被粗大化合物占用的溶質(zhì)原子的數(shù)量對拉伸強度有重要影響。從圖2及圖3可以看出，1#板材的組織中粗大化合物所占比例明顯高于2#板材的化合物所占比例，且1#板材組織中粗大第二相包括含F(xiàn)e相以及S相(Al2CuMg)，2#板材中僅存在含F(xiàn)e相，未發(fā)現(xiàn)S相。S相是由7XXX系鋁合金的主要合金元素Cu及Mg組成，因此在1#板材的主要合金元素含量略高于2#板材的情況下，由于形成較多的粗大S相，1#板材中形成強化相的合金元素要少于1#板材中的合金元素，從而降低了板材的強度。

此外，晶界強化也由于該系合金板材的未再結(jié)晶晶粒內(nèi)部存在大量的亞晶，因此，有學(xué)者又將晶界強化機制分為普通晶界強化和亞晶界強化[15]。通過前面分析可知，不論是表層、1/4層或心部，1#板材的再結(jié)晶晶粒所占的比例均明顯高于2#板材，且從圖2可以看出，在該類合金中的再結(jié)晶晶粒內(nèi)部幾乎沒有亞晶產(chǎn)生。所以，再結(jié)晶組織在該合金中對強度起削弱作用。因此，1#板材的亞晶強化效果要弱于2#板材的強化效果。此外，從圖1可以看出，1#板材的組織均勻性較2#板材差。板材表層到心部存在較大的組織差異使得厚度方向強度和塑性存在較大差異，導(dǎo)致整個板材在變形過程中的協(xié)調(diào)作用減弱，對強度及伸長率均不利[16]。這兩方面的綜合作用導(dǎo)致1#板材的拉伸性能較2#板材略低。

表3 兩種板材的室溫拉伸性能及相應(yīng)規(guī)格板材的AMS 4050H標(biāo)準(zhǔn)值[7]

2.2.2 斷裂韌度

表4是兩種板材不同方向的斷裂韌度及相應(yīng)規(guī)格板材的AMS技術(shù)指標(biāo)要求。從表4中可以看出，兩種板材不同方向上的斷裂韌度值均高于AMS標(biāo)準(zhǔn)中規(guī)定的斷裂韌度，說明兩種板材的斷裂韌度均達到AMS技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)的要求。同時在LT方向上，1#板材的斷裂韌度略低于2#板材的斷裂韌度；在TL方向上，兩種板材的斷裂韌度相近。

表4 兩種板材的斷裂韌度及相應(yīng)規(guī)格板材

影響鋁合金斷裂韌度的主要因素為粗大第二相的分布、晶粒的再結(jié)晶程度、材料熱處理狀態(tài)、取樣方向等。對于具有部分再結(jié)晶組織的7050鋁合金，斷裂機制主要包括粗大第二相引起的剝離、沿晶斷裂、穿晶斷裂三種[17]。首先，粗大第二相在受到外力的作用下容易產(chǎn)生變形不協(xié)調(diào)，在第二相和基體界面產(chǎn)生應(yīng)力集中，從而形成纖維空穴，隨著外力的加大，空穴不斷長大、聚合，導(dǎo)致最后斷裂[18，19]；同時粗大的第二相區(qū)域容易成為再結(jié)晶形核核心，引起晶粒發(fā)生再結(jié)晶現(xiàn)象，因此通常分布于再結(jié)晶區(qū)域。其次，沿晶斷裂通常指裂紋沿再結(jié)晶區(qū)域的大角度晶界擴展。由于粗大第二相區(qū)域以及大角度晶界區(qū)域的結(jié)合力較弱，因此相對于穿晶斷裂，沿晶斷裂或粗大第二相的剝離所需消耗的總能量較低，裂紋優(yōu)先在該區(qū)域萌生和擴展。即隨著再結(jié)晶比例的增加，穿晶斷裂所占比例減小，斷裂所需消耗的能量減少，斷裂韌度降低[20]。

從上述分析可知，在兩種板材的熱處理狀態(tài)、取樣方向、樣品尺寸均相同的情況下，最終導(dǎo)致1#板材斷裂韌度值較低的原因是：1#板材的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)以及粗大第二相的數(shù)量要遠高于2#板材，同時1#板材內(nèi)不僅包括尺寸較大的含F(xiàn)e相，同時存在較多的S相，對板材塑韌性非常不利。

生產(chǎn)過程中，含F(xiàn)e相和S相的尺寸、分布主要與熔鑄工藝、變形工藝和熱處理工藝(主要是S相)相關(guān)；再結(jié)晶程度主要與變形工藝和固溶熱處理有關(guān)。

2.2.3 耐剝落腐蝕性能

圖5是兩種板材在腐蝕液中浸泡48h后的剝落腐蝕形貌。從圖5中可以看出，經(jīng)過48h浸泡后，兩種板材的原始金屬表面均已發(fā)生變化，表面發(fā)生鼓泡現(xiàn)象并有輕微破碎的剝層。按照AMS標(biāo)準(zhǔn)評定，兩種板材的剝落腐蝕等級均可評定為EA級，能滿足AMS標(biāo)準(zhǔn)對相應(yīng)規(guī)格板材的剝落腐蝕不低于EB級的要求。但是相對于2#板材，1#板材的鼓泡尺寸較小，且輕微分層現(xiàn)象和腐蝕深入的厚度略淺，即1#板材抗剝落腐蝕性能稍高于2#板材。

在航空用7XXX系鋁合金產(chǎn)品中，剝落腐蝕是一種“局部”的腐蝕行為，主要是由于腐蝕產(chǎn)物大于所消耗的金屬的體積，對基體產(chǎn)生“楔入效應(yīng)”，導(dǎo)致表層發(fā)生應(yīng)變引起鼓泡或剝落，而層狀組織更容易使表層發(fā)生剝落，同時連續(xù)分布的晶界析出相為該腐蝕提供腐蝕通道，因此，腐蝕程度主要與板材的晶粒形狀和晶界析出相的尺寸及分布密切相關(guān)[21]。圖1和圖2表明除長條狀變形晶粒外，1#板材大部分再結(jié)晶晶粒呈等軸狀，更有利于剝落腐蝕性能抗力的提高；2#板材大部分再結(jié)晶晶粒保持明顯的拉長晶?；?qū)訝罱M織，更容易發(fā)生剝落腐蝕現(xiàn)象。同時，通過過時效處理控制晶界析出相的形狀及空間分布是提高產(chǎn)品剝落腐蝕性能的有效途徑[22]。而兩種相同規(guī)格的合金板材均采用T7451工藝，該工藝能夠有效地使晶界的η-MgZn2相球化并斷開，從而有效地提高合金板材的剝落腐蝕性能。因此，1#板材抗剝落腐蝕性能稍高于2#板材的主要原因是1#板材再結(jié)晶晶粒呈等軸狀。

圖5 兩種板材剝落腐蝕試驗48h后的剝落腐蝕表面形貌 (a)1#板材；(b)2#板材Fig.5 Surface of the two 7050-T7451 plates after EXCO tests for 48h (a)1#；(b)2#

2.3 工藝對組織的影響

由上述分析結(jié)果可知，組織均勻性、再結(jié)晶比例及粗大化合物的種類、大小及數(shù)量是控制7050中厚板的性能尤其強度及斷裂韌度的關(guān)鍵因素。2#板材綜合性能優(yōu)于1#板材也源于其在組織均勻性、再結(jié)晶及粗大化合物的控制方面的優(yōu)勢。微觀組織差異與厚板的生產(chǎn)工藝如熔鑄、熱軋、熱處理及預(yù)拉伸工藝等密切相關(guān)。

影響板材組織均勻性的因素主要有：成分偏析程度、形變均勻性、熱處理爐的升降溫均勻性等[23]，其中形變不均勻是限制厚板生產(chǎn)及應(yīng)用的關(guān)鍵性因素。在軋機等設(shè)備允許的范圍內(nèi)，通過調(diào)整軋制的單道次壓下量、總變形量等參數(shù)，減小板材厚度方向的溫度場和應(yīng)力場差異，可有效提高板材厚度方向的變形均勻性。同時提高熱處理爐的均勻性，調(diào)整合適的升降溫速率以及保溫參數(shù)，盡量減小板材厚度方向的溫度梯度，進一步提高厚板在厚度方向上的組織和性能的均勻性。

對比兩種7050鋁合金再結(jié)晶比例的差異及其對性能的影響可知，合理控制板材組織的再結(jié)晶比例，可有效提高斷裂韌度及強度等性能。對于7050鋁合金中厚板、厚板，再結(jié)晶的動力來源于熱軋過程中的形變儲存能。而熱軋過程中發(fā)生的動態(tài)回復(fù)，固溶熱處理時的回復(fù)和部分再結(jié)晶，以及預(yù)拉伸過程中位錯移動等，均會消耗一定的形變儲存能。因此，減少形變儲存能可有效降低固溶熱處理時再結(jié)晶比例，如適度提高變形溫度，減小變形速率，增大動態(tài)回復(fù)的程度。

同時7050鋁合金中，含F(xiàn)e相(Al7Cu2Fe)及S相(Al2CuMg)等粗大第二相不僅嚴(yán)重影響板材的塑韌性、強度，還可作為再結(jié)晶的形核核心增加再結(jié)晶比例，因此，應(yīng)盡量減少國內(nèi)板材粗大第二相的數(shù)量和大小。相對于2#板材，1#板材除了含F(xiàn)e相外還存在較多的S相，而S相可通過調(diào)整均勻化和固溶熱處理工藝(如分級處理，合理的保溫溫度和時間)，使其盡量溶于基體。含F(xiàn)e相來源于熔鑄過程，后續(xù)很難溶解，因此應(yīng)嚴(yán)格控制相關(guān)熔鑄參數(shù)(如原料的純度、凈化工藝、鑄造冷卻速率)，減少含F(xiàn)e相的數(shù)量和尺寸。

因此，為了提高板材的綜合性能，必須從7050-T7451合金板材的各個工藝階段入手，加強合金板材在組織均勻性、再結(jié)晶比例及粗大化合物的分布等方面的控制。

3 結(jié)論

(1)兩種板材的強度、伸長率、斷裂韌度及剝落腐蝕性能均達到相應(yīng)規(guī)格板材的AMS標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的指標(biāo)要求。

(2)1#板材的拉伸強度稍低于同規(guī)格2#板材。原因主要是1#板材的組織均勻性較差，亞晶細(xì)化作用弱于2#板材；且粗大化合物的種類及數(shù)量多于2#板材，參與強化的合金元素相應(yīng)減少。

(3)1#板材的斷裂韌度略低于2#板材，主要是由于1#板材的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)遠高于2#板材、粗大化合物的種類和數(shù)量也多于2#板材。

(4)1#板材的剝落腐蝕性能稍高于2#板材，主要是由于2#保持更明顯的拉長晶粒或?qū)訝罱M織特征，該組織特征更容易發(fā)生剝落腐蝕現(xiàn)象。

(5)生產(chǎn)7050鋁合金厚板應(yīng)加強對熔鑄、變形工藝和熱處理等各生產(chǎn)環(huán)節(jié)的調(diào)控，提高板材厚度方向的組織均勻性，控制粗大化合物的種類和數(shù)量，合理調(diào)控板材的再結(jié)晶程度和晶粒形狀，使合金板材在滿足耐腐蝕性能要求的前提下，進一步提高強度、塑性和斷裂韌度。

[1] HEINZ A, HASZLER A, KEIDEL C,etal. Recent development in aluminium alloys for aerospace applications[J]. Materials Science and Engineering A, 2000,280(1):102-107.

[2] WANG D, MA Z Y. Effect of pre-strain on microstructure and stress corrosion cracking of over-aged 7050 aluminum alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2009, 469(1): 445-450.

[3] ROBSON J D. Optimizing the homogenization of zirconium containing commercial aluminium alloys using a novel process model[J]. Materials Science and Engineering A, 2002,338(1):219-229.

[4] 宋豐軒, 張新明, 劉勝膽, 等. 固溶制度對7050鋁合金微觀組織和腐蝕性能的影響[J]. 航空材料學(xué)報, 2013,33(4):14-21.

(SONG F X, ZHANG X M, LIU S D,etal. Effects of solution heat treatment on microstructure and corrosion properties of 7050 Al alloy[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2013, 33(4):14-21.)

[5] 馮朝輝, 王少華, 臧金鑫, 等. 新型Al-Zn-Mg-Cu合金雙級時效制度研究[J].航空材料學(xué)報, 2012,32(2):32-37.

(FENG Z H, WANG S H, ZANG J X,etal.Investigation of two-step aging treatment of new type Al-Zn-Mg-Cu alloy[J]. Journal of Aeronautical Materials,2012,32(2):32-37.)

[6] JIN Y, LI C Z, YAN M G. Transmission electron microscopy on the microstructure of 7050 aluminium alloy in the T74 condition[J]. Journal of Materials Science, 1992,27(1):197-202.

[7] HEINZ A, BURGER A, MULLER O,etal. Improved damage tolerant thick plate for aerospace applications: laboratory studies and processing[C]//Proceedings of the 1st International Non-ferrous Processing and Technology Conference,Missouri, America, March 10-12, 1997.

[8] AMS D Nonferrous Alloys Committee. SAE AMS 4050H-2011,Aluminum Alloy, Plate, 6.2Zn-2.3Cu-2.2Mg-0.12Zr (7050-T7451), Solution Heat Treated, Stress Relieved, and Overaged[S].SAE International: 2011.

[9] ASTM Committee. ASTM E399-12ε1,Standard Test Method for Linear-Elastic Plane-Strain Fracture Toughness KⅠCof Metallic Materials[S]. ASTM International: 2012.

[10]ASTM Committee. ASTM E8/E8M-11. Standard Test Methods for Tension Testing of Metallic Materials[S]. ASTM International: 2011.

[11]ASTM Committee.ASTM G34-01(Reapproved 2013). Standard Test Method for Exfoliation Corrosion Susceptibility in 2XXX and 7XXX Series Aluminum Alloys (EXCO Test)[S].ASTM International: 2013.

[12]ROBSONJ D, PRANGNELL P B. Predicting the recrystallised volume fraction in AA7050 hot rolled plate[J]. Materials Science and Technology, 2002, 18(6): 607-619.

[13]FIELDINGP J. Introduction to Aircraft Design[M].Cambridge, UK: Cambridge University Press, 1999.

[14]DUMONT D, DESCHAMPS A, BRECHET Y.On the relationship between microstructure, strength and toughness in AA7050 aluminum alloy[J]. Materials Science and Engineering:A,2003, 356(1/2): 326-336.

[15]STARINK M J，WANG S C．A model for the yield strength of overaged Al-Zn-Mg-Cu alloys[J].Acta Materialia，2003,51(17)：5131-5150.

[16]ZHAOF, CAO L Y, LANG Y J,etal. The influence of inhomogeneous deformation on the microstructures and properties of thick-plate 7150 alloy[J]. Materials Science Forum, 2013, 749: 250-254.

[17]DESHPANDEN U, GOKHALE A M, DENZER D K,etal. Relationship between fracture toughness, fracture path, and microstructure of 7050 aluminum alloy: part I: quantitative characterization[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1998, 29(4): 1191-1201.

[18]潘志軍, 黎文獻. 高強鋁合金斷裂韌性的研究現(xiàn)狀及展望[J]. 材料導(dǎo)報, 2002, 16(7): 14-17.

(PAN Z J, LI W X. Current status and future trends of research on fracture toughness of high strength aluminum alloys[J]. Materials Review, 2002, 16(7): 14-17.)

[20]DORWARDR C, BEERNTSEN D J. Grain structure and quench-rate effects on strength and toughness of AA7050 Al-Zn-Mg-Cu-Zr alloy plate[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1995, 26(9): 2481-2484.

[21]ROBINSONMJ. Mathematical modelling of exfoliation corrosion in high strength aluminium alloys[J]. Corrosion Science,1982, 22(8) 775-790.

[22]李文斌, 潘清林, 鄒亮，等. 含Sc的超高強Al-Zn-Cu-Mg-Zr合金的晶間腐蝕和剝落腐蝕行為[J].航空材料學(xué)報, 2008,28(1):53-58.

(LI W B, PAN Q L, ZOU L,etal.Intergranular and exfoliation corrosion behaviour of high strength Al-Zn-Cu-Mg-Zr alloy containing Sc[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2008,28(1):53-58.)

[23]SALAZAR-GUAPURICHE M,ZHAO Y Y,PITMAN A,etal.Variations of properties across plate thickness for Al alloy 7010[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2005,15(6):1258-1263.

Comparative Analysis of Microstructures and Properties ofTwo Kinds of Thick Plates of 7050-T7451 Aluminum Alloy

ZHAO Feng1, 2， LU Fa-yun1, 2， GUO Fu-an1, 2

(1.National Engineering Research Center for Plastic Working of Aluminium Alloys，Shandong Nanshan Aluminium Co., Ltd., Longkou Shandong 265713, China; 2.Beijing Nanshan Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100048, China)

Two kinds of 7050-T7451 aluminum alloy plate with the thickness of 61mm fabricated by two companies were investigated by optical microscope, scanning electron microscopy (SEM),room temperature tensile, fracture toughness and exfoliation corrosion tests, and the relations among the processing, microstructure and properties were discussed. The analysis results indicate that the comprehensive properties of both kinds of plates meet the requirements of AMS 4050H, but the strength and fracture toughness of one kind of plate are lower compared with the other, and the exfoliation corrosion performance is little higher. The property difference between these two kinds of plates comes from the better control of each process, which obtains more homogeneous microstructure along the thickness, lower recrystallization fraction,few residual Al7Cu2Fe particles with smaller size and uniform distribution and few Al2CuMg particles.

7050-T7451 thick plate; microstructure homogeneity; recrystallization fraction; coarse intermetallic particles

2014-09-05；

2014-09-23

趙鳳(1988—)，女，碩士，主要從事鋁合金加工及熱處理工藝的研究工作，(E-mail)zhaofeng@nanshan.com.cn。

10.11868/j.issn.1005-5053.2015.2.008

V252.3；TB146.2+1

A

1005-5053(2015)02-0064-08