張新全, 臧金鑫, 邢清源, 伊琳娜, 魯 原, 戴圣龍

（1．航空工業(yè)第一飛機(jī)設(shè)計研究院，西安 710089；2．中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095；3．北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095）

A1-Zn-Mg-Cu系鋁合金具有高比強(qiáng)度和良好的綜合性能，在國民經(jīng)濟(jì)和國防軍工方面占有十分重要的地位，是世界各國航空、航天及軍事領(lǐng)域不可或缺的結(jié)構(gòu)材料[1]。隨著武器裝備強(qiáng)烈的減重需求，迫切需要采用大型整體構(gòu)件代替?zhèn)鹘y(tǒng)由螺栓緊固、焊接、鉚接的復(fù)合結(jié)構(gòu)，提高結(jié)構(gòu)可靠性，并減少零件數(shù)量，降低制造成本。大型整體構(gòu)件的制造需要大規(guī)格材料來保證，因而發(fā)展高性能大規(guī)格鋁合金材料具有重要的意義。

在上述應(yīng)用需求背景下，國內(nèi)外針對大規(guī)格鋁合金厚板全流程制備工藝開展了大量的研究，主要集中在7050、7085、2124、7A04等淬透性好的合金，研究主要集中在以下幾個方面：合金成分與淬火速率等合金淬透性研究、熱加工變形工藝優(yōu)化設(shè)計與組織性能關(guān)系、熱處理工藝與組織性能的關(guān)系、殘余應(yīng)力控制等。在合金淬透性方面[2-4]，有學(xué)者采用末端淬火實(shí)驗(yàn)研究合金的淬透性[3]，有學(xué)者通過建立預(yù)測淬火過程中晶界和晶內(nèi)析出相演變的淬火析出模型，并利用該模型研究成分對淬火析出行為的影響[4]，研究結(jié)果表明，提高Zn/Mg比、降低Cu含量、適當(dāng)提高淬火冷卻速率，可有效提高合金的淬透性。大規(guī)格厚板厚度大，不同厚度部位性能不可避免的存在不均勻性，為盡可能消除不同厚度性能差異，國內(nèi)外研究了先進(jìn)的熱加工變形工藝[5-7]，如異步軋制、差溫軋制等對大規(guī)格厚板組織性能的影響，研究結(jié)果表明，采用異步軋制、差溫軋制可有效提高不同厚度部位性能均勻性，提高板材高向性能。固溶、時效等熱處理工藝是實(shí)現(xiàn)大規(guī)格厚板最終性能調(diào)控的手段，針對不同的合金，研究固溶、時效[8-14]工藝對板材組織、性能的影響，得到了合金適宜的熱處理工藝參數(shù)；針對大規(guī)格厚板的特性，部分研究者研究了非等溫時效工藝[12-14]對板材性能的影響，研究結(jié)果表明，非等溫時效工藝可使合金獲得更優(yōu)異的綜合性能，且減少工藝耗時。在殘余應(yīng)力控制方面，有學(xué)者通過有限元模擬研究了預(yù)拉伸變形量與殘余應(yīng)力的關(guān)系[15]，結(jié)果表明，適當(dāng)控制預(yù)拉伸變形量可有效消除殘余應(yīng)力。

目前國內(nèi)工程化成熟應(yīng)用的高性能鋁合金厚板最大厚度為200 mm（7050-T7451厚板），隨著武器裝備整體構(gòu)件尺寸日漸增大，急需開發(fā)厚度200 mm以上、性能不低于200 mm規(guī)格7050-T7451鋁合金厚板，以實(shí)現(xiàn)高性能大規(guī)格構(gòu)件的整體制造。本工作針對自主研發(fā)的厚度 230 mm的鋁合金超厚板開展二級時效工藝研究，著重研究時效制度對電導(dǎo)率、室溫拉伸、斷裂韌度及組織的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)采用的合金為東輕公司生產(chǎn)的230 mm規(guī)格超厚板，合金成分如表1所示，試樣原始狀態(tài)為固溶態(tài)，固溶制度為465 ℃/4 h+470 ℃/2 h，水冷；雙級時效工藝參數(shù)為：一級時效120 ℃/6 h，二級時效溫度155～175 ℃，時效時間0～36 h，空冷。所有電導(dǎo)率、硬度、室溫拉伸、斷裂韌度試樣在板材1/4厚度處取樣，電導(dǎo)率試樣尺寸為50 mm × 50 mm ×10 mm，硬度試樣尺寸為50 mm × 50 mm × 10 mm，橫向拉伸試樣毛坯尺寸為20 mm× 20 mm × 120 mm，L-T向斷裂韌度試樣毛坯尺寸為35 mm × 80 mm ×80 mm。時效處理在循環(huán)鼓風(fēng)干燥箱中進(jìn)行，爐溫精度為 ± 2 ℃。

表1 實(shí)驗(yàn)用合金成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical composition of the experimental alloy（mass fraction/%）

硬度實(shí)驗(yàn)在萬能硬度計上進(jìn)行，實(shí)驗(yàn)過程按GB/T 230.1—2018進(jìn)行；電導(dǎo)率實(shí)驗(yàn)采用Sigmatest 2.069電導(dǎo)率儀，實(shí)驗(yàn)過程按GB/T 12966—2008進(jìn)行；室溫拉伸實(shí)驗(yàn)在Instron 5887電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，實(shí)驗(yàn)過程按GB/T 228.1—2010進(jìn)行；斷裂韌度實(shí)驗(yàn)在MTS試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，實(shí)驗(yàn)過程按GB/T4161—2007進(jìn)行。用MTP-1雙噴電解減薄儀制備透射電鏡試樣，電解液為硝酸∶甲醇=1∶3。透射觀察在JEM-2000FX型分析電鏡上進(jìn)行。

2 結(jié)果與分析

2.1 不同二級時效制度下合金的性能

2.1.1 不同二級時效制度下合金電導(dǎo)率和硬度

圖1為一級時效工藝120 ℃/6 h，不同二級時效工藝處理后鋁合金超厚板的硬度與電導(dǎo)率變化曲線。從圖1（a）可以看出，合金的時效響應(yīng)很快，隨著時效溫度的升高和時效時間的延長，合金的電導(dǎo)率不斷升高；在同樣的二級時效時間下，二級時效溫度升高，電導(dǎo)率增加幅度增大。

從圖1（b）可以看出，合金的硬度呈現(xiàn)出與電導(dǎo)率相反的變化趨勢，在不同的溫度下，硬度變化趨勢略有差異。165 ℃、175 ℃條件下，時效2 h硬度達(dá)到峰值，隨著時效時間的延長，合金的硬度不斷降低；155 ℃條件下，時效12 h左右硬度達(dá)到峰值，而后隨著時效時間的延長，合金的硬度降低。在同樣的二級時效時間下，二級時效溫度升高，硬度降低幅度增大。

圖1 不同二級時效工藝處理后鋁合金超厚板的電導(dǎo)率和硬度變化曲線 （a）電導(dǎo)率；（b）硬度Fig. 1 Conductivity and hardness curves of aluminum alloy plate at different ageing processes （a）conductivity；（b）hardness

2.1.2 不同二級時效制度下合金力學(xué)性能

根據(jù)圖1的實(shí)驗(yàn)結(jié)果，175 ℃二級時效條件下，隨著時效時間延長，合金硬度迅速降低，表明該溫度下合金時效響應(yīng)過快，工藝窗口窄，不適合于工業(yè)化生產(chǎn)。研究155 ℃、165 ℃條件下二級時效不同時間，合金橫向室溫拉伸和L-T向斷裂韌度，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如圖2～圖3所示。

從圖2可以看出，合金屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度變化趨勢與圖1（b）相同。從圖2和圖3可以看出，155 ℃條件下，時效10～18 h，隨著時效時間延長，合金的強(qiáng)度不斷降低，伸長率和斷裂韌度略有升高；時效18～30 h時合金的強(qiáng)度和斷裂韌度均趨于穩(wěn)定；165 ℃條件下，時效6～20 h，隨著時效時間的延長，合金強(qiáng)度不斷降低，伸長率和斷裂韌度升高。對比圖2不同溫度下的時效曲線可看出，在同樣的時效時間下，時效溫度越高，合金強(qiáng)度越低。

圖2 不同二級時效工藝處理后合金的室溫拉伸性能 （a）T=155 ℃；（b）T=165 ℃Fig. 2 Tension properties of aluminum alloy plate at different ageing processes （a）T=155 ℃；（b）T=165 ℃

200 mm 7050-T7451厚板的橫向室溫拉伸屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長率指標(biāo)分別為469 MPa，410 MPa，5%，L-T向斷裂韌度指標(biāo)為25 MPa?m1/2，綜合考慮合金的強(qiáng)度和斷裂韌度，確定適合的二級時效制度為155 ℃/20～28 h，優(yōu)選制度為155 ℃/24 h，在此條件下，合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為512 MPa，448 MPa，7.6%；斷裂韌 度 為29.8 MPa?m1/2；電導(dǎo)率為41.6%IACS。

2.2 不同二級時效制度下合金的組織特征

圖4為不同二級時效制度下 < 001 > 帶軸附近滿足{111}雙光束條件下拍攝的透射組織。

時效時間12 h，時效溫度為155 ℃時（圖3（a）），晶內(nèi)析出相以均勻分布細(xì)小η'相和η相為主，晶界無析出帶較窄。隨著時效溫度升高到165 ℃（圖3（b））、175 ℃（圖3（c）時，晶內(nèi)析出相明顯粗化，析出相間距變小，晶內(nèi)析出相以η相為主；晶界平衡η相的尺寸更加粗大，間距變大，此外可以觀察到晶界無沉淀析出帶寬度變大。

對比155 ℃條件下，不同時效時間的透射組織可以看出，時效時間從12 h（圖3（a））向24 h（圖3（d））延長，晶內(nèi)η'相和η相尺寸隨著時效時間延長發(fā)生輕微長大，析出相數(shù)量密度增加，間距略有增大；晶界處析出相形貌變化不大仍為短粗棒狀形態(tài)，斷續(xù)程度增加，此外晶界無沉淀析出帶的寬度變化不明顯。

2.3 分析與討論

2.3.1 二級時效制度對合金析出行為的影響

本研究的鋁合金超厚板在不同的二級時效制度下，主要的析出相為針狀的η'相和棒狀的η相。隨著時效溫度的升高，η'相的體積分?jǐn)?shù)逐漸減少，η相的比例不斷增大。

從熱力學(xué)角度來講析出與長大需要一定的驅(qū)動力。析出相的析出和長大與時效溫度密切相關(guān)，時效溫度越高，析出相析出和長大的驅(qū)動力越大，析出相的形核析出越快，析出相密度越大，長大越明顯，析出相尺寸越大。這與圖3的觀察結(jié)果相符，在175 ℃時效12 h時，η相的密度和尺寸最大。165 ℃時效12 h析出相的密度和尺寸明顯大于155 ℃時效24 h，說明時效溫度是影響析出相析出和長大的主要因素。

圖3 不同二級時效工藝處理后合金的斷裂韌度 （a）T=155 ℃；（b）T=165 ℃Fig. 3 Fracture toughness of aluminum alloy plate at different ageing processes （a）T=155 ℃；（b）T=165 ℃

2.3.2 二級時效制度對合金性能的影響

電導(dǎo)率作為合金耐腐蝕性能的一個重要判據(jù)，與合金的抗應(yīng)力腐蝕性能密切相關(guān)。本研究的合金在不同的二級時效溫度下隨著時效時間的延長，電導(dǎo)率不斷升高。電導(dǎo)率的變化主要與基體內(nèi)溶質(zhì)的固溶程度及共格脫溶相周圍的應(yīng)變能大小相關(guān)。在不同的二級時效制度下，合金內(nèi)不斷有與基體半共格的η'相和非共格的η相析出（圖4），基體的固溶度下降，因而合金的電導(dǎo)率不斷升高，并且二級時效溫度越高，析出相析出越快，基體加速貧化，因而電導(dǎo)率上升幅度越快（圖1（a））。本研究的合金在優(yōu)選的T74二級時效制度下電導(dǎo)率達(dá)41.6%IACS，7050-T7451厚板電導(dǎo)率一般為40%IACS左右，這主要與合金化程度有關(guān)，本研究的合金總合金化元素含量達(dá)11.3%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同），7050厚板（Al-6.2Zn-2.2Mg-2.3Cu）中限水平總合金化元素為10.7%，合金化程度越高，基體中的固溶度越高，因而時效析出時，時效響應(yīng)越快，電導(dǎo)率值越高。

圖4 不同二級時效制度下合金TEM組織 （1）晶內(nèi)；（2）晶界 （a）155 ℃/12 h；（b）165 ℃/12 h；（c）175 ℃/12 h；（d）155 ℃/24 hFig. 4 TEM microstructure of alloy ageing at different secondary ageing processes （1）matrix ；（2）grain boundary（a）155 ℃/12 h；（b）165 ℃/12 h；（c）175 ℃/12 h；（d）155 ℃/24 h

對于時效強(qiáng)化的合金，其強(qiáng)化效果主要受基體析出相的體積分?jǐn)?shù)、大小和分布影響，其強(qiáng)化主要取決于位錯與析出相質(zhì)點(diǎn)間的相互作用。在一級時效狀態(tài)下，合金晶內(nèi)主要析出相為與基體共格的GP區(qū)及少量的η'相，此時析出相尺寸較小，且自身強(qiáng)度較弱，析出相可變形，位錯主要以切過粒子的方式移動。過時效狀態(tài)時，晶內(nèi)主要析出相為η'相和η相，如圖4所示，析出相尺寸較大，與基體不共格，位錯無法切過它們，主要以繞過為主，變形機(jī)制從剪切轉(zhuǎn)變?yōu)镺rowan機(jī)制，析出相對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)與析出相的體積分?jǐn)?shù)和析出相尺寸密切相關(guān)。在較高的時效溫度下，在二級時效的起始階段，析出相尺寸和密度迅速增大，因此，時效溫度越高，硬度顯著增大（圖1（b））；隨著過時效的進(jìn)行，析出相的體積分?jǐn)?shù)基本保持不變，但析出相的尺寸不斷增大（圖4），因此，合金的強(qiáng)度不斷降低（圖2）。

在過時效過程中，合金斷裂韌度的變化主要可以從晶粒內(nèi)部和晶界處強(qiáng)度的變化來考慮。晶粒內(nèi)部和晶界處強(qiáng)度的變化受晶內(nèi)析出相尺寸、間距和密度、晶界析出相尺寸以及晶界無沉淀析出帶寬度的影響。隨著時效溫度升高或者時效時間的延長，η′相向平衡相η相轉(zhuǎn)變，晶內(nèi)η相尺寸變大（圖4）；同時晶界平衡相也隨之長大，晶界析出相之間的間距增大，斷續(xù)現(xiàn)象更加顯著（圖4），無沉淀析出帶的增寬，晶界弱化。晶內(nèi)粗大η相的出現(xiàn)，導(dǎo)致基體和晶界的強(qiáng)度差降低，變形時，塑性流變較均勻；粗大的晶界析出相使滑移傳遞困難，晶界析出相之間間距較大，則斷裂所需的臨界應(yīng)變大，不易在粗大的晶界析出相處形成微孔，從而過時效程度越大，斷裂韌度越高（圖3）。

3 結(jié)論

（1）新型鋁合金超厚板適宜的T74二級時效制度為155 ℃保溫24 h，此條件下合金橫向的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為448 MPa、512 MPa、7.6%；L-T向斷裂韌度為29.8 MPa?m1/2；電導(dǎo)率為41.6%IACS。此時主要的強(qiáng)化相為η'相和η相。

（2）時效溫度是影響合金析出相密度和尺寸的主要因素，二級時效溫度越高，析出相析出和長大的驅(qū)動力越大，析出相尺寸越大，電導(dǎo)率越高，強(qiáng)度越低。

（3）晶內(nèi)析出相粗化、晶界析出相間距增大、晶界無沉淀析出帶寬度增大等造成晶內(nèi)與晶界強(qiáng)度差減小，是過時效狀態(tài)下合金斷裂韌度提高的主要原因。