7050鋁合金淬火特性與微觀組織

李培躍, 熊柏青, 張永安, 李志輝, 朱寶宏, 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)

7050鋁合金淬火特性與微觀組織

李培躍, 熊柏青, 張永安, 李志輝, 朱寶宏, 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)

采用溫度數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)采集得到鹽浴爐等溫保溫過程中試樣的溫度變化曲線，通過硬度和電導率測試測定7050鋁合金的時間－溫度－性能(TTP)曲線。采用透射電鏡和熱分析儀對7050鋁合金進行顯微組織觀察和分析。結(jié)果表明：合金TTP曲線鼻溫大約在320 ℃，孕育期約為1.7 s。合金的淬火敏感溫度區(qū)間為230~410 ℃，且在此溫度區(qū)間內(nèi)，合金硬度隨時間的延長而迅速下降。等溫保溫過程中，合金晶內(nèi)淬火平衡η相主要依附于晶內(nèi)Al3Zr等彌散相和細小Al2Cu相形核長大；且隨著保溫時間延長，淬火析出相的體積分數(shù)逐漸增加，晶界析出相趨向于連續(xù)分布，無析出帶逐漸寬化。等溫保溫合金經(jīng)時效后，晶內(nèi)析出 GPⅡ區(qū)及 η?相數(shù)量隨著等溫保溫時間的延長逐漸減少，使得合金性能降低，合金表現(xiàn)出一定淬火敏感性。

淬火特性；TTP曲線；淬火敏感性；形核核心；時效析出相

Al-Zn-Mg-Cu(7××× 系)鋁合金具有高強度、易加工、優(yōu)異的抗腐蝕和疲勞性能，廣泛應用于軍事、民用領域，其厚板是航空航天領域廣泛使用的承力結(jié)構(gòu)材料[1?5]。近年來，伴隨著新一代飛機的發(fā)展，飛機結(jié)構(gòu)件呈現(xiàn)出大型化和整體化的發(fā)展趨勢，從而對超大厚度(150 mm以上)航空鋁合金鍛件、預拉伸板制品提出了緊迫的需求[1,4,6?9]。隨著結(jié)構(gòu)件尺寸的不斷增加，淬火敏感性在鋁合金厚板中廣泛存在[4?5,10?19]。7050合金(Al-6.2Zn-2.3Mg-2.3Cu-0.12Zr)具有高強度、高韌性、耐腐蝕等優(yōu)良的綜合性能，是近 30 年來飛機制造業(yè)中應用最廣泛的航空鋁合金材料。對于厚度 120 mm 以上的 7050 合金預拉伸板和鍛件，經(jīng)固溶淬火和時效處理后，其芯部強度與表層強度相差高達15%以上，表現(xiàn)出一定的淬火敏感性[1]。合金的淬火敏感性逐漸成為其進一步發(fā)展的重要制約因素。文獻[1,4?5,9,11?12,16,19?20]報道了 7××× 系鋁合金淬火敏感性，認為合金淬火敏感性主要是合金經(jīng)固溶在淬火冷卻過程中在晶界、亞晶界、Al3Zr等彌散相上形成淬火析出相，這些淬火析出相的形成消耗了合金中大量溶質(zhì)原子，使得合金在后續(xù)時效過程中時效強化析出相的數(shù)量減少，導致合金力學性能下降。

7×××系合金為典型的析出強化型鋁合金，其強度主要依賴于合金在時效過程中沉淀析出的具有MgZn2化學成分組成、與基體呈共格關系的GP 區(qū)或呈半共格關系的η?相[1,20?21]。國內(nèi)外學者對7050合金進行了TTP測定[14,22]。合金經(jīng)鹽浴爐等溫保溫后淬火，形成溶質(zhì)原子與空位的雙重過飽和固溶體，隨著等溫保溫時間的延長，過飽和程度逐漸降低，在后續(xù)時效后，是否最終影響合金的性能，相關文獻沒有進行進一步研究，且對除Al3Zr等彌散相以外平衡η相異質(zhì)形核質(zhì)點研究較少。為此，本文作者通過測定鹽浴爐等溫保溫實驗過程中試樣的溫度變化，在測定合金的TTP曲線基礎上，觀察合金晶內(nèi)遠離平衡相的晶內(nèi)時效強化析出相以及合金等溫保溫實驗中的平衡析出相析出特性，探究合金淬火敏感性機理，為后續(xù)合金的設計提供依據(jù)。

1 實驗

實驗采用由國內(nèi)某生產(chǎn)企業(yè)提供的 7050鋁合金厚板，厚板由厚度為440 mm鑄錠，雙面銑至400 mm，均勻化處理后，在420~430 ℃經(jīng)多道次熱軋成60 mm厚板。表1所列為合金板材化學成分分析結(jié)果。

表1 7075合金的化學成分Table 1 Chemical composition of 7075 alloy (mass fraction,%)

在平行于軋板橫截面方向上，于1/4厚度處取尺寸為25 mm×25 mm×2.5 mm(T×S×L)(高向×橫向×軋向)樣品，在試樣心部埋入 K分度熱電偶，采用MX100溫度數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)記錄鹽浴實驗合金溫度變化，采溫間隔選擇為500 ms。固溶熱處理采用馬弗爐進行，試樣經(jīng)480 ℃固溶30 min后，立刻淬入溫度為200~450 ℃ (共取9個溫度點，相鄰溫度間隔為30℃)的鹽浴爐中，等溫保溫2~1 200 s后立刻取出淬火，轉(zhuǎn)移時間小于2 s，鹽浴爐溫波動為±3 ℃。選用WD-Z型數(shù)字式渦流電導儀測定淬火態(tài)電導率，對試樣進行(120 ℃, 6 h)+(165 ℃, 18 h)雙級時效(T74)，時效后測定合金的硬度。合金的硬度測試采用沃波特430?SVD維氏硬度儀，質(zhì)量載荷為10 kg，保荷時間為10 s，合金差示掃描量熱(DSC)實驗在 NET ZSCH STA 409 C/CD型熱分析儀上進行，加熱速度為10 ℃/min，采用Ar氣保護。透射電鏡樣品采用MTP?1型雙噴電解減薄儀，電解液為30% HNO3+70% CH3OH，溫度控制在?20~?30 ℃，電流為60～80 mA，電壓為12~16 V，顯微組織觀察在JEM?2000FX分析電鏡上進行，加速電壓為160 kV，采用電鏡附帶NORAN型X射線能譜儀(EDS)進行能譜分析。

2 結(jié)果與分析

2.1 冷卻曲線

圖1所示為試樣空冷和鹽浴過程中的溫度變化曲線。從圖 1(a)可以看出，合金從馬弗爐取出后空冷階段，前8 s內(nèi)其降溫速率約為5 ℃/s。實驗過程中，轉(zhuǎn)移時間應盡量短，以減小空冷對實驗結(jié)果的影響。從圖1(b)可以看出，在鹽浴過程中，合金在較短時間內(nèi)(15 s)即可冷卻至鹽的溫度。

2.2 硬度、電導率

圖2所示為鹽浴爐等溫保溫溫度和時間對合金時效態(tài)硬度和淬火態(tài)電導率的影響。由圖2可以看出，隨著保溫時間的延長，合金時效態(tài)的硬度總體上均呈下降趨勢，淬火態(tài)電導率相應地呈上升趨勢，且硬度的下降速率和電導率的上升速率取決于保溫溫度的高低。這主要是因為在等溫保溫過程中，隨著試樣溫度降低，固溶體過飽和度逐漸增大，不斷析出η平衡相；隨著等溫保溫時間的延長，析出相數(shù)量逐漸增加，淬火后合金過飽和度逐漸下降，淬火態(tài)合金電導率逐漸升高。此外，由于淬火后合金過飽和度逐漸下降，時效過程中產(chǎn)生的強化相數(shù)量逐漸減少，合金強度逐漸降低。對合金性能影響程度最大的溫度是320 ℃，其次是350 ℃和260 ℃；溫度由320 ℃上升或是下降，性能的變化幅度明顯減??；當溫度為450 ℃時，合金的性能在試驗時間300 s內(nèi)幾乎沒有變化。合金的淬火敏感溫度區(qū)間為230~410 ℃，且在此溫度區(qū)間內(nèi)，合金硬度隨時間的延長而迅速下降。2

圖1 試樣空冷、鹽浴過程溫度變化曲線Fig.1 Cooling curves of samples during air quenching(a) and salt bathing at 320 ℃(b)

圖2 200~450 ℃等溫保溫對合金性能的影響Fig.2 Influence of isothermal treatment on properties of alloy at 200?450 ℃: (a) Hardness; (b) Electrial conductivity

.3 TTP曲線

EVANCHO和STALEY[22?23]通過研究鋁合金連續(xù)冷卻析出動力學，提出TTP曲線方程，其表達式如下：

式中：k1為淬火過程中未轉(zhuǎn)變分數(shù)的自然對數(shù)，獲得TTP曲線方程系數(shù)后，通過其改變獲得相應轉(zhuǎn)變分數(shù)的TTP曲線；k2為與形核數(shù)目的倒數(shù)有關的常數(shù)；k3為與單位形核能有關的常數(shù)；k4為與固溶相線溫度有關的常數(shù)；k5為與擴散激活能有關的常數(shù)；R為氣體常數(shù)；T為絕對溫度。

固溶態(tài)合金采用室溫水淬火后經(jīng)T74時效態(tài)硬度和淬火態(tài)電導率值分別為177 HV 和17.1 MS/m。實驗采用95%峰值硬度所對應的鹽浴爐等溫保溫溫度和時間對方程進行擬合得到合金的 TTP曲線如圖 3所示。擬合后方程中各個參數(shù)數(shù)值見表2。

表2 擬合得到合金TTP曲線方程系數(shù)Table 2 Coefficients of TTP curve fitted

可見，7050鋁合金的淬火敏感性決定于過飽和α固溶體的轉(zhuǎn)變動力學特性。過飽和固溶體沉淀過程是一個擴散控制過程[14]，其沉淀速度和溫度的關系具有C曲線的特點，即過冷度與原子擴散速度這兩個因素相互制約。合金元素Zn、Mg和Cu在鋁中的溶解度隨溫度降低而減小，過飽和固溶體在淬火過程中分解沉淀析出第二相，但析出速度取決于溫度。在高溫區(qū)間，由于過飽和度小，沉淀析出的驅(qū)動力很小，第二相主要通過非均勻形核析出，雖然溶質(zhì)原子擴散速度大，但形核率很小，故而沉淀析出速度很??；在低溫區(qū)間，雖然過飽和度較大，析出驅(qū)動力大，但由于溫度較低，溶質(zhì)原子擴散速度小，第二相長大速度慢，故而沉淀析出速度很??；只有在中溫區(qū)間有一定的驅(qū)動力，且溫度較高，溶質(zhì)原子擴散速度較大，因此，沉淀析出速度較大[14,19]，并于某一溫度達到最大值，即鼻溫。本研究中，7050合金的TTP曲線(即C曲線)的鼻溫為320 ℃左右(見圖3)。而孕育期的長短表示過飽和α固溶體穩(wěn)定性的高低，從而反映了合金淬火敏感性的低與高。從TTP曲線中可以看出，在鼻溫左右孕育期最短，過飽和α固溶體最不穩(wěn)定，沉淀析出速度最快，合金的淬火敏感性最高；在高溫和低溫區(qū)孕育期較長，合金的淬火敏感性較低[20]。本實驗合金的孕育期約為1.7 s。

2.3 TEM組織分析

圖4所示為等溫保溫時間對合金晶內(nèi)遠離平衡相的時效析出相影響。由圖4可以看出，直接淬火合金(0 s)經(jīng)時效后，晶內(nèi)析出大量尺寸為3~20 nm的細小彌散析出相。等溫保溫120 s合金經(jīng)時效后，晶內(nèi)析出相尺寸大為10~15 nm，尺寸小于10 nm的析出相數(shù)量明顯減少，析出相間距增大。等溫保溫1 200 s合金經(jīng)時效后，晶內(nèi)不均勻析出少量尺寸小于10 nm析出相。通過基體?112?Al方向選區(qū)電子衍射可以判斷，時效后合金晶內(nèi)主要析出相為GPⅡ區(qū)、η?相和η相，且隨著保溫時間的延長，GPⅡ區(qū)和η?相斑點強度逐漸減弱，η相斑點強度增強，說明合金基體中GPⅡ區(qū)和η?析出相逐漸被 η相所取代。這與文獻[11]中報道的結(jié)論不同。文獻[24]提到，過飽和固溶體溶質(zhì)原子的偏聚與空位濃度有關，而過飽和空位在鋁基體中的分布也是遵循數(shù)理統(tǒng)計規(guī)律的，空位濃度也存在起伏。

圖3 7050合金TTP曲線Fig.3 TTP curves of 7050 alloy

圖4 320 ℃等溫保溫不同時間后時效態(tài)合金晶內(nèi)析出相的TEM像和?112?Al方向選區(qū)電子衍射譜Fig.4 Morphologies and selected area electron diffraction (SAED) of aged alloys after holding different times at 320 ℃ and ?112?direction: (a), (d) 0 s; (b), (e) 120 s; (d), (f) 1 200 s

一般來說，在溶質(zhì)原子周圍的空位濃度高于其他地方，同時，在空位濃度大的地方也容易富集溶質(zhì)原子，因為溶質(zhì)原子的富集是通過擴散來實現(xiàn)的，擴散就是原子位移，而位移是通過同鋁原子或空位交換位置來實現(xiàn)的，與空位交換位置是容易的。因此，淬火固定的溶質(zhì)原子和空位濃度及其分布狀態(tài)對過飽和固溶體的穩(wěn)定性和時效處理時GP區(qū)和析出相粒子的大小、彌散性和分布狀態(tài)影響很大。隨著鹽浴爐中等溫保溫時間的延長，試樣淬火后，溶質(zhì)原子和空位過飽和度呈下降趨勢，在后續(xù)的時效過程中將影響合金的時效析出動力學，影響合金強化相的析出和轉(zhuǎn)化，最終導致合金性能的差異。

圖5所示為等溫保溫時間對合金晶界影響的TEM像。由圖5可以看出，直接淬火合金(0 s)晶界呈連續(xù)細線狀，局部出現(xiàn)尺寸較大析出相(見圖5(a))。經(jīng)鹽浴處理后的合金，隨著等溫保溫時間的延長(2~1 200 s)，晶界析出相尺寸、間距逐漸減小，數(shù)量逐漸增多，晶界無析出帶逐漸變寬，與文獻研究發(fā)現(xiàn)一致[14]。這可能因為該溫度下，合金析出動力學最大，合金在該溫度下保溫過程中優(yōu)先在晶界上自由能較低的位置形核長大，由于形核位置相對較少，形成的析出相尺寸、間距較大(見圖 5(b))；且隨著保溫時間的延長，晶界周圍溶質(zhì)原子充分擴散，導致晶界多位置形核，間距逐漸減小，析出相尺寸較小(見圖5(c))；繼續(xù)保溫后，晶內(nèi)溶質(zhì)原子也逐漸擴散至晶界，導致晶界析出相長大，并逐漸相互連接(見圖5(d))。合金經(jīng)1 200 s等溫保溫后，晶界析出相完整析出，淬火析出相也大量析出。這兩種相的析出消耗了固溶體內(nèi)大量的溶質(zhì)原子，導致合金在后續(xù)時效過程中時效析出相的析出數(shù)量明顯減少，晶界周圍無析出帶寬度達到最大。

圖6所示為等溫保溫時間對合金亞晶界影響的TEM像。由圖6可以看出，直接淬火合金亞晶界僅存在少量析出相 (見圖6(a))，經(jīng)鹽浴處理后的合金，與大角晶界類似，隨著等溫保溫時間的延長，晶界析出相尺寸和間距逐漸減小，數(shù)量逐漸增多，晶界無析出帶逐漸變寬。

圖7所示為合金平衡析出相的TEM像。由圖7可以看出，當?shù)葴乇?20 s后，隨著等溫保溫時間的延長，平衡析出相的尺寸逐漸增大；合金經(jīng)1 200 s等溫保溫，析出相充分析出。同時還可以發(fā)現(xiàn)，等溫保溫120 s后，時效態(tài)合金在遠離淬火析出相的晶內(nèi)析出細小彌散強化相，而等溫保溫1 200 s后，時效態(tài)合金在遠離淬火析出相的晶內(nèi)析出相極少，僅有尺寸較小的球形析出相和尺寸較大的棒狀析出相。這主要是因為等溫保溫1 200 s后，合金粗大平衡析出相的析出消耗了固溶體內(nèi)大量的溶質(zhì)原子，同時，空位濃度較低，導致合金在后續(xù)時效過程中時效析出相的數(shù)量明顯減少。合金時效析出動力學降低，僅析出少量GP區(qū)和η?相。仔細觀察還可以發(fā)現(xiàn)，晶內(nèi)平衡析出相容易在Al3Zr質(zhì)點上形核[4,11,16](見圖7中箭頭所指)。

為研究等溫保溫過程中晶內(nèi)淬火析出相的形成機理，對等溫保溫合金中的部分微米級粗大平衡η相(見圖8)異質(zhì)形核質(zhì)點進行能譜分析(EDS)，結(jié)果見表3，顯示該相由元素化學劑量比為2:1的Al和Cu原子組成，化學成分組成接近Al2Cu相。在淬火過程中，晶內(nèi)淬火析出相容易依附于異質(zhì)形核質(zhì)點形核生長。

圖6 在320 ℃等溫保溫不同時間后時效態(tài)合金亞晶界形貌Fig.6 Morphologies of precipitates at sub-grain boundaries of aged alloy after holding different times at 320 ℃: (a) 0 s; (b) 2 s;(c) 120 s; (d) 1 200 s

表3 圖8中箭頭所指第二相能譜分析結(jié)果Table 3 Compositions of second phases markd in Fig.8 measured by EDS (mole fraction, %)

圖7 在320 ℃等溫保溫后不同時間時效態(tài)合金晶內(nèi)淬火析出相的TEM像Fig.7 TEM images of η precipitates in grains of aged alloy after holding different time at 320 ℃: (a) 120 s; (b) 1 200 s

圖8 等溫保溫合金中晶內(nèi)平衡η相的TEM像Fig.8 TEM images of η precipitates in grains of aged alloy after holding different times at 320 ℃: (a) 120 s; (b) 1 200 s

在實驗過程中發(fā)現(xiàn)，合金中存在具有一定方向性的大量條狀析出相，且隨著保溫時間的延長，析出相沿長度和寬度方向都逐漸長大(見圖9)。能譜分析結(jié)果(見表 4)顯示該相元素化學劑量比為 2?1?1的 Al、Cu和Mg原子組成，化學成分組成接近Al2CuMg相。相關文獻中對鹽浴爐等溫保溫過程中形成了條狀S(Al2CuMg)析出相有過報道[3,19]。仔細觀察發(fā)現(xiàn)，條狀S(Al2CuMg)析出相沒有成為平衡η相的異質(zhì)形核核心，未明顯影響其周圍時效析出相的析出，沒有發(fā)現(xiàn)明顯的無析出帶。

表4 圖9(b)中箭頭所指第二相能譜分析結(jié)果Table 4 Composition of second phase markd in Fig.9(b)measured by EDS (mole fraction, %)

2.4 DSC分析

圖10所示為在320 ℃下等溫保溫時間對7050鋁合金時效態(tài)DSC曲線的影響。從圖10中可以看出，合金存在A、B兩個吸熱峰，以及C放熱峰。其中吸熱峰A(約115 ℃)對應合金中GPⅠ區(qū)溶解[4]，吸熱峰B(約215 ℃)對應于合金時效后析出的GPⅡ區(qū)和η?相的溶解峰，放熱峰 C(約 230 ℃)對應合金中 η?→η 相轉(zhuǎn)變[19?20]。等溫保溫1 200 s后，合金具有明顯的A峰，而其他3個合金則A峰不明顯，且未出現(xiàn)明顯的C峰。這主要是由于合金等溫保溫過程中淬火析出相析出較多，大量消耗固溶體中的溶質(zhì)原子，導致合金淬火后固溶體過飽和度較低，因此，在后續(xù)時效過程中，基體僅僅析出少量GP區(qū)。由于析出動力學較小，在后續(xù)熱處理過程中，析出相變化較小，僅能生成少量η?相，這與 TEM 觀察結(jié)果吻合。相比之下，隨著等溫保溫時間的延長，B峰的熱焓值從6.444 J/g(2 s)減小到4.947 J/g(120 s)和0.2137 J/g(1 200 s)，這說明合金中時效產(chǎn)生GP及η?相隨著等溫保溫時間的延長而逐漸減少，合金硬度逐漸下降。等溫保溫2 s試樣與直接淬火試樣相比，B峰熱焓值較為接近，硬度值應相當，這與硬度實驗結(jié)果一致。而 C峰的熱焓值也從 5.304 J/g(120 s)減小到4.717 J/g(1 200 s)，隨著保溫時間的延長，η? →η相轉(zhuǎn)變量呈下降趨勢。

圖9 合金晶內(nèi)條狀析出相TEM形貌Fig.9 Morphologies of lath precipitates in grains of aged alloy after holding different times at 320 ℃: (a) 0 s; (b) 120 s;(c) 1 200 s

圖10 在320 ℃下等溫保溫時間對7050鋁合金時效態(tài)DSC曲線的影響Fig.10 Influence of holding time on DSC curve of as-aged 7050 aluminium alloy at 320 ℃

3 結(jié)論

1) 隨著保溫時間的延長，7050鋁合金合金時效態(tài)的硬度總體上呈下降趨勢，淬火態(tài)的電導率呈上升趨勢，在320 ℃等溫保溫時，硬度和電導率變化最明顯。

2) 7050鋁合金TTP曲線的鼻溫約320 ℃，孕育期約為1.7 s。合金的淬火敏感溫度區(qū)間為230~410 ℃，且在此溫度區(qū)間內(nèi)合金硬度隨時間迅速下降。

3) 等溫保溫過程中，7050鋁合金在晶界和晶內(nèi)析出平衡析出相，隨著保溫時間延長，析出相體積分數(shù)逐漸增加，晶界析出相趨向于連續(xù)分布，無析出帶逐漸寬化，晶內(nèi)析出條狀Al2CuMg相尺寸逐漸增加。

4) 晶內(nèi)淬火平衡相主要依附于晶內(nèi)Al3Zr等彌散相和細小Al2Cu相形核長大，Al2CuMg相未成為平衡相的異質(zhì)形核質(zhì)點。

5) 等溫保溫合金經(jīng)時效后，晶內(nèi)析出 GPⅡ區(qū)及η?相數(shù)量隨著等溫保溫時間的延長而逐漸減少，使得7050鋁合金的性能降低，表現(xiàn)出一定的淬火敏感性。

REFERENCES

[1] 熊柏青, 李錫武, 張永安, 李志輝, 朱寶宏, 王 鋒, 劉紅偉.新型高強韌低淬火敏感性 Al-7.5Zn-1.65Mg-1.4Cu-0.12Zr合金[J]. 中國有色金屬學報, 2009, 19(9): 1539?1547.XIONG Bai-qing, LI Xi-wu, ZHANG Yong-an, LI Zhi-hui, ZHU Bao-hong, WANG Feng, LIU Hong-wei. Novel Al-7.5Zn-1.65Mg-1.4Cu-0.12Zr alloys with high strength high toughness and low quench sensitivity[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2009, 19(9): 1539?1547.

[2] WANG Tao, YIN Zhi-min, SUN Qiang. Effect of homogenization treatment on microstructure and hot workability of high strength 7B04 aluminium alloy[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2007, 17: 335?339.

[3] YANG Ji-gang, OU Bin-lung. Influence of microstructure on the mechanical properties and stress corrosion susceptibility of 7050Al-alloy[J]. Scandinavian Journal of Metallurgy, 2001,30(3): 158?160.

[4] DESCHAMPS A, BRéCHET Y. Influence of quench and heating rates on the ageing response of an Al-Zn-Mg-(Zr) alloy[J].Materials Science and Engineering A, 1998, 251: 200?207.

[5] LIU Sheng-dan, ZHONG Qi-min, ZHANG Yong, LIU Wen-jun,ZHANG Xin-ming, DENG Yun-lai. Investigation of quench sensitivity of high strength Al-Zn-Mg-Cu alloys by time-temperature-properties diagrams[J]. Materials and Design,2010, 31: 3116?3120.

[6] WARNER T. Recently-developed aluminum solutions for aerospace applications[J]. Materials Science Forum, 2006,519/521(2): 1271?1278.

[7] JOHN L. Advanced aluminum and hybrid aerostructures for future aircraft[J]. Materials Science Forum, 2006, 519/521:1233?1238.

[8] LI Nian-kui, Lü Xin-yu, CUI Jian-zhong. Effect of processing way and aging treatment on properties and microstructures of 7B04 aluminum alloy[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2008, 18: 541?547.

[9] CONSERVA M, DI RUSSO E, CALONI O. Comparison of the influence of chromium zirconium on the quench sensitivity of Al-Zn-Mg-Cu alloys[J]. Metallurgical Transactions, 1971, 2:1127.

[10] CHENA J Z, ZHEN L, YANG S J, SHAO W Z, DAI S L.Investigation of precipitation behavior and related hardening in AA 7055 aluminum alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2009, 500: 34?42.

[11] DESCHAMPS A, BRéCHET Y. Nature and distribution of quench-induced precipitation in an Al-Zn-Mg-Cu alloy[J].Scripta Materialia, 1998, 39(11): 1517?1522.

[12] LIU S D, ZHANG X M, HUANG Z B, YOU J H. Prediction of hardness of aluminum alloy 7055 by quench factor analysis[J].Materials Science Forum, 2007, 546/549: 881?884.

[13] ROBINSON J S, CUDD R L, TANNER D A, DOLAN G P.Quench sensitivity and tensile property inhomogeneity in 7010 forgings[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2001,119: 261?267.

[14] 張新明, 劉文軍, 劉勝膽, 袁玉寶, 鄧運來. 7050鋁合金的TTP曲線[J]. 中國有色金屬學報, 2009, 19(5): 861?868.ZHANG Xin-ming, LIU Wen-jun, LIU Sheng-dan, YUAN Yu-bao, DENG Yun-lai. TTP curve of aluminum alloy 7050[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2009, 19(5):861?868.

[15] 劉勝膽, 張新明, 游江海, 黃振寶, 張 翀, 張小艷. 7055鋁合金的 TTP曲線及其應用[J]. 中國有色金屬學報, 2006,16(12): 2034?2039.LIU Sheng-dan, ZHANG Xin-ming, YOU Jiang-hai, HUANG Zhen-bao, ZHANG Chong, ZHANG Xiao-yan. TTP curve of 7055 aluminum alloy and its application[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2006, 16(12): 2034?2039.

[16] DUMONT D, DESCHAMPS A, BRéCHET Y, SIGLI C, EHRSTR?M J C. Characterisation of precipitation microstructures in aluminium alloys 7040 and 7050 and their relationship to mechanical behaviour[J]. Materials Science and Technology, 2004, 20: 1?10.[17] CACAZOS J L, COLáS R. Quench sensitivity of a heat treatable aluminum alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2003, 363: 171?178.

[18] ZHANG D L, ZHENG L. The quench sensitivity of cast Al-7 wt pct Si-0.4 wt pct Mg alloy[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1996, 27: 3983.

[19] LIU Sheng-dan, ZHANG Yong, LIU Wen-jun, DENG Yun-lai,ZHANG Xin-ming. Effect of step-quenching on microstructure of aluminum alloy 7055[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2010, 20: 1?6.

[20] GODARD D, ARCHAMBAULT P, AEBY-GAUTIER E,LAPASSET G. Precipitation sequences during quenching of the AA 7010 alloy[J]. Acta Mater, 2002, 50: 2319?2329.

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

[22] EVANCHO J W, STALEY J T. Kinetics of precipitation in aluminum alloys during continuous cooling[J]. Metallurgical Transactions, 1974, 5: 43?47.

[23] STALEY J T. Quench factor analysis of aluminum alloys[J].Material Science and Technology, 1987, 3: 923?935.

[24] 顧景誠. 鋁合金時效過程(上)[J]. 輕合金加工技術(shù), 1985(3):25?28.GU Jing-cheng. The ageing process of aluminum alloys[J].Machining Technology of Light Metal, 1985(3): 25?28.

Hardenability characteristic and microstructure of 7050 Al alloy

LI Pei-yue, XIONG Bai-qing, ZHANG Yong-an, LI Zhi-hui, ZHU bao-hong, WANG Feng, LIU Hong-wei

(State Key Laboratory of Nonferrous Metals and Processes,General Research Institute for Nonferrous Metals，Beijing 100088, China )

The time-temperature-property (TTP) curve of aluminum alloy 7050 was determined and the microstructure of the alloy under different processing was investigated. The results indicate that the nose temperature and incubation period of TTP curves is about 320 ℃, 1.7 s, respectively and the quench sensitive temperature range of TTP curve for 7050 alloy is 230?410 ℃. The volume of the coarse equilibrium η phases that precipitated at grain boundaries and in the grains during isothermal-holding increases with the isothermal-holding time, which results in the decrease of subsequent aging hardening precipitates(GPII zones and η? phases) for loss of solutes and vacancies. The grain boundary precipitates tend to distribute continuously with wider precipitation free zone. The primary nuclear sites for coarse equilibrium η phases are Al3Zr despersoids and Al2Cu particles in the grains.

hardenability characteristic; TTP curve; quench sensitivity; nuclear site; ageing precipitate

TG 146.4

A

1004-0609(2011)03-0513-09

國家自然科學基金資助項目(50904010)；國際科技合作項目(2010DFB50340)

2010-06-10；

2010-08-26

熊柏青，教授，博士；電話：010-82241885；E-mail: xiongbq@grinm.com

(編輯 何學鋒)