工程科学学报，第41卷，第7期：914-921,2019年7月 Chinese Joural of Engineering,Vol.41,No.7:914-921,July 2019 D0L:10.13374/j.issn2095-9389.2019.07.010:htp:/journals.ustb.edu.cm 半连续铸造7136超高强铝合金的组织特征及均匀化 处理工艺 李佳乐)，周成)四，黄旭东)，张志豪)，吕丹) 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)北京科技大学新材料技术研究院，北京100083 3)东北轻合金有限责任公司，哈尔滨150060 ☒通信作者，E-mail:houc@usth.cd.cn 摘要以半连续铸造7136铝合金为研究对象，以铸态组织分析为基础，采用双级均匀化.结果表明：与其他7×××系铝合 金相比，7136铝合金铸态组织没有明显的层片状α(A1)+T共晶相的特征，也没有发现S相的存在.基体中的弥散相为微米 级的圆形或棒状Mg☑m,相，Mg元素和Zn元素随着液态合金的凝固，在A1基体中以Mg☑n,相的形式析出，为了平衡Mg元素 和Zm元素的分配系数，Mg元素和Zm元素从液态向固态迁移，这也是使得晶内Z元素和Mg元素偏高的原因.经过462℃， 24h单级均匀化.残留相大致消除.随着均匀化时间的延长，残留相有减少的趋势，但作用相对较小.经过450℃，24h+470 ℃，24h双级均匀化，差示扫描量热法获取的峰值非常小，晶间除了少量高熔点AL,Cu,Fe相残留，AL,Cu等其他相已基本消除， 均匀化效果显著 关键词7136超高强铝合金；半连续铸造；Mg☑2相：铸态组织；均匀化热处理 分类号TG142.71 Microstructure and homogenization process of semi-continuous casting 7136 ultra high- strength aluminum alloy LI Jia-le,ZHOU Chen',HUANG Xu-dong'),ZHANG Zhi-hao2),LU Dan) 1)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Institute for Advanced Materials and Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 3)Northeast Light Alloy Co.LTD,Harbin 150060.China Corresponding author,E-mail:zhouc@ustb.edu.cn ABSTRACT The 7 xxx series aluminum alloy is mainly produced using semi-continuous water-cooled casting with this method, the solidification speed of the alloy is fast,leading to different degrees of dendrite segregation and non-equilibrium eutectic structure in the ingot.This also results in non-uniformity of composition and structure.Further,it adversely affects the subsequent cutting process and comprehensive performance of the alloy.Therefore,ingot homogenization becomes an indispensable and very critical process for the elimination of segregation.There is much research on Al-Zn-Mg-Cu alloys at home and abroad at the present.This research mainly concentrates on alloys such as 7075,7050,7150 and 7055.The content of the main alloying elements of these alloys is mostly around 10%.However,at present,there is not much research on alloy materials with a strength and main alloying element content exceeding 12.5%.The main alloy element content of 7136 aluminum alloy is about 13.5%.In 7136 aluminum alloy,the main alloy element content is high and the cast microstructure characteristics and homogenization treatment conditions are very different from other 7 xxx series aluminum alloys.In this paper,semi-continuous casting 7136 aluminum alloy was taken as the research object,based on the as- 收稿日期：2018-06-27 基金项目：国家重点研发计划资助项目(2016YFB0300900):NSF℃-辽宁联合基金资助项目(U1708251):东北轻合金有限责任公司铝镁合金材 料院士工作站资助项目
工程科学学报,第 41 卷,第 7 期:914鄄鄄921,2019 年 7 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 41, No. 7: 914鄄鄄921, July 2019 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2019. 07. 010; http: / / journals. ustb. edu. cn 半连续铸造 7136 超高强铝合金的组织特征及均匀化 处理工艺 李佳乐1) , 周 成1) 苣 , 黄旭东1) , 张志豪2) , 吕 丹3) 1)北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083 2)北京科技大学新材料技术研究院, 北京 100083 3)东北轻合金有限责任公司, 哈尔滨 150060 苣通信作者, E鄄mail: zhouc@ ustb. edu. cn 摘 要 以半连续铸造 7136 铝合金为研究对象,以铸态组织分析为基础,采用双级均匀化. 结果表明:与其他 7 伊 伊 伊 系铝合 金相比,7136 铝合金铸态组织没有明显的层片状 琢(Al) + T 共晶相的特征,也没有发现 S 相的存在. 基体中的弥散相为微米 级的圆形或棒状 MgZn2 相,Mg 元素和 Zn 元素随着液态合金的凝固,在 Al 基体中以 MgZn2 相的形式析出,为了平衡 Mg 元素 和 Zn 元素的分配系数,Mg 元素和 Zn 元素从液态向固态迁移,这也是使得晶内 Zn 元素和 Mg 元素偏高的原因. 经过 462 益 , 24 h 单级均匀化,残留相大致消除. 随着均匀化时间的延长,残留相有减少的趋势,但作用相对较小. 经过 450 益 ,24 h + 470 益 ,24 h 双级均匀化,差示扫描量热法获取的峰值非常小,晶间除了少量高熔点 Al 7Cu2Fe 相残留,Al 2Cu 等其他相已基本消除, 均匀化效果显著. 关键词 7136 超高强铝合金; 半连续铸造; MgZn2 相; 铸态组织; 均匀化热处理 分类号 TG142郾 71 收稿日期: 2018鄄鄄06鄄鄄27 基金项目: 国家重点研发计划资助项目(2016YFB0300900);NSFC鄄鄄辽宁联合基金资助项目(U1708251);东北轻合金有限责任公司铝镁合金材 料院士工作站资助项目 Microstructure and homogenization process of semi鄄continuous casting 7136 ultra high鄄 strength aluminum alloy LI Jia鄄le 1) , ZHOU Chen 1) 苣 , HUANG Xu鄄dong 1) , ZHANG Zhi鄄hao 2) , L譈 Dan 3) 1) School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 2) Institute for Advanced Materials and Technology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 3) Northeast Light Alloy Co. LTD, Harbin 150060, China 苣Corresponding author, E鄄mail: zhouc@ ustb. edu. cn ABSTRACT The 7 伊 伊 伊 series aluminum alloy is mainly produced using semi鄄continuous water鄄cooled casting with this method, the solidification speed of the alloy is fast, leading to different degrees of dendrite segregation and non鄄equilibrium eutectic structure in the ingot. This also results in non鄄uniformity of composition and structure. Further, it adversely affects the subsequent cutting process and comprehensive performance of the alloy. Therefore, ingot homogenization becomes an indispensable and very critical process for the elimination of segregation. There is much research on Al鄄鄄Zn鄄鄄Mg鄄鄄Cu alloys at home and abroad at the present. This research mainly concentrates on alloys such as 7075, 7050, 7150 and 7055. The content of the main alloying elements of these alloys is mostly around 10% . However, at present, there is not much research on alloy materials with a strength and main alloying element content exceeding 12郾 5% . The main alloy element content of 7136 aluminum alloy is about 13郾 5% . In 7136 aluminum alloy, the main alloy element content is high and the cast microstructure characteristics and homogenization treatment conditions are very different from other 7 伊 伊 伊 series aluminum alloys. In this paper, semi鄄continuous casting 7136 aluminum alloy was taken as the research object, based on the as鄄
李佳乐等：半连续铸造7136超高强铝合金的组织特征及均匀化处理工艺 .915· cast microstructure analysis,using two-stage homogenization.The results show that,compared with the other 7 xxx series aluminum alloys,the cast microstructure of 7136 aluminum alloy has no obvious lamellar Al(Al)+T eutectic phase characteristics,and no S phase exists.The dispersed phase in the matrix is a micron-sized round or rod-shaped MgZn phase.The Mg and Zn were precipitated as MgZn phase in the Al matrix as the liquid alloy solidified.In order to balance the partition coefficients of the Mg and Zn,the two metals converted from the liquid to the solid state,which explained why the Zn and Mg crystal contents were high.After a single stage of homogenization at 462 C,24 h,the residual phase was substantially eliminated.As the homogenization time increased,the residual phase tended to decrease,but the effect was relatively small by this method.After the 7136 aluminum alloy was homogenized for two stages at 450C,24 h and 470 C,24 h.The peak values obtained by differential scanning calorimetry were very small,except for a small amount of high-melting Al,Cu,Fe phase remaining between the crystals.Al,Cu and other phases were basically eliminated and the homogenization effect was significant. KEY WORDS 7136 ultra-high strength aluminum alloy;semicontinuous casting;MgZn,phase;cast microstructure;homogeneous heat treatment 7×××系铝合金(A-Zn-Mg-Cu)是一种超高 减少基体中残留的结品相[]，提高合金的塑性和抗 强度铝合金具有高强度、高断裂韧性和良好的抗应 疲劳断裂性能)]因此对铸态和均匀化组织特征 力腐蚀性能1-】，是一种新型的航空轻型高强度结 研究对于7136铝合金的性能控制具有重要意义. 构材料3，铝合金在机身的应用范围，主要集中在 针对Al-Zn-Mg-Cu合金相的分析已经有大量 上下机翼蒙皮、机座、桁架、龙骨架等).对机体结 的研究.n、T、S和q被认为是合金中主要出现的品 构进行了更大的减重，如7050、7055和7085铝合 间相).大部分学者认为，S相是均匀化达到一定 金.然而为适应复合材料的挑战，对A-Zn-Mg-Cu 温度时m相转化而来，当Zn质量分数大于8% 合金强度、抗疲劳等性能提出了更高的要求 时4]，这种转化变得困难，但关于转变困难的原因 在A-Zn-Mg-Cu合金中Zm是一个非常重要 尚存在较多争议. 的元素，随Zn元素含量和Zn/Mg质量比值的增加， 本文以探究合适的均匀化处理工艺为目的， 合金会获得更高的屈服强度以及更好的韧性，从而 对7136铝合金铸态组织和均匀化组织的晶间相 达到超高强度的要求[6].同时为了保证合金的耐腐 种类及转变机理进行了研究与探讨.7136铝合金 蚀性能，往往又要配以较高的Cu元素含量).7136 铸态组织中T相(MgZn,)弥散分布在晶内，而Cu 铝合金主合金元素中，Z如元素质量分数大于8%，而 元素偏聚于晶界，Zn元素和Mg元素扩散系数较 Zn/Mg质量比在4以上，远远高于7050铝合金(Zn 高，均匀化热处理后，Zn元素和Mg元素在基体得 与Mg的质量比约为2.7)，Cu元素质量分数 以均匀分布，η相消失，C山元素在晶间形成少量的 2.11%.高合金化的7136铝合金在铸造过程中会 高熔点AL,Cu,Fe相. 形成大量的非平衡共品组织，并产生严重的枝晶偏 1实验材料与方法 析和区域偏析[].枝晶网状组织使合金的压力加工 性能变差，制品的强韧性降低，并增加了各向异性和 半连续铸造7136铝合金样品由东北轻合金有 腐蚀敏感性[).因此在压力加工前，合金必须进 限责任公司提供，采用水冷铜模半连续铸造生产，铸 行均匀化处理，其目的是消除枝晶偏析，使合金元素 锭规格为中300mm,表1为7136铝合金成分检测结 充分溶解且分布均匀，提高合金的时效强化潜力，使 果，实验室样品取自铸锭的边部、1/2半径、心部等 非平衡共品相溶解，提高合金的热塑性，最大限度地 不同部位，尺寸为10mm×10mm×10mm. 表17136铝合金成分（质量分数） Table 1 Composition of 7136 aluminum alloy 牌号 Zn Mg Cu Zr Cr Mn Ti Fe Si 7136 8.4-9.41.8-2.5 1.9-2.5 0.1-0.2 0.05 0.05 0.1 0.15 0.12 实测成分 9.31 2.13 2.11 0.12 <0.01 <0.01 0.018 0.077 0.012 样品先用500号和1000号水磨砂纸进行粗磨， 抛光好的样品进行侵蚀，侵蚀剂为Keller试剂（质量 然后依次用2000号和3000号水磨砂纸进行细磨. 分数分别为2.5%HNO,、1.5%HC和1%HF).铸
李佳乐等: 半连续铸造 7136 超高强铝合金的组织特征及均匀化处理工艺 cast microstructure analysis, using two鄄stage homogenization. The results show that, compared with the other 7 伊 伊 伊 series aluminum alloys, the cast microstructure of 7136 aluminum alloy has no obvious lamellar Al(Al) + T eutectic phase characteristics, and no S phase exists. The dispersed phase in the matrix is a micron鄄sized round or rod鄄shaped MgZn2 phase. The Mg and Zn were precipitated as MgZn2 phase in the Al matrix as the liquid alloy solidified. In order to balance the partition coefficients of the Mg and Zn, the two metals converted from the liquid to the solid state, which explained why the Zn and Mg crystal contents were high. After a single stage of homogenization at 462 益 , 24 h, the residual phase was substantially eliminated. As the homogenization time increased, the residual phase tended to decrease, but the effect was relatively small by this method. After the 7136 aluminum alloy was homogenized for two stages at 450 益 , 24 h and 470 益 , 24 h. The peak values obtained by differential scanning calorimetry were very small, except for a small amount of high鄄melting Al 7Cu2Fe phase remaining between the crystals. Al 2Cu and other phases were basically eliminated and the homogenization effect was significant. KEY WORDS 7136 ultra鄄high strength aluminum alloy; semicontinuous casting; MgZn2 phase; cast microstructure; homogeneous heat treatment 7 伊 伊 伊 系铝合金(Al鄄鄄Zn鄄鄄Mg鄄鄄Cu)是一种超高 强度铝合金具有高强度、高断裂韧性和良好的抗应 力腐蚀性能[1鄄鄄2] ,是一种新型的航空轻型高强度结 构材料[3鄄鄄4] ,铝合金在机身的应用范围,主要集中在 上下机翼蒙皮、机座、桁架、龙骨架等[5] . 对机体结 构进行了更大的减重,如 7050、7055 和 7085 铝合 金. 然而为适应复合材料的挑战,对 Al鄄鄄 Zn鄄鄄Mg鄄鄄Cu 合金强度、抗疲劳等性能提出了更高的要求. 在 Al鄄鄄Zn鄄鄄Mg鄄鄄 Cu 合金中 Zn 是一个非常重要 的元素,随 Zn 元素含量和 Zn / Mg 质量比值的增加, 合金会获得更高的屈服强度以及更好的韧性,从而 达到超高强度的要求[6] . 同时为了保证合金的耐腐 蚀性能,往往又要配以较高的 Cu 元素含量[7] . 7136 铝合金主合金元素中,Zn 元素质量分数大于 8% ,而 Zn / Mg 质量比在 4 以上,远远高于 7050 铝合金(Zn 与 Mg 的 质 量 比 约 为 2郾 7 ), Cu 元 素 质 量 分 数 2郾 11% . 高合金化的 7136 铝合金在铸造过程中会 形成大量的非平衡共晶组织,并产生严重的枝晶偏 析和区域偏析[8] . 枝晶网状组织使合金的压力加工 性能变差,制品的强韧性降低,并增加了各向异性和 腐蚀敏感性[9鄄鄄10] . 因此在压力加工前,合金必须进 行均匀化处理,其目的是消除枝晶偏析,使合金元素 充分溶解且分布均匀,提高合金的时效强化潜力,使 非平衡共晶相溶解,提高合金的热塑性,最大限度地 减少基体中残留的结晶相[11] ,提高合金的塑性和抗 疲劳断裂性能[12] . 因此对铸态和均匀化组织特征 研究对于 7136 铝合金的性能控制具有重要意义. 针对 Al鄄鄄Zn鄄鄄Mg鄄鄄Cu 合金相的分析已经有大量 的研究. 浊、T、S 和 q 被认为是合金中主要出现的晶 间相[13] . 大部分学者认为,S 相是均匀化达到一定 温度时 浊 相转化而来,当 Zn 质量分数大于 8% 时[14] ,这种转化变得困难,但关于转变困难的原因 尚存在较多争议. 本文以探究合适的均匀化处理工艺为目的, 对 7136 铝合金铸态组织和均匀化组织的晶间相 种类及转变机理进行了研究与探讨. 7136 铝合金 铸态组织中 浊 相( MgZn2 ) 弥散分布在晶内,而 Cu 元素偏聚于晶界,Zn 元素和 Mg 元素扩散系数较 高,均匀化热处理后,Zn 元素和 Mg 元素在基体得 以均匀分布,浊 相消失,Cu 元素在晶间形成少量的 高熔点 Al 7Cu2Fe 相. 1 实验材料与方法 半连续铸造 7136 铝合金样品由东北轻合金有 限责任公司提供,采用水冷铜模半连续铸造生产,铸 锭规格为 准300 mm,表 1 为 7136 铝合金成分检测结 果,实验室样品取自铸锭的边部、1 / 2 半径、心部等 不同部位,尺寸为 10 mm 伊 10 mm 伊 10 mm. 表 1 7136 铝合金成分(质量分数) Table 1 Composition of 7136 aluminum alloy % 牌号 Zn Mg Cu Zr Cr Mn Ti Fe Si 7136 8郾 4 ~ 9郾 4 1郾 8 ~ 2郾 5 1郾 9 ~ 2郾 5 0郾 1 ~ 0郾 2 0郾 05 0郾 05 0郾 1 0郾 15 0郾 12 实测成分 9郾 31 2郾 13 2郾 11 0郾 12 < 0郾 01 < 0郾 01 0郾 018 0郾 077 0郾 012 样品先用 500 号和 1000 号水磨砂纸进行粗磨, 然后依次用 2000 号和 3000 号水磨砂纸进行细磨. 抛光好的样品进行侵蚀,侵蚀剂为 Keller 试剂(质量 分数分别为 2郾 5% HNO3 、1郾 5% HCl 和 1% HF). 铸 ·915·
·916 工程科学学报，第41卷，第7期 态组织的侵蚀时间为12s,均匀化后的组织侵蚀时 铝合金半连续铸造铸锭不同部位的组织特点，分别 间为14s,差示扫描量热法分析(DSC)采用升温速 取铸锭边部、1/2半径和心部三处的样品进行对比 率10℃·min-1,从25℃升温到600℃.光学显微镜 分析.溶液浇注进入水冷铜模中，边部溶液最先与 和扫描电子显微镜用来观察铸态组织和均匀化态组 水冷铜模接触，凝固速度快，使得先凝固的α(A)来 织.扫描电镜样品用蔡司ZEISS EVO18材料分析扫 不及长大，晶粒细小，如图1(a)所示，光学显微镜下 描电子显微镜进行 呈灰色，边部亮白色组织树枝特点不明显，占比少： 而中心组织，距离水冷铜模距离变大，冷却速度变 2实验结果与讨论 慢，使得先凝固的α(A)有时间长大，晶粒粗大，如 2.17136铝合金的铸态组织特征及形成机理 图1(c)所示，树枝状特点变得明显，枝晶发达：1/2 半连续铸造的过程是：熔炼→浇注→水冷铜模 半径处的组织形态特点处于心部和边部之间，如图 (一次水冷)→二次水冷→切断空冷，为了研究7136 1(b)所示. 60m 60μm 60μm 图17136铝合金铸态组织的光学显微分析.(a)边缘：(b)1/2半径：(c)中心 Fig.1 Optical microscopic analysis of the cast microstructure of the 7136 aluminum alloy:(a)edge;(b)1/2 radius;(c)center 图2样品中Cu元素在晶间偏聚，表2能谱数据 存在.能谱显示，基体中有弥散分布的Mg☑n2相，其尺 显示，如Zn和Mg元素以MgZn2相的形式分布于晶 寸为微米级，长为0.9~1.4m,宽为0.4~0.7m 内，半连续铸造7136铝合金铸态组织没有明显的层 图3铸态组织线扫描结果表明，在晶界只有C山 片状a(A1)+T共晶相的特征，也没有发现S相的 元素的偏聚，Zn和Mg元素品内含量高于品界含量， a 120 SE MAG:2000 x HV:20.0 kV WD:10.4 mm 60μm 20m SE MAG:2500 x HV:20.0 kV WD:9.4 mm 图27136铝合金铸态组织扫描电镜分析.(a)中心样品：(b)边部样品 Fig.2 SEM analysis of the cast microstructure of the 7136 aluminum alloy:(a)center of the sample;(b)edge of the sample
工程科学学报,第 41 卷,第 7 期 态组织的侵蚀时间为 12 s,均匀化后的组织侵蚀时 间为 14 s,差示扫描量热法分析(DSC)采用升温速 率 10 益·min - 1 ,从 25 益升温到 600 益 . 光学显微镜 和扫描电子显微镜用来观察铸态组织和均匀化态组 织. 扫描电镜样品用蔡司 ZEISS EVO18 材料分析扫 描电子显微镜进行. 2 实验结果与讨论 2郾 1 7136 铝合金的铸态组织特征及形成机理 半连续铸造的过程是:熔炼寅浇注寅水冷铜模 (一次水冷)寅二次水冷寅切断空冷,为了研究 7136 铝合金半连续铸造铸锭不同部位的组织特点,分别 取铸锭边部、1 / 2 半径和心部三处的样品进行对比 分析. 溶液浇注进入水冷铜模中,边部溶液最先与 水冷铜模接触,凝固速度快,使得先凝固的 琢(Al)来 不及长大,晶粒细小,如图 1(a)所示,光学显微镜下 呈灰色,边部亮白色组织树枝特点不明显,占比少; 而中心组织,距离水冷铜模距离变大,冷却速度变 慢,使得先凝固的 琢(Al)有时间长大,晶粒粗大,如 图 1(c)所示,树枝状特点变得明显,枝晶发达;1 / 2 半径处的组织形态特点处于心部和边部之间,如图 1(b)所示. 图 1 7136 铝合金铸态组织的光学显微分析. (a)边缘;(b)1 / 2 半径;(c)中心 Fig. 1 Optical microscopic analysis of the cast microstructure of the 7136 aluminum alloy:(a)edge;(b)1 / 2 radius;(c)center 图 2 7136 铝合金铸态组织扫描电镜分析 郾 (a)中心样品;(b)边部样品 Fig. 2 SEM analysis of the cast microstructure of the 7136 aluminum alloy:(a)center of the sample;(b)edge of the sample 图 2 样品中 Cu 元素在晶间偏聚,表 2 能谱数据 显示,如 Zn 和 Mg 元素以 MgZn2 相的形式分布于晶 内,半连续铸造 7136 铝合金铸态组织没有明显的层 片状 琢(Al) + T 共晶相的特征,也没有发现 S 相的 存在. 能谱显示,基体中有弥散分布的 MgZn2 相,其尺 寸为微米级,长为0郾 9 ~1郾 4 滋m,宽为0郾 4 ~0郾 7 滋m. 图 3 铸态组织线扫描结果表明,在晶界只有 Cu 元素的偏聚,Zn 和 Mg 元素晶内含量高于晶界含量, ·916·
李佳乐等：半连续铸造7136超高强铝合金的组织特征及均匀化处理工艺 .917. 表2图2中各点能谱分析 原因. Table 2 Spectrum analysis of each point in Fig.2 进一步对铸态组织进行面扫描，结果如图4所 位置 Al Mg Zn Cu Fe 示，图4中Cu、Mg和Zn元素在晶界与晶内含量的 1 74.48 0.92 3.09 21.50 0.01 分布与线扫描结果一致，C山元素晶界含量明显高 2 71.68 0.91 3.25 24.09 0.01 于晶内含量，而Mg和Zn与之相反.图4(a)中的 387.39 0 1.61 11.00 0 4。 晶界颜色深，晶内颜色浅，说明C元素在晶界偏 93.44 2.19 4.38 0 0 聚：图4(b)和4(c)中的颜色品内相比品界更深一 7136铝合金合金元素种类多，冷凝过程元素分布以 些，说明Zn和Mg没有在晶界偏聚.元素线扫描 及相转变复杂多变.Z元素含量高，冷凝过程中 和元素面扫描分析结果一致，晶界处只有Cu元素 MgZn,相析出的驱动力大，使得MgZm,相在晶内析 的富集，Zn和Mg元素以MgZn,相的形式在晶内 出，这也是Zn和Mg元素在晶内的含量高于晶界的 析出. a 100(6) 80 -Mg -Zn 60 -Cu 40 20 ot 0 20 30 距离μm 20μm 图37136铝合金铸态组织线扫描分析.(a)铸态组织：(b)线扫描 Fig.3 Line scanning analysis of the cast microstructure of the 7136 aluminum alloy:(a)cast microstructure;(b)line scan 20 un OK HV 当1w0A 000xHk20.054mm 图47136铝合金铸态组织面扫描分析.(a)Cu元素：(b)Mg元素：(c)Zn元素 Fig.4 Surface scanning analysis of the cast microstructure of the 7136 aluminum alloy:(a)Cu;(b)Mg;(c)Zn 2.2均匀化对7136铝合金组织的影响 5所示.图5表明，铸态试样中低熔点相的初熔温度 2.2.1单级均匀化 为470℃，因此均匀化处理温度不能超过该温度，为 铸态试样的示差扫描量热分析(DSC)结果如图 了获得更为准确合理的均匀化条件，对7136铝合金
李佳乐等: 半连续铸造 7136 超高强铝合金的组织特征及均匀化处理工艺 表 2 图 2 中各点能谱分析 Table 2 Spectrum analysis of each point in Fig. 2 位置 Al Mg Zn Cu Fe 1 74郾 48 0郾 92 3郾 09 21郾 50 0郾 01 2 71郾 68 0郾 91 3郾 25 24郾 09 0郾 01 3 87郾 39 0 1郾 61 11郾 00 0 4 93郾 44 2郾 19 4郾 38 0 0 7136 铝合金合金元素种类多,冷凝过程元素分布以 及相转变复杂多变. Zn 元素含量高,冷凝过程中 MgZn2 相析出的驱动力大,使得 MgZn2 相在晶内析 出,这也是 Zn 和 Mg 元素在晶内的含量高于晶界的 原因. 进一步对铸态组织进行面扫描,结果如图 4 所 示,图 4 中 Cu、Mg 和 Zn 元素在晶界与晶内含量的 分布与线扫描结果一致,Cu 元素晶界含量明显高 于晶内含量,而 Mg 和 Zn 与之相反. 图 4( a) 中的 晶界颜色深,晶内颜色浅,说明 Cu 元素在晶界偏 聚;图 4( b)和 4( c)中的颜色晶内相比晶界更深一 些,说明 Zn 和 Mg 没有在晶界偏聚. 元素线扫描 和元素面扫描分析结果一致,晶界处只有 Cu 元素 的富集,Zn 和 Mg 元素以 MgZn2 相的形式在晶内 析出. 图 3 7136 铝合金铸态组织线扫描分析 郾 (a)铸态组织;(b)线扫描 Fig. 3 Line scanning analysis of the cast microstructure of the 7136 aluminum alloy:(a) cast microstructure;(b)line scan 图 4 7136 铝合金铸态组织面扫描分析. (a)Cu 元素;(b)Mg 元素;(c)Zn 元素 Fig. 4 Surface scanning analysis of the cast microstructure of the 7136 aluminum alloy:(a)Cu;(b)Mg;(c)Zn 2郾 2 均匀化对 7136 铝合金组织的影响 2郾 2郾 1 单级均匀化 铸态试样的示差扫描量热分析(DSC)结果如图 5 所示. 图 5 表明,铸态试样中低熔点相的初熔温度 为 470 益 ,因此均匀化处理温度不能超过该温度,为 了获得更为准确合理的均匀化条件,对 7136 铝合金 ·917·
.918. 工程科学学报，第41卷，第7期 1/2半径处的铸态样品分别在455、457、459、461、 1.0 477.41 463、465、467和469℃下保温24h.如图6是经过不 同均匀化热处理温度下的显微组织.455~463℃保 0.5 温24h均匀化后的金相图可知，在初熔温度下随热 处理温度的提高，晶界残留相逐渐减少，461℃和 469.55 463℃均匀化效果最明显.在465℃以上保温，晶界 残留相聚集且呈球状，这是品界相被氧化的结果，随 0.5 200 400 600 保温温度的升高，晶界氧化现象更明显.说明单级 温度℃ 均匀化适宜的温度应在461~463℃之间，考虑到热 图57136铝合金铸态组织差示扫描量热法曲线 处理炉温控精度在±1℃，因此本实验选择在462℃ Fig.5 DSC curve of the cast microstructure of the 7136 aluminum alloy 60μm 60μm 60m 60μm 60μm 60m g 60 um 60 um 图6不同保温温度条件下的均匀化组织.(a)455℃，24h:(b)457℃，24h:(c)459℃，24h:(d)461℃，24h:(e)463℃，24h:(f)465℃，24h: (g)467℃，24h:(h)469℃，24h Fig.6 Homogenized microstructure at different holding temperatures:(a)455℃，24h;(b)457℃，24h:(c)459℃，24h:(d)461℃，24h;(e)463 ℃，24h:(f)465℃，24h:(g)467℃，24h:(h)469℃，24h
工程科学学报,第 41 卷,第 7 期 图 5 7136 铝合金铸态组织差示扫描量热法曲线 Fig. 5 DSC curve of the cast microstructure of the 7136 aluminum alloy 图 6 不同保温温度条件下的均匀化组织. (a)455 益 ,24 h;(b)457 益 ,24 h;(c)459 益 ,24 h;(d)461 益 ,24 h;(e)463 益 ,24 h;(f)465 益 ,24 h; (g)467 益 ,24 h;(h) 469 益 ,24 h Fig. 6 Homogenized microstructure at different holding temperatures: (a)455 益 ,24 h;(b)457 益 ,24 h;(c)459 益 ,24 h;(d)461 益 ,24 h;(e)463 益 ,24 h;(f)465 益 ,24 h;(g)467 益 ,24 h;(h) 469 益 ,24 h 1 / 2 半径处的铸态样品分别在 455、457、459、461、 463、465、467 和469 益下保温24 h. 如图6 是经过不 同均匀化热处理温度下的显微组织. 455 ~ 463 益 保 温 24 h 均匀化后的金相图可知,在初熔温度下随热 处理温度的提高,晶界残留相逐渐减少,461 益 和 463 益均匀化效果最明显. 在 465 益 以上保温,晶界 残留相聚集且呈球状,这是晶界相被氧化的结果,随 保温温度的升高,晶界氧化现象更明显. 说明单级 均匀化适宜的温度应在 461 ~ 463 益 之间,考虑到热 处理炉温控精度在 依 1 益 ,因此本实验选择在 462 益 ·918·
李佳乐等：半连续铸造7136超高强铝合金的组织特征及均匀化处理工艺 .919· 进行均匀化 应着铸态试样差示扫描量热法获取的曲线中的高熔 经过462℃，24h均匀化后的7136铝合金差示 点相，单级均匀化温度相对于这些高熔点相的熔化 扫描量热法获取的曲线如图7所示.图7表明，铸 温度太低，延长时间无法完全消除这些相 态在477℃有明显的吸热峰，而均匀化后的差示扫 表3图9中各点能谱分析 描量热法获取的曲线可以看出低熔点相对应的峰值 Table 3 Spectrum analysis of each point in Fig.9 很小，由于差示扫描量热法获取的峰值下的面积与 位置 Al Mg Zn Cu 相的体积分数相关，因此可以认为经462℃均匀化 1 75.79 0 0 24.21 处理后，晶间相基本消除，进一步延长均匀化时间， 71.06 1.72 1.09 26.13 残留相有所减少，但趋势变缓，如图8所示.采用扫 61.90 0 38.10 描电子显微镜(SEM)进一步观察462℃保温24、48 0 4 78.66 0 0 21.34 和72h试样的残留相形貌，如图9所示，相应的能谱 5 48.82 9.3 0 41.88 分析结果如表3所示.图9和表3说明，相比铸态 试样，均匀化试样中残留相的Cū元素含量较高，对 2.2.2双级均匀化 一铸态 上述实验结果表明，在462℃进行单级均匀化， 1.0 462℃.24h 477.41 随保温时间的延长均匀化效果变化不大，因此有必 要进行双级均匀化，考虑到实际生产均匀化温度波 0.5 动较大，前后两步均匀化温差不应太小，同时为了兼 A)/sd 顾尽可能固溶晶间相，本实验双级均匀化中的第一 步均匀化温度为450℃，第二步均匀化温度为470 ℃.铸态样品分别在450℃，24h+470℃，12h及 477.40 450℃，24h+470℃，24h双级均匀化条件下进行均 匀化热处理，如图10所示，经过450℃，24h+470℃，12 200 400 600 温度℃ h均匀化，扫描电镜图显示，组织中仍有断断续续的 图7铸态和单级均匀化后的差示扫描量热法曲线 晶间相，随着保温时间的延长，在450℃，24h+470 Fig.7 DSC curves after as-cast and single-stage homogenization ℃，24h条件下均匀化热处理后，晶间偏析已基本消 60,m 60m 60m 图87136铝合金在462℃条件下保温不同时间的光学显微组织.(a)462℃，36h:(b)462℃，48h:(c)462℃，72h Fig.80 ptical microstructure of the7136 aluminum alloy kept at462℃for different times:(a)462℃，36h;(b)462℃，48h;(c)462℃，72h
李佳乐等: 半连续铸造 7136 超高强铝合金的组织特征及均匀化处理工艺 进行均匀化. 经过 462 益 ,24 h 均匀化后的 7136 铝合金差示 扫描量热法获取的曲线如图 7 所示. 图 7 表明,铸 态在 477 益有明显的吸热峰,而均匀化后的差示扫 描量热法获取的曲线可以看出低熔点相对应的峰值 图 8 7136 铝合金在 462 益条件下保温不同时间的光学显微组织. (a) 462 益 ,36 h;(b)462 益 ,48 h;(c)462 益 ,72 h Fig. 8 Optical microstructure of the 7136 aluminum alloy kept at 462 益 for different times:(a) 462 益 ,36 h;(b)462 益 ,48 h;(c)462 益 ,72 h 很小,由于差示扫描量热法获取的峰值下的面积与 相的体积分数相关,因此可以认为经 462 益 均匀化 处理后,晶间相基本消除,进一步延长均匀化时间, 残留相有所减少,但趋势变缓,如图 8 所示. 采用扫 描电子显微镜(SEM)进一步观察 462 益 保温 24、48 和 72 h 试样的残留相形貌,如图9 所示,相应的能谱 分析结果如表 3 所示. 图 9 和表 3 说明,相比铸态 试样,均匀化试样中残留相的 Cu 元素含量较高,对 图 7 铸态和单级均匀化后的差示扫描量热法曲线 Fig. 7 DSC curves after as鄄cast and single鄄stage homogenization 应着铸态试样差示扫描量热法获取的曲线中的高熔 点相,单级均匀化温度相对于这些高熔点相的熔化 温度太低,延长时间无法完全消除这些相. 表 3 图 9 中各点能谱分析 Table 3 Spectrum analysis of each point in Fig. 9 位置 Al Mg Zn Cu 1 75郾 79 0 0 24郾 21 2 71郾 06 1郾 72 1郾 09 26郾 13 3 61郾 90 0 0 38郾 10 4 78郾 66 0 0 21郾 34 5 48郾 82 9郾 3 0 41郾 88 2郾 2郾 2 双级均匀化 上述实验结果表明,在 462 益进行单级均匀化, 随保温时间的延长均匀化效果变化不大,因此有必 要进行双级均匀化,考虑到实际生产均匀化温度波 动较大,前后两步均匀化温差不应太小,同时为了兼 顾尽可能固溶晶间相,本实验双级均匀化中的第一 步均匀化温度为 450 益 ,第二步均匀化温度为 470 益 . 铸态样品分别在 450 益 ,24 h + 470 益 ,12 h 及 450 益 ,24 h + 470 益 ,24 h 双级均匀化条件下进行均 匀化热处理,如图10 所示,经过450 益,24 h +470 益,12 h 均匀化,扫描电镜图显示,组织中仍有断断续续的 晶间相,随着保温时间的延长,在 450 益 ,24 h + 470 益 ,24 h 条件下均匀化热处理后,晶间偏析已基本消 ·919·
.920· 工程科学学报，第41卷，第7期 B灯4神单N tt神0W 4 H2μm H2 pm H2ma。 图97136铝合金在462℃条件下保温不同时间的扫描电镜图.(a)462℃，36h:(b)462℃，48h:(c)462℃，72h Fig.9 SEM image of the7136 aluminum alloy kept at462℃for different times:(a）462℃，36h:(b)462℃，48h;(c)462℃，72h 除，均匀化效果显著 匀化条件下进行热处理的高倍扫描电镜图，表4对 图11能更为清晰的看到形貌，分别是在450℃，24 图11中各点进行了能谱分析.观察高倍扫描电镜 h+470℃，12h及450℃，24h+470℃，24h双级均 图及图12中差示扫描量热法获取的曲线，经过双 a (b) H20mnw2H20um的a 图107136铝合金双级均匀化的扫描电镜图（低倍）.(a)450℃，24h+470℃，12h:(b)450℃，24h+470℃，24h Fig.10 SEM image of two-stage homogenization of the7136 aluminum alloy(low magnification):(a)450℃，24h+470℃，12h;(b)450℃，24h +470℃.24h b 320 320 SE MAG:2000 x HV:20.0 kV WD:12.3 mm 10μm SE MAG:2000 x HV:20.0 kV WD:12.9 mm 10 gm 图117136铝合金双级均匀化的扫描电镜图（高倍）.(a)450℃，24h+470℃，12h:(b)450℃，24h+470℃，24h Fig.11 SEM image of two-stage homogenization of the7136 aluminum alloy(high magnification）:(a）450℃，24h+470℃，12h:(b）450℃，24 h+470℃，24h
工程科学学报,第 41 卷,第 7 期 图 9 7136 铝合金在 462 益条件下保温不同时间的扫描电镜图. (a) 462 益 ,36 h;(b)462 益 ,48 h;(c)462 益 ,72 h Fig. 9 SEM image of the 7136 aluminum alloy kept at 462 益 for different times:(a) 462 益 ,36 h;(b)462 益 ,48 h;(c)462 益 ,72 h 除,均匀化效果显著. 图11 能更为清晰的看到形貌,分别是在450益,24 h + 470 益 ,12 h 及 450 益 ,24 h + 470 益 ,24 h 双级均 匀化条件下进行热处理的高倍扫描电镜图,表 4 对 图 11 中各点进行了能谱分析. 观察高倍扫描电镜 图及图 12 中差示扫描量热法获取的曲线,经过双 图 10 7136 铝合金双级均匀化的扫描电镜图(低倍). (a) 450 益 ,24 h + 470 益 ,12 h; (b) 450 益 ,24 h + 470 益 ,24 h Fig. 10 SEM image of two鄄stage homogenization of the 7136 aluminum alloy (low magnification):(a)450 益 ,24 h + 470 益 ,12 h; (b) 450 益 ,24 h + 470 益 ,24 h 图 11 7136 铝合金双级均匀化的扫描电镜图(高倍). (a) 450 益 ,24 h + 470 益 ,12 h; (b) 450 益 ,24 h + 470 益 ,24 h Fig. 11 SEM image of two鄄stage homogenization of the 7136 aluminum alloy(high magnification): (a) 450 益 ,24 h + 470 益 ,12 h; (b) 450 益 ,24 h + 470 益 ,24 h ·920·
李佳乐等：半连续铸造7136超高强铝合金的组织特征及均匀化处理工艺 ·921· 级均匀化，非平衡晶间相明显减少，晶间只有少量 ℃~463℃较理想.但在462℃随保温时间的延长， Fe元素聚集，应该是Al,Cu,Fe相高熔点相，对应着 对提高均匀化效果作用不大. 图12中差示扫描量热法获取的曲线中的第二个峰. (3)7136铝合金经过450℃，24h+470℃，24h 表4图11中各点能谱分析 双级均匀化，差示扫描量热法峰值已经很小，晶间除 Table 4 Spectrum analysis of each point in Fig.11 了少量高熔点Al,Cu2Fe相残留，其他相已基本消 位置 Al Mg Zn Cu Fe 除，均匀化效果显著 1 54.88 1.18 4.22 35.464.26 2 62.54 1.33 6.86 27.31 1.96 参考文献 3 59.26 1.78 2.84 32.32 3.80 [1]Immarigeon JP,Holt RT,Koul A K,et al.Lightweight materials 4 62.13 1.48 3.46 27.12 5.81 for aircraft applications.Mater Charact,1995,35(1):41 [2]Williams J C,Starke Jr E A.Progress in structural materials for aerospace systems.Acta Mater,2003,51(19):5775 ---·铸态 477.41 1.0 -462℃.24h [3]Starke Jr E A,Staley J T.Application of modern aluminum alloys 450℃.24h+470℃.24h to aireraft.Prog Aerosp Sci,1996,32(2-3):131 [4]Jia P F.Cao Y H,Geng Y D,et al.Effects of d.c.current on the 0.5 phase transformation in 7050 alloy during homogenization.Mater Charact,2014,96:21 [5]Liu J,Kulak M.A new paradigm in the design of aluminum alloys 477.40 for aerospace applications.Mater Sci Forum,2000,331-337:127 [6]Shu W X,Liu J C,Hou L G,et al.Microstructural evolution of 475.48 Al-8.59Zn-2.00Mg-2.44Cu during homogenization.Int J Miner 05 Metall Mater,2014,21(12):1215 200 400 600 温度℃ [7]Li L,Deng ZZ,Han Y,et al.Study on cast and homogenized microstructure of a new super-high strength aluminum alloy.Light 图12铸态，单级均匀化和双级均匀化后的差示扫描量热法曲线 Alloy Fabric Technol,2011,39(12):20 Fig.12 DSC curves after as-cast,single-stage homogenization and (李炼，邓桢桢，韩逸，等.新型超高强铝合金铸态及均匀化 two-stage homogenization 态组织研究.轻合金加工技术，2011,39(12)：20) [8]Robson J D.Microstructural evolution in aluminium alloy 7050 Cu元素的扩散系数小于Mg元素和Zn元素 during processing.Mater Sci Eng A,2004.382(1-2):112 扩散系数可用Arrhenius关系进行计算：D=D。exp [9]Yang X B,Chen J H,Liu J Z,et al.Spherical constituent parti- (-Q/RT),其中D为扩散系数，D。为扩散常量，Q cles formed by a multistage solution treatment in Al-Zn-Mg-Cu 为扩散的活化能，R为气体常数. alloys.Mater Charact,2013,83:79 [10]Xiao T,Deng Y L,Ye L Y,et al.Effect of three-stage homoge- 对于Cu、Mg和Zn元素分别为D=4.8×10-5 nization on mechanical properties and stress corrosion cracking of exp(-16069/T)、D=6.23×10-exp(-13831/T)、 Al-Zn-Mg-Zr alloys.Mater Sci Eng A,2016,675:280 D=2.45×10-5exp(-14385/T)[],在实验加热及 [11]Mahathaninwong N,Plookphol T.Wannasin J,et al.T6 heat 保温的温度范围内，相同温度条件下Cu元素、Mg元 treatment of rheocasting 7075 Al alloy.Mater Sci Eng A,2012, 532:91 素和Zn元素的扩散系数大小为Cu<Mg<Zn.正是由 [12]Jia P F,Cao Y H,Geng Y D,et al.Studies on the microstruc- 于Cu元素扩散系数非常小且有高熔点AL,Cu,Fe晶间 tures and properties in phase transformation of homogenized 7050 相存在，使得Cu元素品间含量要高于品内. alloy.Mater Sci Eng A.2014,612:335 [13]LiJ F,Peng Z W,Li C X,et al.Mechanical properties,corro- 3结论 sion behaviors and microstructures of 7075 aluminium alloy with various aging treatments.Trans Nonferrous Met Soc China,2008, (1)半连续铸造7136铝合金铸态组织没有明 18(4):755 显的层片状α(A)+T共晶相的特征，也没有发现S [14]Liu Y,Jiang D M,Xie WL,et al.Solidification phases and their 相的存在.Cu元素在品间偏聚，Mg和Zn元素以 evolution during homogenization of a DC cast Al-8.35Zn- 2.5Mg-2.25Cu alloy.Mater Charact,2014,93:173 MgZn,相形式弥散分布在晶内. [15]Wen K,Xiong B Q,Fan Y Q,et al.Transformation and dissolu- (2)采用455~469℃保温24h的单级均匀化工 tion of second phases during solution treatment of an Al-Zn-Mg- 艺，随温度的升高，非平衡品间相先减少后增多，461 Cu alloy containing high zinc.Rare Met,2018,37(5):376
李佳乐等: 半连续铸造 7136 超高强铝合金的组织特征及均匀化处理工艺 级均匀化,非平衡晶间相明显减少,晶间只有少量 Fe 元素聚集,应该是 Al 7 Cu2Fe 相高熔点相,对应着 图 12 中差示扫描量热法获取的曲线中的第二个峰. 表 4 图 11 中各点能谱分析 Table 4 Spectrum analysis of each point in Fig. 11 位置 Al Mg Zn Cu Fe 1 54郾 88 1郾 18 4郾 22 35郾 46 4郾 26 2 62郾 54 1郾 33 6郾 86 27郾 31 1郾 96 3 59郾 26 1郾 78 2郾 84 32郾 32 3郾 80 4 62郾 13 1郾 48 3郾 46 27郾 12 5郾 81 图12 铸态、单级均匀化和双级均匀化后的差示扫描量热法曲线 Fig. 12 DSC curves after as鄄cast, single鄄stage homogenization and two鄄stage homogenization Cu 元素的扩散系数小于 Mg 元素和 Zn 元素. 扩散系数可用 Arrhenius 关系进行计算:D = D0 exp ( - Q/ RT),其中 D 为扩散系数,D0 为扩散常量,Q 为扩散的活化能,R 为气体常数. 对于 Cu、Mg 和 Zn 元素分别为 D = 4郾 8 伊 10 - 5 exp( - 16069 / T)、D = 6郾 23 伊 10 - 6 exp( - 13831 / T)、 D = 2郾 45 伊 10 - 5 exp( - 14385 / T) [15] ,在实验加热及 保温的温度范围内,相同温度条件下 Cu 元素、Mg 元 素和 Zn 元素的扩散系数大小为 Cu <Mg <Zn. 正是由 于 Cu 元素扩散系数非常小且有高熔点 Al 7Cu2Fe 晶间 相存在,使得 Cu 元素晶间含量要高于晶内. 3 结论 (1)半连续铸造 7136 铝合金铸态组织没有明 显的层片状 琢(Al) + T 共晶相的特征,也没有发现 S 相的存在. Cu 元素在晶间偏聚,Mg 和 Zn 元素以 MgZn2 相形式弥散分布在晶内. (2)采用455 ~ 469 益保温24 h 的单级均匀化工 艺,随温度的升高,非平衡晶间相先减少后增多,461 益 ~ 463 益较理想. 但在 462 益随保温时间的延长, 对提高均匀化效果作用不大. (3)7136 铝合金经过 450 益 ,24 h + 470 益 ,24 h 双级均匀化,差示扫描量热法峰值已经很小,晶间除 了少量高熔点 Al 7 Cu2Fe 相残留,其他相已基本消 除,均匀化效果显著. 参 考 文 献 [1] Immarigeon J P, Holt R T, Koul A K, et al. Lightweight materials for aircraft applications. Mater Charact, 1995, 35(1): 41 [2] Williams J C, Starke Jr E A. Progress in structural materials for aerospace systems. Acta Mater, 2003, 51(19): 5775 [3] Starke Jr E A, Staley J T. Application of modern aluminum alloys to aircraft. Prog Aerosp Sci, 1996, 32(2鄄3): 131 [4] Jia P F, Cao Y H, Geng Y D, et al. Effects of d. c. current on the phase transformation in 7050 alloy during homogenization. Mater Charact, 2014, 96: 21 [5] Liu J, Kulak M. A new paradigm in the design of aluminum alloys for aerospace applications. Mater Sci Forum, 2000, 331鄄337: 127 [6] Shu W X, Liu J C, Hou L G, et al. Microstructural evolution of Al鄄鄄8郾 59Zn鄄鄄2郾 00Mg鄄鄄2郾 44Cu during homogenization. Int J Miner Metall Mater, 2014, 21(12): 1215 [7] Li L, Deng Z Z, Han Y, et al. Study on cast and homogenized microstructure of a new super鄄high strength aluminum alloy. Light Alloy Fabric Technol, 2011, 39(12): 20 (李炼, 邓桢桢, 韩逸, 等. 新型超高强铝合金铸态及均匀化 态组织研究. 轻合金加工技术, 2011, 39(12): 20) [8] Robson J D. Microstructural evolution in aluminium alloy 7050 during processing. Mater Sci Eng A, 2004, 382(1鄄2):112 [9] Yang X B, Chen J H, Liu J Z, et al. Spherical constituent parti鄄 cles formed by a multistage solution treatment in Al鄄鄄 Zn鄄鄄 Mg鄄鄄 Cu alloys. Mater Charact, 2013, 83: 79 [10] Xiao T, Deng Y L, Ye L Y, et al. Effect of three鄄stage homoge鄄 nization on mechanical properties and stress corrosion cracking of Al鄄鄄Zn鄄鄄Mg鄄鄄Zr alloys. Mater Sci Eng A, 2016, 675: 280 [11] Mahathaninwong N, Plookphol T, Wannasin J, et al. T6 heat treatment of rheocasting 7075 Al alloy. Mater Sci Eng A, 2012, 532: 91 [12] Jia P F, Cao Y H, Geng Y D, et al. Studies on the microstruc鄄 tures and properties in phase transformation of homogenized 7050 alloy. Mater Sci Eng A, 2014, 612: 335 [13] Li J F, Peng Z W, Li C X, et al. Mechanical properties, corro鄄 sion behaviors and microstructures of 7075 aluminium alloy with various aging treatments. Trans Nonferrous Met Soc China, 2008, 18(4): 755 [14] Liu Y, Jiang D M, Xie W L, et al. Solidification phases and their evolution during homogenization of a DC cast Al鄄鄄 8郾 35Zn鄄鄄 2郾 5Mg鄄鄄2郾 25Cu alloy. Mater Charact, 2014, 93: 173 [15] Wen K, Xiong B Q, Fan Y Q, et al. Transformation and dissolu鄄 tion of second phases during solution treatment of an Al鄄鄄Zn鄄鄄 Mg鄄鄄 Cu alloy containing high zinc. Rare Met, 2018, 37(5): 376 ·921·
