劉蛟蛟，李紅英，湯 玥，熊 亮

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連續(xù)冷卻對(duì)7020合金組織與性能的影響

劉蛟蛟1, 2, 3，李紅英2，湯 玥2，熊 亮1, 3

(1. 國(guó)網(wǎng)湖南省電力有限公司 電力科學(xué)研究院，長(zhǎng)沙 411107 2. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083；3. 國(guó)網(wǎng)湖南電力有限公司 湘電試驗(yàn)研究院有限公司，長(zhǎng)沙 410004)

采用掃描電鏡和透射電鏡觀察、電阻率和硬度測(cè)試等手段，研究連續(xù)冷卻條件對(duì)7020合金時(shí)效組織性能的影響，并繪制實(shí)驗(yàn)合金的CCT圖。結(jié)果表明：實(shí)驗(yàn)合金的連續(xù)冷卻脫溶產(chǎn)物主要包括GP區(qū)、′相和相，高溫階段主要對(duì)應(yīng)相在彌散粒子、晶界等異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)上的優(yōu)先析出，中溫階段主要對(duì)應(yīng)相在基體內(nèi)均勻析出，低溫階段則主要對(duì)應(yīng)GP區(qū)、′相的析出，實(shí)驗(yàn)合金的臨界冷卻速率達(dá)到700 ℃/min以上。不同冷卻條件引起析出相組態(tài)的變化，導(dǎo)致合金的硬度和電阻率隨冷卻速率降低而發(fā)生相應(yīng)的變化。較慢冷卻速度下的脫溶會(huì)消耗溶質(zhì)原子，從而導(dǎo)致時(shí)效驅(qū)動(dòng)力下降，而合適的冷卻速率下形成的亞穩(wěn)相則可作為時(shí)效強(qiáng)化相的前驅(qū)體，能夠加速時(shí)效強(qiáng)化相析出，導(dǎo)致合金的時(shí)效硬化曲線峰值時(shí)間提前。

7020合金；連續(xù)冷卻；顯微組織；CCT圖

Al-Zn-Mg合金具有良好的可焊性、中等強(qiáng)度、優(yōu)良的擠壓性能和抗應(yīng)力腐蝕性能，廣泛用于車輛、建筑、工兵裝備和大型壓力容器等的制造[1?4]。長(zhǎng)期以來(lái)，領(lǐng)域內(nèi)的學(xué)者對(duì)Al-Zn-Mg合金的固溶處理、時(shí)效特征以及常規(guī)力學(xué)性能等進(jìn)行了大量的研究，并獲得了一系列的成果[5?7]，然而，關(guān)于淬火方式及相應(yīng)的組織性能演變?nèi)匀蝗鄙傧到y(tǒng)的研究。鋁合金經(jīng)過(guò)固溶處理和淬火冷卻獲得過(guò)飽和固溶體，通過(guò)人工時(shí)效提高其強(qiáng)韌性和耐蝕性，淬火可以抑制過(guò)飽和固溶體發(fā)生脫溶，增加后續(xù)時(shí)效驅(qū)動(dòng)力，有利于提高時(shí)效態(tài)合金的綜合性能。冷卻速率是影響淬火效果和后續(xù)時(shí)效析出的重要因素，冷卻速率過(guò)快會(huì)引入較大的殘余應(yīng)力，增加變形、裂紋和失效的風(fēng)險(xiǎn)，冷卻速率過(guò)慢則無(wú)法抑制第二相析出，降低了后續(xù)時(shí)效的驅(qū)動(dòng)力，對(duì)合金的最終性能帶來(lái)不利的影響[8?11]。Al-Zn-Mg合金是工業(yè)生產(chǎn)中常用的可焊材料，焊接后由高溫冷卻至室溫通常不會(huì)采用水冷，無(wú)法完全抑制過(guò)飽和固溶體的分解，冷卻過(guò)程中析出大量的第二相，這些第二相析出會(huì)降低基體的過(guò)飽和度、改變時(shí)效析出相的種類和分布，從而影響材料的時(shí)效性能。因此，研究連續(xù)冷卻對(duì)Al-Zn-Mg合金時(shí)效組織性能的影響，具有重要的現(xiàn)實(shí)意義。

CCT圖(Continuous cooling transformation diagram)是研究合金連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變的重要工具，在鋼鐵淬火工藝研究中已經(jīng)有了廣泛的應(yīng)用。但是，由于鋁合金固態(tài)相變的體積效應(yīng)小，鋼鐵中常用的熱膨脹法在繪制鋁合金CCT圖時(shí)效果不好，關(guān)于鋁合金CCT圖的報(bào)道較少[12?15]，相關(guān)基礎(chǔ)性的研究工作仍然較為薄弱。本文作者旨在探尋不同的連續(xù)冷卻方式對(duì)Al-Zn-Mg合金時(shí)效前后組織性能的影響規(guī)律，繪制合金CCT圖，揭示冷卻析出產(chǎn)物對(duì)時(shí)效組織性能的影響，為后續(xù)的研究與應(yīng)用提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為10 mm厚的7020合金板材，來(lái)料狀態(tài)為熱軋態(tài)，表1所列為實(shí)驗(yàn)合金的成分。

采用冷軋工藝將實(shí)驗(yàn)合金軋制到1 mm厚，在冷軋板上沿軋制方向切取100 mm×5 mm×1 mm的電阻率測(cè)試樣品，利用自主開發(fā)的動(dòng)態(tài)電阻設(shè)備進(jìn)行固溶處理，溫度為470 ℃，保溫1 h。采用包括水淬(WQ) 及其它9種不同冷卻條件將樣品冷卻至室溫(20 ℃)，在線測(cè)試樣品的電阻率隨溫度的變化，測(cè)試電流為100 mA。表2所列為不同冷卻條件對(duì)應(yīng)的冷卻時(shí)間。樣品時(shí)效溫度為120、140、160和180 ℃，時(shí)效保溫時(shí)間為0~500 h。采用Philips Sirion 200型掃描電鏡和Tecnai G220型透射電鏡觀察第二相種類、形貌和分布。采用HV?10B型小負(fù)荷維氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試，載荷大小為4.9 N，加載保持時(shí)間為15 s，每個(gè)樣品測(cè)定5個(gè)點(diǎn)，取其平均值。

表1 實(shí)驗(yàn)合金的化學(xué)成分

表2 不同冷卻條件實(shí)驗(yàn)合金的冷卻時(shí)間

2 結(jié)果與分析

2.1 電阻率溫度曲線

圖1所示為實(shí)驗(yàn)合金在不同連續(xù)冷卻過(guò)程中獲得的電阻率?溫度曲線。圖1(a)對(duì)應(yīng)C1冷卻條件下獲得的電阻率?溫度曲線，可以看出即使平均冷卻速率達(dá)到700 ℃/min，對(duì)應(yīng)的電阻率?溫度曲線仍然不是直線，可以觀察到兩個(gè)清晰的拐點(diǎn)，分別對(duì)應(yīng)相變起始溫度和相變終止溫度。圖1(b)和(c)分別對(duì)應(yīng)C2和C3冷卻條件下的電阻率?溫度曲線，二者形態(tài)類似可以觀察到3個(gè)拐點(diǎn)。其中，第2個(gè)點(diǎn)是電阻率?溫度曲線由“凹函數(shù)”轉(zhuǎn)變?yōu)椤巴购瘮?shù)”(二階導(dǎo)數(shù)改變符號(hào))的拐點(diǎn)，說(shuō)明在C2和C3條件下發(fā)生了兩種脫溶反應(yīng)。由圖1(d)~(f)可以看出，C4?C6冷卻條件對(duì)應(yīng)的電阻率?溫度曲線形貌相似，曲線上可以觀察到4個(gè)拐點(diǎn)。由圖1(a)~(f)可以看出，C1冷卻條件的電阻率?溫度曲線僅顯示了1個(gè)脫溶反應(yīng)區(qū)間，C2和C3包含2個(gè)脫溶反應(yīng)區(qū)間，C4?C6包含了3個(gè)脫溶反應(yīng)區(qū)間，說(shuō)明7020合金在不同的非線性冷卻過(guò)程出現(xiàn)了不同的脫溶行為，在C1冷卻條件下僅出現(xiàn)高溫脫溶，在C2、C3條件下會(huì)出現(xiàn)高溫和中溫脫溶，在C4?C6冷卻條件下，高溫、中溫和低溫階段均有脫溶行為。C2?C6條件的脫溶轉(zhuǎn)變起始溫度均為430 ℃左右，但是電阻率?溫度曲線由固溶溫度(470 ℃)到第T1點(diǎn)之間的曲線形態(tài)都不是直線，相在鋁合金中的析出溫度在440 ℃左右，高于該溫度不會(huì)析出相，這是因溶質(zhì)原子向晶界發(fā)生短程擴(kuò)散，且在晶界周圍形成貧溶質(zhì)原子區(qū)，這些區(qū)域?yàn)檩d流電子提供了通路，導(dǎo)致電阻率降低。從圖1(g)中可以看出，C7?C9條件的電阻率?溫度曲線幾乎重合，說(shuō)明采用極慢的冷卻條件處理實(shí)驗(yàn)合金，脫溶轉(zhuǎn)變達(dá)到平衡。表3所列為不同冷卻條件對(duì)應(yīng)的相變轉(zhuǎn)變溫度。

2.2 顯微組織分析

圖2所列為不同條件冷卻試樣的SEM像，以及部分第二相粒子的EDS分析結(jié)果。圖2(a)對(duì)應(yīng)淬火態(tài)合金中的殘余第二相，粒子的EDS分析結(jié)果如圖2(e)所示，是含有Fe和Si的雜質(zhì)相((Fe)/(Si)=2.43)，而Mn元素含量極低，該類粒子在熱處理過(guò)程中幾乎不發(fā)生變化，冷變形可以使其發(fā)生一定程度的破碎，并沿變形方向呈帶狀分布。圖2(b)對(duì)應(yīng)C3冷卻條件，基體中局部區(qū)域存在1 μm左右的細(xì)小第二相，說(shuō)明實(shí)驗(yàn)合金發(fā)生了局部脫溶。圖2(c)對(duì)應(yīng)C5冷卻條件，第二相粒子形成清晰和完整的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，尺寸約為 1 μm的第二相在晶粒內(nèi)部均勻分布。圖2(d)對(duì)應(yīng)C9冷卻條件，由此可以看出，第二相體積分?jǐn)?shù)明顯增加，基體內(nèi)部均勻分布了尺寸約為1 μm左右的平衡相(MgZn2)，此外還可以觀察到大量尺寸約為5 μm的第二相粒子(粒子的EDS分析結(jié)果如圖2(f)所示)，從EDS結(jié)果可以看出，較粗大第二相粒子的(Zn)/(Mg)≈3/2，說(shuō)明是相在Al12Mg2Cr、Al3Zr等異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)上優(yōu)先形核長(zhǎng)大的結(jié)果[16?18]。

表3 不同冷卻條件實(shí)驗(yàn)合金的相變轉(zhuǎn)變溫度

圖1 不同冷卻條件下實(shí)驗(yàn)合金的電阻率?溫度曲線

圖3所示為C6冷卻條件下樣品在不同溫度中斷淬火對(duì)應(yīng)的TEM像。圖3(a)對(duì)應(yīng)淬火溫度為450 ℃樣品可以看出晶內(nèi)彌散粒子呈球狀，沒(méi)有觀察到第二相析出的跡象。圖3(b)對(duì)應(yīng)的淬火溫度為350 ℃，可以觀察到尺寸為40~50 nm的相在彌散粒子上形核，部分相已經(jīng)開始粗化，尺寸達(dá)到了200 nm以上。從圖3(c)可以看出，當(dāng)淬火溫度降低到250 ℃時(shí)，析出相的體積分?jǐn)?shù)顯著增加，部分析出相尺寸達(dá)到0.5 μm以上。當(dāng)溫度下降到150 ℃時(shí)(見(jiàn)圖3(d))，晶內(nèi)部分相沒(méi)有明顯的形核質(zhì)點(diǎn)，說(shuō)明相異質(zhì)形核已經(jīng)基本完成，此時(shí)基體內(nèi)均勻析出相。圖3(i)對(duì)應(yīng)中斷淬火溫度為150 ℃樣品沿[011]Al方向入射的高倍TEM像，可以觀察到少量沿{111}Al面析出長(zhǎng)約20 nm，厚度約5 nm的細(xì)小第二相。從形貌、尺寸和位相上判斷這些細(xì)小粒子應(yīng)該是亞穩(wěn)的′相，它們?cè)诨w中的數(shù)目較少，分布非常稀疏且不均勻，說(shuō)明在C6冷卻條件的低溫階段能夠析出細(xì)小的亞穩(wěn)相。圖3(f)和(g)所示為中斷淬火實(shí)驗(yàn)中不同溫度下觀察到的第二相粒子(分別對(duì)應(yīng)標(biāo)記為和的粒子)的EDS能譜分析結(jié)果。圖3(f)對(duì)應(yīng)粒子，結(jié)合粒子形貌可以確定它是一種復(fù)合粒子，由MgZn2相附著在含F(xiàn)e、Cr和Mn的粒子上形核。圖3(g)對(duì)應(yīng)粒子，除Mg和Zn以外其它元素含量很少，(Zn)/(Mg)接近2，該粒子是典型的相。

圖2 不同冷卻條件處理后實(shí)驗(yàn)合金的SEM像和EDS分析結(jié)果

圖4所示為不同熱處理工藝后的TEM像。其中圖4(a)~(d)為冷卻態(tài)樣品的組織，圖4(e)~(h)對(duì)應(yīng)不同冷卻條件樣品在140 ℃時(shí)效24 h的微觀組織，入射方向均為[110]Al。圖4(a)為水淬樣品的照片，根據(jù)前文分析，可以判斷這些球形彌散粒子主要是Al12Mg2Cr和Al3Zr[16?18]。這些粒子在固溶和冷卻過(guò)程中都不會(huì)發(fā)生變化，水淬樣品中沒(méi)有觀察到合金發(fā)生脫溶的證據(jù)。圖4(b)對(duì)應(yīng)C3冷卻條件，可以觀察到在彌散粒子上形核長(zhǎng)大的相，大多數(shù)粒子尺寸在100 nm以下，部分粒子尺寸超過(guò)200 nm。圖4(c)對(duì)應(yīng)C5冷卻條件，析出相在基體內(nèi)均勻分布，其數(shù)量和尺寸都明顯增加，說(shuō)明在該冷卻條件可以使合金發(fā)生均勻脫溶。圖4(d)對(duì)應(yīng)的冷卻條件為C9，析出相明顯粗化，達(dá)到了微 米級(jí)。

圖3 C6冷卻條件、不同中斷淬火溫度下實(shí)驗(yàn)合金的TEM像

由圖4(e)~(g)可以看出，水淬、C3和C5條件冷卻的樣品時(shí)效后都析出了2種強(qiáng)化相，分別是長(zhǎng)度約為10~20 nm的板條狀′相和直徑為10 nm的球形GP區(qū)。圖4(e)所示為水淬樣品的時(shí)效組織，時(shí)效析出相分布均勻且密度較大，GP區(qū)數(shù)量較多占主導(dǎo)地位，而′相的數(shù)量相對(duì)較少，說(shuō)明此時(shí)合金處于欠時(shí)效狀態(tài)。圖4(f)對(duì)應(yīng)C3冷卻條件，冷卻時(shí)析出的粗大相消耗了基體中的溶質(zhì)原子，這些例子周圍可以觀察到明顯的PFZ，而不受粗大相影響的區(qū)域，析出相的尺寸和密度與圖4(e)類似，說(shuō)明冷卻析出粗大的第二相形核長(zhǎng)大過(guò)程是在形核質(zhì)點(diǎn)周圍吸取溶質(zhì)原子，對(duì)于基體的長(zhǎng)程影響較小。隨著冷卻速率繼續(xù)降低，基體中的溶質(zhì)原子濃度顯著降低，圖4(g)對(duì)應(yīng)C5冷卻條件，可以看出時(shí)效析出相密度明顯降低，而且′相的比例和尺寸都有所增加。圖4(h)顯示在最慢的C9冷卻條件下，基體中主要分布冷卻析出的粗大第二相，時(shí)效析出相體積分?jǐn)?shù)極低，多組樣品、多視場(chǎng)觀察均沒(méi)有發(fā)現(xiàn)時(shí)效析出相。

2.3 CCT圖的繪制及分析

表3中不同冷卻條件下合金的相變起始溫度點(diǎn)繪制到“溫度/時(shí)間”坐標(biāo)系中，然后用平滑的曲線連接，可以得到如圖5所示的7020鋁合金的CCT圖，圖5中標(biāo)注了不同冷卻條件處理后合金的硬度。根據(jù)對(duì)電阻率?溫度曲線的分析，可以將CCT圖分成高溫轉(zhuǎn)變、中溫轉(zhuǎn)變和低溫轉(zhuǎn)變區(qū)間。結(jié)合顯微組織觀察結(jié)果，可以確定CCT圖中顯示的高溫轉(zhuǎn)變區(qū)的特征脫溶轉(zhuǎn)變是相在優(yōu)先形核位置析出長(zhǎng)大，中溫轉(zhuǎn)變主要對(duì)應(yīng)相的均勻析出，當(dāng)冷卻速率較慢時(shí)，低溫轉(zhuǎn)變還會(huì)析出亞穩(wěn)的′相。由此可以確定，7020合金的臨界冷卻速率大于700 ℃/min，只有采用更快的連續(xù)冷卻條件才能夠完全抑制過(guò)飽和固溶體脫溶。

圖4 不同冷卻條件下實(shí)驗(yàn)合金的晶內(nèi)析出相

圖5 實(shí)驗(yàn)合金的CCT圖

圖6所示為實(shí)驗(yàn)合金硬度、電阻率與冷卻條件的關(guān)系曲線，其中X軸為時(shí)間的對(duì)數(shù)軸。由圖6可以看出，固溶合金通過(guò)不同冷卻處理后，合金硬度并不是隨著時(shí)間延長(zhǎng)而單調(diào)遞減，冷卻條件C5(149.5 min)對(duì)應(yīng)的未時(shí)效態(tài)硬度達(dá)到峰值59.7HV0.5，甚至高于水淬樣品的硬度(53.6HV0.5)。合金在C1、C2(0.5~10 min)條件下冷卻時(shí)，未時(shí)效態(tài)硬度隨冷卻時(shí)間的延長(zhǎng)而降低，主要是因?yàn)樵谠搮^(qū)間內(nèi)合金中析出平衡相。冷卻條件為C3-C5(10~149.5 min)時(shí)，低溫階段析出亞穩(wěn)′相，其體積分?jǐn)?shù)隨冷卻時(shí)間的延長(zhǎng)而升高，產(chǎn)生析出強(qiáng)化，因此，在該時(shí)間段內(nèi)未時(shí)效態(tài)合金的硬度隨冷卻時(shí)間延長(zhǎng)反而增加，在C5條件下未時(shí)效態(tài)合金的硬度在達(dá)到峰值。冷卻時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)，高溫階段析出大量平衡相，低溫階段過(guò)飽和度降低，析出的亞穩(wěn)相體積分?jǐn)?shù)有限，溶質(zhì)原子消耗引起的軟化效應(yīng)占據(jù)了主導(dǎo)地位，所以未時(shí)效態(tài)合金的硬度繼續(xù)降低。從圖6中還可以看出，實(shí)驗(yàn)合金在140 ℃下時(shí)效24 h后，硬度隨冷卻結(jié)束時(shí)間延長(zhǎng)而單調(diào)遞減，水淬樣品對(duì)應(yīng)的時(shí)效硬度最大，為75.12HV0.5，當(dāng)冷卻條件減慢到C7 (1000 min)以后，合金的硬度下降趨于平緩。冷卻條件對(duì)“時(shí)效態(tài)”合金硬度的影響規(guī)律比較簡(jiǎn)單，在C3~C5(10~149.5 min)之間時(shí)，曲線下降速率較慢，這一現(xiàn)象與冷卻低溫階段析出的亞穩(wěn)相有關(guān)。未時(shí)效態(tài)硬度曲線幾乎與時(shí)效態(tài)合金硬度曲線在該階段幾乎重合。由圖5還可以看出，實(shí)驗(yàn)合金電阻率與冷卻結(jié)束時(shí)間的關(guān)系曲線存在兩個(gè)明顯的峰值，對(duì)應(yīng)的冷卻條件分別為C2(2.25 min)和C5(149.5 min)。根據(jù)顯微組織觀察結(jié)果，可以判斷第一個(gè)峰出現(xiàn)的原因是在較快冷卻條件下析出的平衡相沒(méi)有足夠的時(shí)間粗化，尺寸接近載流電子的平均自由程，引起電阻率上升。第二個(gè)峰對(duì)應(yīng)的是低溫階段析出的′相，由于冷卻速率減慢，合金在低溫階段停留時(shí)間更長(zhǎng)，滿足′相析出的熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)條件。

圖6 實(shí)驗(yàn)合金采用不同冷卻條件對(duì)應(yīng)的時(shí)效硬度曲線和電阻率曲線

圖7所示為WQ、C3、C5和C9冷卻條件的樣品在120~180 ℃區(qū)間內(nèi)保溫的“時(shí)效?硬度”曲線，在實(shí)驗(yàn)時(shí)效溫度范圍內(nèi)，C9冷卻條件的硬度隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)起伏不大，而其余3組樣品都會(huì)出現(xiàn)相應(yīng)的峰值硬度。

從圖7中可以看出，水淬樣品在所有時(shí)效條件的初始階段硬度都隨時(shí)間的延長(zhǎng)而迅速上升，說(shuō)明水淬處理后合金中沒(méi)有亞穩(wěn)相的析出。C3冷卻條件對(duì)應(yīng)的硬度曲線僅在180 ℃下發(fā)現(xiàn)了時(shí)效初期軟化的現(xiàn)象，說(shuō)明該冷卻條件下低溫析出的亞穩(wěn)相回溶溫度較高，應(yīng)該是′相。C5冷卻條件樣品的時(shí)效硬化曲線在時(shí)效初期均會(huì)發(fā)生軟化，說(shuō)明樣品中低溫析出的亞穩(wěn)相包括′相和GP區(qū)，其中GP區(qū)的回溶溫度較低。4組不同冷卻條件處理后樣品在不同時(shí)效溫度下的時(shí)效硬化曲線在低溫時(shí)效和高溫時(shí)效下曲線表現(xiàn)出不同的規(guī)律。低溫時(shí)效(120和140 ℃)，從圖7(a)和(b)可以看出，時(shí)效硬化速率隨冷卻速率的降低而減慢，冷速快的樣品硬度明顯大于冷速較慢的樣品。但是，在高溫時(shí)效條件下(160和180 ℃)，從圖7(c)和(d)可以看出，C3和C5的樣品在接近峰值時(shí)效的區(qū)域幾乎重合，說(shuō)明二者的強(qiáng)化相組態(tài)幾乎一致。這是由于高溫時(shí)效的主要強(qiáng)化相是′相，C5樣品低溫析出的GP區(qū)在高溫時(shí)效時(shí)可以轉(zhuǎn)化為′相，因此使其強(qiáng)度與C3樣品的強(qiáng)度接近。

圖7 不同冷卻條件處理后實(shí)驗(yàn)合金的時(shí)效硬度曲線

不同冷卻條件處理樣品的時(shí)效硬化曲線證明了顯微組織觀察及CCT圖的結(jié)果。冷卻析出的第二相對(duì)時(shí)效析出速率產(chǎn)生明顯的影響，冷卻高溫階段和中溫階段析出的粗大第二相會(huì)降低基體的固溶度，導(dǎo)致時(shí)效驅(qū)動(dòng)力下降，合金的峰值硬度隨冷卻速率的降低而降低。但是，如果合金冷卻時(shí)在低溫階段停留時(shí)間較長(zhǎng)，合金在該階段就會(huì)析出大量的GP區(qū)或′相，這些粒子作為時(shí)效前驅(qū)體，可以加快高溫時(shí)效條件下合金的硬化速率。

3 結(jié)論

1) 根據(jù)電阻率?溫度曲線確定了不同冷卻條件下7020合金的相變溫度點(diǎn)，繪制了實(shí)驗(yàn)合金的CCT圖，確定合金的臨界冷卻速率大于700 ℃/min。

2) 7020合金連續(xù)冷卻脫溶產(chǎn)物主要包括相、相和GP區(qū)，其中較慢冷卻條件下析出的GP區(qū)和相有一定的強(qiáng)化作用，較快冷卻條件析出的小尺寸相和較慢冷卻條件低溫階段析出的亞穩(wěn)相會(huì)導(dǎo)致合金電阻率升高。

3) 連續(xù)冷卻條件可以改變合金的時(shí)效析出動(dòng)力，較慢冷卻速度下的脫溶，會(huì)消耗溶質(zhì)原子，從而導(dǎo)致時(shí)效驅(qū)動(dòng)力下降，而冷卻脫溶形成的細(xì)小亞穩(wěn)相則可作為時(shí)效強(qiáng)化相的前驅(qū)體，能夠加速時(shí)效強(qiáng)化相析出，導(dǎo)致合金的時(shí)效硬化曲線峰值時(shí)間提前。

[1] 倪培相, 左秀榮, 吳欣鳳. Al-Zn-Mg系合金研究現(xiàn)狀[J]. 輕合金加工技術(shù), 2007(1): 7?11.NI Pei-xiang, ZUO Xiu-rong, WU Xin-feng. Present research status of Al-Zn-Mg alloy series[J]. Light Alloy Fabrication Technology, 2007(1): 7?11.

[2] 金龍兵, 趙 剛, 馮正海, 路麗英. 高速列車用中強(qiáng)可焊Al-Zn-Mg合金材料[J]. 輕合金加工技術(shù), 2010, 38(12): 47?51. JIN Long-bing, ZHAO Gang, FENG Zheng-hai, LU Li-ying. Weld-able moderate strength Al-Zn-Mg alloy used for high speed train[J]. Light Alloy Fabrication Technology, 2010, 38(12): 47?51.

[3] 黃蘭萍, 陳康華, 李 松, 劉紅衛(wèi). 高溫預(yù)析出對(duì)Al-Zn-Mg鋁合金組織、力學(xué)性能和應(yīng)力腐蝕性能的影響[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2005, 15(5): 727?733.HUANG Lan-ping, CHEN Kang-hua, LI Song, LIU Hong-wei. Effect of high-temperature pre-precipitation on microstructure, mechanical property and stress corrosion cracking of Al-Zn-Mg aluminum alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals Society of China, 2005, 15(5): 727?733.

[4] 張新明, 鄧運(yùn)來(lái), 張 勇. 高強(qiáng)鋁合金的發(fā)展及其材料的制備加工技術(shù)[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2015, 51(3): 257?271.ZHANG Xin-ming, DENG Yun-lai, ZHANG Yong. Development of high strength aluminum alloys and processing techniques for the materials[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2015, 51(3): 257?271.

[5] STILLER K, WARREN P J, HANSEN V, ANGENETE J, GJONNES J. Investigation of precipitation in an Al-Zn-Mg alloy after two-step ageing treatment at 100° and 150℃[J]. Materials Science & Engineering A, 1999, 270(1): 55?63.

[6] DESCHAMPS A, LIVET F, BRECHET Y. Influence of pre-deformation on ageing in an Al-Zn-Mg alloy—I. Microstructure evolution and mechanical properties[J]. Acta Materialia, 1998, 47(1): 281?292.

[7] ROUT P K, GHOSH M M, GHOSH K S. Microstructural, mechanical and electrochemical behaviour of a 7017 Al-Zn-Mg alloy of different tempers[J]. Materials Characterization, 2015, 104: 49?60.

[8] 李紅英, 趙延闊, 唐 宜, 王曉峰. 6082鋁合金CCT圖的測(cè)定及應(yīng)用[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2010(10): 1237?1243.LI Hong-ying, ZHAO Yan-kuo, TANG Yi, WANG Xiao-feng. Determination and application of CCT diagram for 6082 aluminum alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2010(10): 1237?1243.

[9] LI H Y, LIU J J, YU W C, LI D W. Development of non-linear continuous cooling precipitation diagram for Al-Zn-Mg-Cu alloy[J]. Materials Science and Technology, 2015, 31(12): 1443?1451.

[10] LIU S, ZHONG Q, ZHANG Y, LIU W J, ZHANG X M, DENG Y L. Investigation of quench sensitivity of high strength Al-Zn-Mg-Cu alloys by time–temperature-properties diagrams[J]. Materials & Design, 2010, 31(6): 3116?3120.

[11] MILKEREIT B, BECK M, REICH M, KESSLER O, SCHICK C. Precipitation kinetics of an aluminium alloy during Newtonian cooling simulated in a differential scanning calorimeter[J]. Thermochimica Acta, 2011, 522(1/2): 86?95.

[12] DESCHAMPS A, TEXIER G, RINGEYAL S, DELFAUT-DURUT L. Influence of cooling rate on the precipitation microstructure in a medium strength Al-Zn-Mg alloy[J]. Mater Sci Eng A, 2009, 501: 133?139.

[13] MILKEREIT B, KESSLER O, SCHICK C. Recording of continuous cooling precipitation diagrams of aluminium alloys[J]. Thermochim Acta, 2009, 492: 73?78.

[14] MILKEREIT B, WANDERKA N, SCHICK C, KESSLER O. Continuous cooling precipitation diagrams of Al-Mg-Si alloys[J]. Mater Sci Eng A, 2012, 550: 87?96.

[15] ZHANG Y, MILKEREIT B, KESSLER O, SCHICK C, ROMETSCH P A. Development of continuous cooling precipitation diagrams for aluminium alloys AA7150 and AA7020[J]. J Alloy Comp, 2014, 584: 581?589.

[16] 劉勝膽, 李承波, 歐陽(yáng)惠, 鄧運(yùn)來(lái), 張新明, 劉星興. 超高強(qiáng)7000系鋁合金的淬火敏感性[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2013, 23(4): 927?938. LIU Sheng-dan, LI Chen-bo, OUYANG Hui, DENG Yun-lai, ZHANG Xin-ming, LIU Xin-xing. Quench sensitivity of ultra-high strength 7000 series aluminum alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2013, 23(4): 927?938.

[17] ZHANG Y H, YANG S C, JI H Z. Microstructure evolution in cooling process of Al-Zn-Mg-Cu alloy and kinetics description[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2012, 22(9): 2087?2091.

[18] JEON M, PARK D S, NAM S W. The effect of Cr on mechanical properties in an Al-Zn-Mg alloy[J]. Journal of the Korean Institute of Metals, 1991, 29(10): 973?978.

Effect of continuous cooling onmicrostructures and properties of 7020 alloy

LIU Jiao-jiao1, 2, 3, LI Hong-ying2, TANG Yue2, XIONG Liang1, 3

(1. Electrical Power Research Institute, State Grid Hunan Electrical Power Company, Changsha 411107, China; 2. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China; 3. Hunan Xiangdian Test Research Institute Co. Ltd., State Grid Hunan Electrical Power Company, Changsha 410004, China)

The effect of continuous cooling process on aging microstructure and properties was investigated by means of scanning electron microscopy (SEM), transmission electron microscopy (TEM), electrical resistivity and hardness test. The results show that the continuous cooling precipitations for 7020 alloy are GP zones,and′phases. The high temperature transformation corresponds to the heterogeneous precipitation ofphase. The medium temperature zone corresponds to the homogeneous precipitation ofphase. While, GP zones and′phases are precipitated in the low temperature zones. The critical cooling rate for 7020 alloy inhibiting any cooling precipitates is more than 700 ℃/min. The hardness and electrical resistivity change with the extending of cooling ending time with the extending of cooling ending time, since the different microstructures induce by different cooling processes.The precipitation of metastable phases during the cooling process leaded to an earlier peak hardness value is observed. However, extremely slow cooling processes will lead to the significant consumption of alloy atoms, in which the driving force for aging precipitation decreases.

7020 alloy; continuous cooling; microstructure; CCT diagram

Project(2014GK2013)supported by Hunan Science and Technology Plan, China

2017-03-14;

2017-06-04

LI Hong-ying; Tel: +86-731-88836328; E-mail: lhying@csu.edu.cn

湖南省科技計(jì)劃重點(diǎn)項(xiàng)目(2014GK2013)

2017-03-14；

2017-06-04

李紅英，教授，博士；電話：0731-88836328；E-mail：lhying@csu.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.05.05

1004-0609(2018)-05-0897-10

TG146.2

A

(編輯 李艷紅)