《工程科学学报》：Sc对7056铝合金组织和性能的影响

工程科学学报，第41卷，第10期：1298-1306,2019年10月 Chinese Journal of Engineering,Vol.41,No.10:1298-1306,October 2019 D0I:10.13374/j.issn2095-9389.2018.10.22.003;http://journals..ustb.edu.cn Sc对7056铝合金组织和性能的影响 田少鲲”，李静媛)四，张俊龙)，吕丹2) 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)东北轻合金有限责任公司，哈尔滨150060 ☒通信作者，E-mail:ljy@usth.edu.cn 摘要对铸态合金进行了均匀化处理、挤压、固溶处理和时效处理，通过分析合金的化学成分，观察合金在不同状态的显微 组织及析出相透射电镜(TEM)形貌，测试合金在热处理后的硬度和拉伸性能，研究了向7056铝合金中加入质量分数0.2%的 Sc对合金组织和性能的影响.实验结果表明，Sc元素的加入可以明显细化组织晶粒，铸态晶粒由100~500μm下降到50μm 左右：Sc元素的加入对合金的塑性有大幅度提高，时效处理后，合金的断后伸长率从10.82%增加到了13.60%：但屈服强度却 由668MPa下降到657MPa.通过综合计算晶粒大小、析出相强化等因素，详细分析了Sc元素加入引起7056铝合金峰时效态 屈服强度下降的原因.理论计算显示，向合金中加人质量分数0.2%的Sc元素时，峰时效处理后，合金的强度值会下降12.005 MPa,与试验值11MPa接近.研究得到7056铝合金最佳的单级时效制度为120℃+16h,峰值硬度和强度为195.2HV和714 MPa,此时合金中主要强化相为圆盘状和短棒状的Mg☑n2相，大小约为4~6m,同时存在球状的Al,Zr相，大小约为20nm. 关键词7056铝合金；钪；显微组织；力学性能；时效 分类号TG146.2:TG146.4:TG156.21 Effect of Sc on the microstructure and properties of 7056 aluminum alloy TIAN Shao-kun),LI Jing-yuan,ZHANG Jun-long,LU Dan2) 1)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)North-East Light Alloy Co.Ltd.,Harbin 150060,China Corresponding author,E-mail:lijy@ustb.edu.cn ABSTRACT Al-Zn-Mg-Cu alloys are widely used due to their excellent properties.For the 7056 aluminum alloy developed on the basis of 7055 aluminum alloy,exploring its aging characteristics and the effects of rare earth elements on its microstructure and me- chanical properties has a great significance to promote the use of the alloy.In this paper,the as-cast alloy is subjected to homogeniza- tion treatment,extrusion,solution treatment,and aging treatment.The effect of adding 0.2%Sc to the 7056 aluminum alloy on the microstructure and properties of the alloy was investigated by analyzing the chemical composition of the alloy,observing the microstruc- ture of the alloy in different states,observing the precipitated phase by transmission electron microscopy (TEM)and testing the hard- ness and tensile properties of the alloy after heat treatment.The experimental results show that the addition of Sc significantly refines the microstructure of the grains,and the as-cast grains decrease from 100-500 um to about 50 um.The addition of Sc element greatly improves the plasticity of the alloy.After the aging treatment,the elongation after fracture of the alloy increased from 10.82%to 13.60%,but the yield strength reduced from 668 MPa to 657 MPa.By comprehensively calculating the grain size and precipitation phase strengthening,the reasons for the decrease of the yield strength of the peak-aged 7056 aluminum alloy were analyzed in detail. Theoretical calculations show that when 0.2%of Se is added to the alloy,after peak aging treatment,the strength of the alloy will de- crease by 12.005 MPa,which is close to the test value of 11 MPa.Through the research,the best single-stage aging system condition for the 7056 aluminum alloy was found to be 120 C+16h,and the corresponding peak hardness and strength were 195.2 HV and 714 收稿日期：2018-10-22 基金项目：国家重点研发计划资助项目(2016YFB0700300,2016YFB0300901):黑龙江省铝镁合金材料院土工作站资助项目

工程科学学报,第 41 卷,第 10 期:1298鄄鄄1306,2019 年 10 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 41, No. 10: 1298鄄鄄1306, October 2019 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2018. 10. 22. 003; http: / / journals. ustb. edu. cn Sc 对 7056 铝合金组织和性能的影响 田少鲲1) , 李静媛1) 苣 , 张俊龙1) , 吕 丹2) 1) 北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083 2) 东北轻合金有限责任公司, 哈尔滨 150060 苣通信作者,E鄄mail: lijy@ ustb. edu. cn 摘 要 对铸态合金进行了均匀化处理、挤压、固溶处理和时效处理,通过分析合金的化学成分,观察合金在不同状态的显微 组织及析出相透射电镜(TEM)形貌,测试合金在热处理后的硬度和拉伸性能,研究了向 7056 铝合金中加入质量分数 0郾 2% 的 Sc 对合金组织和性能的影响. 实验结果表明,Sc 元素的加入可以明显细化组织晶粒,铸态晶粒由 100 ~ 500 滋m 下降到 50 滋m 左右;Sc 元素的加入对合金的塑性有大幅度提高,时效处理后,合金的断后伸长率从 10郾 82% 增加到了 13郾 60% ;但屈服强度却 由 668 MPa 下降到 657 MPa. 通过综合计算晶粒大小、析出相强化等因素,详细分析了 Sc 元素加入引起 7056 铝合金峰时效态 屈服强度下降的原因. 理论计算显示,向合金中加入质量分数 0郾 2% 的 Sc 元素时,峰时效处理后,合金的强度值会下降 12郾 005 MPa,与试验值 11 MPa 接近. 研究得到 7056 铝合金最佳的单级时效制度为 120 益 + 16 h,峰值硬度和强度为 195郾 2 HV 和 714 MPa,此时合金中主要强化相为圆盘状和短棒状的 MgZn2相,大小约为 4 ~ 6 nm,同时存在球状的 Al 3Zr 相,大小约为 20 nm. 关键词 7056 铝合金; 钪; 显微组织; 力学性能; 时效 分类号 TG146郾 2; TG146郾 4; TG156郾 21 收稿日期: 2018鄄鄄10鄄鄄22 基金项目: 国家重点研发计划资助项目(2016YFB0700300, 2016YFB0300901);黑龙江省铝镁合金材料院士工作站资助项目 Effect of Sc on the microstructure and properties of 7056 aluminum alloy TIAN Shao鄄kun 1) , LI Jing鄄yuan 1) 苣 , ZHANG Jun鄄long 1) , L譈 Dan 2) 1) School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 2) North鄄East Light Alloy Co. Ltd. , Harbin 150060, China 苣Corresponding author, E鄄mail: lijy@ ustb. edu. cn ABSTRACT Al鄄鄄Zn鄄鄄Mg鄄鄄Cu alloys are widely used due to their excellent properties. For the 7056 aluminum alloy developed on the basis of 7055 aluminum alloy, exploring its aging characteristics and the effects of rare earth elements on its microstructure and me鄄 chanical properties has a great significance to promote the use of the alloy. In this paper, the as鄄cast alloy is subjected to homogeniza鄄 tion treatment, extrusion, solution treatment, and aging treatment. The effect of adding 0郾 2% Sc to the 7056 aluminum alloy on the microstructure and properties of the alloy was investigated by analyzing the chemical composition of the alloy, observing the microstruc鄄 ture of the alloy in different states, observing the precipitated phase by transmission electron microscopy (TEM) and testing the hard鄄 ness and tensile properties of the alloy after heat treatment. The experimental results show that the addition of Sc significantly refines the microstructure of the grains, and the as鄄cast grains decrease from 100鄄鄄500 滋m to about 50 滋m. The addition of Sc element greatly improves the plasticity of the alloy. After the aging treatment, the elongation after fracture of the alloy increased from 10郾 82% to 13郾 60% , but the yield strength reduced from 668 MPa to 657 MPa. By comprehensively calculating the grain size and precipitation phase strengthening, the reasons for the decrease of the yield strength of the peak鄄aged 7056 aluminum alloy were analyzed in detail. Theoretical calculations show that when 0郾 2% of Sc is added to the alloy, after peak aging treatment, the strength of the alloy will de鄄 crease by 12郾 005 MPa, which is close to the test value of 11 MPa. Through the research, the best single鄄stage aging system condition for the 7056 aluminum alloy was found to be 120 益 + 16 h, and the corresponding peak hardness and strength were 195郾 2 HV and 714

田少鲲等：Sc对7056铝合金组织和性能的影响 ·1299· MPa,respectively.At this time,the main strengthening phase of the alloy was a disk-shaped and short rod-shaped MgZnz phase, which was about 4 to 6 nm in size,and the alloy also had a spherical Al Zr phase with a size of about 20 nm. KEY WORDS 7056 aluminum alloy;scandium;microstructure;mechanical property;aging Al-Zn-Mg-Cu系合金，凭借优良的加工性能、 相，不仅可以细化品粒，而且Zx具有强烈的钉扎作 较高的断裂韧性、较好的耐蚀性和疲劳性能以及优 用，阻碍位错的滑移和攀移，抑制品界的移动，提高 良的导电导热性而在汽车、军事、能源动力、建筑、航 再结品温度，从而提高合金的综合性能.虽然目前 空航天等领域得到了迅速发展1-1.7056铝合金是 一些研究表明复合添加Sc和Zr元素可以形成A 法国科学家于2004年在7055铝合金的基础上，降 (Sc,Zx)相可以大大的强化合金的性能，但7056铝 低Mg和Cu元素的同时，大幅度提高Zn元素含量 合金本身就含有较多的Zr元素，还能否通过添加少 来进一步提高合金的Zn/Mg比，同时严格控制Fe、 量的Sc元素来进一步优化7056铝合金的微观组 Si,Mn等杂质元素含量来实现的12-1).7056铝合 织，提高合金的综合性能，目前还不得而知5，-2】. 金成分特点为高的Zn/Mg比和较低的Cu含量，其 本文通过向7056铝合金中加入质量分数 可以提高合金的强韧性及淬透性；高的Z/Mg比也 0.2%的Sc元素，研究了其对7056铝合金显微组织 会使铝合金在时效状态下的析出相更为细小弥散， 和力学性能的影响，同时研究了7056铝合金的时效 GP区和n'相成分中的Zn/Mg比也会增大—7056 工艺 铝合金的时效特性应该会与其他7xx系合金有所 1实验 不同15-6] Sc元素位于元素周期表第21位，属于3d型过 合金的制备采用99.99%高纯铝、99.99%高纯 渡元素，同时也是稀土元素的一种.当在铝合金中 锌、99.99%高纯镁等金属以及A1-50.80%Cu、A1- 加入Sc元素时，在凝固过程中可以生成Al,Sc第二 5.11%Zr、Al-10.13%Mn、Al-10.02%Ti、A-2.02% 相粒子，其可以通过细化晶粒、沉淀强化和抑制变形 Sc等中间合金为原料，利用ZGL0.01-50-4K真空 金属的再结品来提高合金的综合性能.但是形成此 感应熔炼炉熔炼合金，在石墨模具中浇铸成中100 相需要加人较多的Sc元素，而Sc元素价格昂贵，限 mm×210mm的铸锭.制备得到两组合金的成分见 制了其应用.合金中加入微量的Zx,可以形成Al,Zr 表1. 表1两种合金的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of the two alloys % 样品 Zn Mg Cu Zx Si Fe Mn Ti Se Al 1 9.56 1.94 1.46 0.18 0.0054 0.012 0.11 0.06 余量 2 9.44 1.93 1.50 0.18 0.0060 0.011 0.10 0.09 0.2 余量 利用SX-G18133节能箱式电炉对铸态合金进 1000Z型显微维氏硬度计上测量硬度，加载压力为 行均匀化处理，均匀化制度采用460℃，24h+465 4.9N,保压时间为10s,每个试样分别测量10次，去 ℃，24h.对试样表面的氧化皮进行处理后，在X- 掉最大值和最小之后取平均值.选取峰值硬度对应 630B型材挤压机上将合金挤压成中25mm的棒材， 的时效处理后的合金以及固溶处理后的合金，沿挤 挤压比约为12.96.对挤压后的合金棒材进行固溶 压方向切取试样，机加工成直径5mm,标距25mm 处理，固溶温度为475℃，固溶时间为2h.此后对合 的拉伸试样.拉伸试验在CT4105型电子万能试 金在110、120和130℃温度下进行时效处理，时效 验机上进行，得到屈服强度、抗拉强度及断后伸长 时间为4、8、12、16、20和24h. 率.对热处理后的式样切成10mm×10mm×0.5 对铸态、变形态及热处理后的试样经过400#到 mm的薄片，依次用400#到3000#的砂纸将试样磨 3000#的砂纸打磨后，在PG-1A/B型金相试样抛光 成50m左右的薄片.将薄片冲成直径为3mm的 机上进行抛光，并用改变配比的keller's试剂（可以 小圆片，随后对小圆片进行双喷减薄.双喷液为 增加品界清晰度)以及Graff Sargent试剂进行侵蚀， 25%HNO,+75%CH,0H(体积分数)混合溶液，双 清洗吹干后在DM25O0M型光学显微镜下观察显微 喷温度为-30℃~-20℃（采用液氮冷却），工作电 组织.对固溶处理和时效处理后的合金在HV- 压为20~25V.对制备得到的薄区在JEM-2000FX

田少鲲等: Sc 对 7056 铝合金组织和性能的影响 MPa, respectively. At this time, the main strengthening phase of the alloy was a disk鄄shaped and short rod鄄shaped MgZn2 phase, which was about 4 to 6 nm in size, and the alloy also had a spherical Al 3Zr phase with a size of about 20 nm. KEY WORDS 7056 aluminum alloy; scandium; microstructure; mechanical property; aging Al鄄鄄Zn鄄鄄Mg鄄鄄Cu 系合金,凭借优良的加工性能、 较高的断裂韧性、较好的耐蚀性和疲劳性能以及优 良的导电导热性而在汽车、军事、能源动力、建筑、航 空航天等领域得到了迅速发展[1鄄鄄11] . 7056 铝合金是 法国科学家于 2004 年在 7055 铝合金的基础上,降 低 Mg 和 Cu 元素的同时,大幅度提高 Zn 元素含量 来进一步提高合金的 Zn / Mg 比,同时严格控制 Fe、 Si、Mn 等杂质元素含量来实现的[12鄄鄄14] . 7056 铝合 金成分特点为高的 Zn / Mg 比和较低的 Cu 含量,其 可以提高合金的强韧性及淬透性;高的 Zn / Mg 比也 会使铝合金在时效状态下的析出相更为细小弥散, GP 区和 浊忆相成分中的 Zn / Mg 比也会增大———7056 铝合金的时效特性应该会与其他 7xxx 系合金有所 不同[15鄄鄄16] . Sc 元素位于元素周期表第 21 位,属于 3d 型过 渡元素,同时也是稀土元素的一种. 当在铝合金中 加入 Sc 元素时,在凝固过程中可以生成 Al 3 Sc 第二 相粒子,其可以通过细化晶粒、沉淀强化和抑制变形 金属的再结晶来提高合金的综合性能. 但是形成此 相需要加入较多的 Sc 元素,而 Sc 元素价格昂贵,限 制了其应用. 合金中加入微量的 Zr,可以形成 Al 3Zr 相,不仅可以细化晶粒,而且 Zr 具有强烈的钉扎作 用,阻碍位错的滑移和攀移,抑制晶界的移动,提高 再结晶温度,从而提高合金的综合性能. 虽然目前 一些研究表明复合添加 Sc 和 Zr 元素可以形成 Al 3 (Sc,Zr)相可以大大的强化合金的性能,但 7056 铝 合金本身就含有较多的 Zr 元素,还能否通过添加少 量的 Sc 元素来进一步优化 7056 铝合金的微观组 织,提高合金的综合性能,目前还不得而知[5,17鄄鄄23] . 本文 通 过 向 7056 铝 合 金 中 加 入 质 量 分 数 0郾 2% 的 Sc 元素,研究了其对 7056 铝合金显微组织 和力学性能的影响,同时研究了 7056 铝合金的时效 工艺. 1 实验 合金的制备采用 99郾 99% 高纯铝、99郾 99% 高纯 锌、99郾 99% 高纯镁等金属以及 Al鄄鄄 50郾 80% Cu、Al鄄鄄 5郾 11% Zr、Al鄄鄄10郾 13% Mn、Al鄄鄄10郾 02% Ti、Al鄄鄄2郾 02% Sc 等中间合金为原料,利用 ZGJL0郾 01鄄鄄50鄄鄄4K 真空 感应熔炼炉熔炼合金,在石墨模具中浇铸成 准100 mm 伊 210 mm 的铸锭. 制备得到两组合金的成分见 表 1. 表 1 两种合金的化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of the two alloys % 样品 Zn Mg Cu Zr Si Fe Mn Ti Sc Al 1 9郾 56 1郾 94 1郾 46 0郾 18 0郾 0054 0郾 012 0郾 11 0郾 06 — 余量 2 9郾 44 1郾 93 1郾 50 0郾 18 0郾 0060 0郾 011 0郾 10 0郾 09 0郾 2 余量 利用 SX鄄鄄G18133 节能箱式电炉对铸态合金进 行均匀化处理,均匀化制度采用 460 益 ,24 h + 465 益 ,24 h. 对试样表面的氧化皮进行处理后,在 XJ鄄鄄 630B 型材挤压机上将合金挤压成 准25 mm 的棒材, 挤压比约为 12郾 96. 对挤压后的合金棒材进行固溶 处理,固溶温度为 475 益 ,固溶时间为 2 h. 此后对合 金在 110、120 和 130 益 温度下进行时效处理,时效 时间为 4、8、12、16、20 和 24 h. 对铸态、变形态及热处理后的试样经过 400 #到 3000 #的砂纸打磨后,在 PG鄄鄄1A/ B 型金相试样抛光 机上进行抛光,并用改变配比的 keller爷s 试剂(可以 增加晶界清晰度)以及 Graff Sargent 试剂进行侵蚀, 清洗吹干后在 DM2500M 型光学显微镜下观察显微 组织. 对固溶处理和时效处理后的合金在 HV鄄鄄 1000Z 型显微维氏硬度计上测量硬度,加载压力为 4郾 9 N,保压时间为 10 s,每个试样分别测量 10 次,去 掉最大值和最小之后取平均值. 选取峰值硬度对应 的时效处理后的合金以及固溶处理后的合金,沿挤 压方向切取试样,机加工成直径 5 mm,标距 25 mm 的拉伸试样. 拉伸试验在 CMT4105 型电子万能试 验机上进行,得到屈服强度、抗拉强度及断后伸长 率. 对热处理后的式样切成 10 mm 伊 10 mm 伊 0郾 5 mm 的薄片,依次用 400#到 3000#的砂纸将试样磨 成 50 滋m 左右的薄片. 将薄片冲成直径为 3 mm 的 小圆片,随后对小圆片进行双喷减薄. 双喷液为 25% HNO3 + 75% CH3 OH(体积分数) 混合溶液,双 喷温度为 - 30 益 ~ - 20 益 (采用液氮冷却),工作电 压为 20 ~ 25 V. 对制备得到的薄区在 JEM鄄鄄2000FX ·1299·

·1300· 工程科学学报.第41卷，第10期 型热场发射透射电子显微镜下进行观察 m,其对合金成型性能非常不利.而在晶粒内部靠 近晶界的位置，可以看到有大量的短棒状和针状析 2结果与分析 出相，根据其形态及文献[13]可以知道，其为m 2.1Sc对7056铝合金组织的影响 (Mg☑n,)相（图1(c)中B位置）.综上，不含Sc的 图1为不添加Sc元素与添加质量分数0.2%Sc 7056铝合金的铸态组织，不仅晶粒粗大，而且有大 元素的7056铝合金铸态、固溶态及时效态显微组 量的非平衡共晶相的存在.添加质量分数0.2%Sc 织.图2为通过ImageJ软件统计的两种合金在不同 元素的7056铝合金的铸态组织如图1(b)所示，可 状态下平均晶粒大小.从图1(a)中可以看出，不含 以看出，加入质量分数0.2%的Sc元素时，铸态下 Sc的7056铝合金的铸态组织呈现为粗大的树枝 的合金晶粒发生了明显的细化，由未添加Sc元素时 状，晶粒大小约为100~500m,经统计，平均晶粒 的100~500μm下降到50um左右，经统计，平均晶 大小约为333m.对晶界位置放大后（图1(c)),可 粒大小约为57μm,而且晶粒呈现为大小均匀的等 轴状.放大后（图1(d))可以看出，晶界处只有少量 以看出，晶界处有大量连续的第二相，通过分析A- 的非平衡共品相存在，同时在晶粒内部靠近境界位 Zn-Mg系合金的富Al角相图，同时考虑到Cu元素 置，存在短棒状和针状n(MgZn,)相析出.经mageJ 的加入，晶界处主要是由T(AL,Zn3Mg3)相、少量的 软件统计得到，铸态下，不添加Sc元素时，合金中非 S(Al2CuMg)相、极少的0(Al,Cu)相和AL,(FeCu)杂 平衡共晶相约占总体的13.71%，加入质量分数 质相组成的非平衡共晶组织（图1(c)中A位置）. 0.2%的Sc之后，非平衡共晶相的数量减少至 这些共晶组织在晶界位置连续分布，宽度可达10 8.96%. (b) d 50 um 50m 500um 500um 50μm 50μm ( 50 pm 50 um 图1两种合金在不同状态下显微组织.(a)7056铸态合金：(b)7056+Sc铸态合金：(c)7056铸态合金：(d)7056+Sc铸态合金：(e)7056 固溶态合金：(f)7056+Sc固溶态合金：(g)7056时效态合金：(h)7056+Sc时效态合金 Fig.1 Microstructure of two alloys in different states:(a)7056 alloy as-cast);(b)7056 alloy with Sc as-cast);(c)7056 alloy as-cast);(d) 7056 alloy with Sc (as-cast);(e)7056 alloy (solid solution state);(f)7056 alloy with Sc (solid solution state):(g)7056 alloy (aging state);(h) 7056 alloy with Se aging state)

工程科学学报,第 41 卷,第 10 期 型热场发射透射电子显微镜下进行观察. 2 结果与分析 2郾 1 Sc 对 7056 铝合金组织的影响 图 1 为不添加 Sc 元素与添加质量分数 0郾 2% Sc 元素的 7056 铝合金铸态、固溶态及时效态显微组 织. 图 2 为通过 ImageJ 软件统计的两种合金在不同 图 1 两种合金在不同状态下显微组织. (a)7056 铸态合金;( b)7056 + Sc 铸态合金;( c)7056 铸态合金;( d)7056 + Sc 铸态合金;( e)7056 固溶态合金;(f)7056 + Sc 固溶态合金;(g)7056 时效态合金;(h)7056 + Sc 时效态合金 Fig. 1 Microstructure of two alloys in different states: (a)7056 alloy ( as鄄cast);( b)7056 alloy with Sc ( as鄄cast);( c)7056 alloy ( as鄄cast);( d) 7056 alloy with Sc (as鄄cast);(e)7056 alloy (solid solution state);(f)7056 alloy with Sc (solid solution state);(g)7056 alloy ( aging state);( h) 7056 alloy with Sc (aging state) 状态下平均晶粒大小. 从图 1(a)中可以看出,不含 Sc 的 7056 铝合金的铸态组织呈现为粗大的树枝 状,晶粒大小约为 100 ~ 500 滋m,经统计,平均晶粒 大小约为 333 滋m. 对晶界位置放大后(图 1(c)),可 以看出,晶界处有大量连续的第二相,通过分析Al鄄鄄 Zn鄄鄄Mg 系合金的富 Al 角相图,同时考虑到 Cu 元素 的加入,晶界处主要是由 T(Al 2 Zn3 Mg3 )相、少量的 S(Al 2CuMg)相、极少的 兹(Al 2Cu)相和 Al 6 (FeCu)杂 质相组成的非平衡共晶组织(图 1( c)中 A 位置). 这些共晶组织在晶界位置连续分布,宽度可达 10 滋m,其对合金成型性能非常不利. 而在晶粒内部靠 近晶界的位置,可以看到有大量的短棒状和针状析 出相,根据其形态及文献[13] 可以知道,其为 浊 (MgZn2 )相(图 1( c)中 B 位置). 综上,不含 Sc 的 7056 铝合金的铸态组织,不仅晶粒粗大,而且有大 量的非平衡共晶相的存在. 添加质量分数 0郾 2% Sc 元素的 7056 铝合金的铸态组织如图 1(b)所示,可 以看出,加入质量分数 0郾 2% 的 Sc 元素时,铸态下 的合金晶粒发生了明显的细化,由未添加 Sc 元素时 的 100 ~ 500 滋m 下降到 50 滋m 左右,经统计,平均晶 粒大小约为 57 滋m,而且晶粒呈现为大小均匀的等 轴状. 放大后(图 1(d))可以看出,晶界处只有少量 的非平衡共晶相存在,同时在晶粒内部靠近境界位 置,存在短棒状和针状 浊(MgZn2 )相析出. 经 ImageJ 软件统计得到,铸态下,不添加 Sc 元素时,合金中非 平衡共晶相约占总体的 13郾 71% ,加入质量分数 0郾 2% 的 Sc 之 后, 非 平 衡 共 晶 相 的 数 量 减 少 至 8郾 96% . ·1300·

田少鲲等：Sc对7056铝合金组织和性能的影响 ·1301· 子，而是晶体结构与尺寸和A山，Sc非常相似的山，型 350 ☑7056合金 ☒7056合金+S0 AL,Zr粒子，随后Sc原子通过扩散逐步取代AlZm 300 粒子中的部分Zr原子，形成具有山，型的A山(Sc 250 Zx,-)粒子，该粒子在凝固过程中作为非均质形核 200 核心，促进了铸态合金晶粒的细化.所以，添加质量 分数0.2%Sc元素的7056铝合金的铸态组织呈现 出较为均匀的等轴晶.此外，加入Sc元素后，晶粒 100 发生明显细化也离不开Sc的净化作用和变质作用. 57 50 ◆ 40 Sc可以与Si、Fe等杂质元素形成稳定的化合物，改 8.8 变了其原有的存在状态，抑制了粗大的富铁相的形 状态 成.A1是面心立方结构，Sc是密排六方结构9，由 图2两种合金在不同状态下平均品粒大小(1一铸态：2一固溶 于晶体结构的不同，Sc在A1基体中的固溶度较小， 态：3一时效态) 因此，富集在固-液界面前沿的Sc增大了成分过冷， Fig.2 Average grain size of the two alloys in different states(1-as- 减小了二次枝晶间距，细化了晶粒 cast:2-solid solution;3-aging) 固溶处理(475℃+2h)和时效处理(120℃+ 在凝固过程中，存在L+A山，Zr→a-Al的包晶反 16h)后合金的显微组织分别如图1(e)、(f)和图1 应.研究合金中Zx元素质量分数达到0.18%，超过 (g)、(h)所示.可以看出，添加质量分数0.2%的Sc 了0.11%，可以形成具有四方D0型结构的初生 元素后，固溶处理后合金的品粒大小由几微米至一 ALZx粒子.该晶体结构点阵常数a=0.4013nm, 百微米减小到几微米至四十微米左右，平均品粒大 c=1.732nm,与Al基体的晶体结构存在较大差别： 小由40m减小至11m.而时效处理后合金的晶 而且ALZr的某些晶格参数与A1基体也不匹配.因 粒大小由几微米至五十微米减小到二微米至二十微 此，7056铝合金当中虽然有较多的Zr元素，但是不 米左右，平均晶粒大小由8.8m减小到5um.由于 能很好的起到细化品粒的作用，所以铸态7056铝合 Sc元素的加人所形成的AL,(Sc,Zx1-)粒子对铸态 金显微组织为粗大的树枝状 晶粒的细化作用，导致含Sc合金在固溶态及时效态 当添加Sc元素后，可以形成具有面心立方L2 的晶粒均比不添加Sc元素要细小.图3给出了两 型(AuCu3型)结构的初生AL,Sc粒子.该粒子与Al 种合金在T6态下ALZr和AL(Sc,Zx1-)粒子的透 的晶格常数分别为0.4106±0.007nm和0.4049 射电镜形貌.从图中可以看出，AZr粒子为球形， nm;而且二者的晶格错配度也很小，因此，AlSc粒 尺寸在20nm左右；A山(Sc,Z1-x)粒子为“豆瓣状”， 子可以在凝固过程中起到非均质形核核心的作用， 且尺寸较大，约在100nm左右. 从而细化合金的晶粒.但是研究合金中只添加了质 2.2Sc对7056铝合金再结晶行为的影响 量分数0.2%Sc元素，不能形成AL,Sc第二相粒子. 图4为不添加Sc元素与添加质量分数0.2%Sc 李海等[]研究表明，在一定条件下，熔体在凝固过 元素的7056铝合金经过挤压变性后，沿着挤压方向 程中，并不会形成具有D0a型结构的初生A山Zr粒 所看到的显微组织图.从图中可以看到，不添加Sc 质量 分数/% Mg 0.80 质量 分数/% Al 57.66 Mg 2.09 Ti 4.68 Al 72.37 3.56 Cu 7.80 Cu 1.24 Zn 10.45 Zn 11.67 Zr 5.90 Zr 18.60 Se 3.17 300nm (a b 图3合金在T6态下透射电镜图及选区能谱分析.(a)不含Sc;(b)含Sc Fig.3 TEM images for the alloy samples aged with T6 and EDS analysis results of the selected area:(a)without scandium;(b)with scandium

田少鲲等: Sc 对 7056 铝合金组织和性能的影响 图 2 两种合金在不同状态下平均晶粒大小(1—铸态;2—固溶 态;3—时效态) Fig. 2 Average grain size of the two alloys in different states(1—as鄄 cast; 2— solid solution; 3—aging) 在凝固过程中,存在 L + Al 3Zr寅琢鄄Al 的包晶反 应. 研究合金中 Zr 元素质量分数达到 0郾 18% ,超过 了 0郾 11% ,可以形成具有四方 DO23 型结构的初生 Al 3Zr 粒子. 该晶体结构点阵常数 a = 0郾 4013 nm, c = 1郾 732 nm,与 Al 基体的晶体结构存在较大差别; 而且 Al 3Zr 的某些晶格参数与 Al 基体也不匹配. 因 此,7056 铝合金当中虽然有较多的 Zr 元素,但是不 能很好的起到细化晶粒的作用,所以铸态 7056 铝合 金显微组织为粗大的树枝状. 图 3 合金在 T6 态下透射电镜图及选区能谱分析. (a)不含 Sc;(b)含 Sc Fig. 3 TEM images for the alloy samples aged with T6 and EDS analysis results of the selected area: (a) without scandium; (b) with scandium 当添加 Sc 元素后,可以形成具有面心立方 Ll2 型(AuCu3型)结构的初生 Al 3 Sc 粒子. 该粒子与 Al 的晶格常数分别为 0郾 4106 依 0郾 007 nm 和 0郾 4049 nm;而且二者的晶格错配度也很小,因此,Al 3 Sc 粒 子可以在凝固过程中起到非均质形核核心的作用, 从而细化合金的晶粒. 但是研究合金中只添加了质 量分数 0郾 2% Sc 元素,不能形成 Al 3 Sc 第二相粒子. 李海等[18]研究表明,在一定条件下,熔体在凝固过 程中,并不会形成具有 DO23型结构的初生 Al 3 Zr 粒 子,而是晶体结构与尺寸和 Al 3 Sc 非常相似的 Ll 2型 Al 3Zr 粒子,随后 Sc 原子通过扩散逐步取代 Al 3 Zr 粒子中的部分 Zr 原子,形成具有 Ll 2 型的 Al 3 ( Scx Zr1 - x)粒子,该粒子在凝固过程中作为非均质形核 核心,促进了铸态合金晶粒的细化. 所以,添加质量 分数 0郾 2% Sc 元素的 7056 铝合金的铸态组织呈现 出较为均匀的等轴晶. 此外,加入 Sc 元素后,晶粒 发生明显细化也离不开 Sc 的净化作用和变质作用. Sc 可以与 Si、Fe 等杂质元素形成稳定的化合物,改 变了其原有的存在状态,抑制了粗大的富铁相的形 成. Al 是面心立方结构,Sc 是密排六方结构[19] ,由 于晶体结构的不同,Sc 在 Al 基体中的固溶度较小, 因此,富集在固鄄鄄液界面前沿的 Sc 增大了成分过冷, 减小了二次枝晶间距,细化了晶粒. 固溶处理(475 益 + 2 h)和时效处理(120 益 + 16 h)后合金的显微组织分别如图 1( e)、( f)和图 1 (g)、(h)所示. 可以看出,添加质量分数 0郾 2% 的 Sc 元素后,固溶处理后合金的晶粒大小由几微米至一 百微米减小到几微米至四十微米左右,平均晶粒大 小由 40 滋m 减小至 11 滋m. 而时效处理后合金的晶 粒大小由几微米至五十微米减小到二微米至二十微 米左右,平均晶粒大小由 8郾 8 滋m 减小到 5 滋m. 由于 Sc 元素的加入所形成的 Al 3 ( Scx Zr1 - x )粒子对铸态 晶粒的细化作用,导致含 Sc 合金在固溶态及时效态 的晶粒均比不添加 Sc 元素要细小. 图 3 给出了两 种合金在 T6 态下 Al 3 Zr 和 Al 3 (Scx Zr1 - x)粒子的透 射电镜形貌. 从图中可以看出,Al 3 Zr 粒子为球形, 尺寸在 20 nm 左右;Al 3 (ScxZr1 - x)粒子为“豆瓣状冶, 且尺寸较大,约在 100 nm 左右. 2郾 2 Sc 对 7056 铝合金再结晶行为的影响 图 4 为不添加 Sc 元素与添加质量分数 0郾 2% Sc 元素的 7056 铝合金经过挤压变性后,沿着挤压方向 所看到的显微组织图. 从图中可以看到,不添加 Sc ·1301·

.1302· 工程科学学报.第41卷，第10期 元素（图4(a))的7056铝合金组织为条带状，同时 Zr1-x)与铝基体有着更好的共格关系，根据Zener理 在部分区域可以看到再结晶晶粒，再结晶晶粒数目约 论[四)]，当析出相和基体之间存在比较良好的共格关 占20%，说明该合金在挤压过程中发生了部分回复与 系时，析出相会对位错和亚晶界产生比较强的钉扎 再结晶.而添加了质量分数0.2%Sc元素（图4(b)的 作用，阻碍位错和亚晶界的运动，进而稳定了亚晶 7056铝合金组织为纤维状，未观察到再结晶现象 粒：阻碍了再结品的形核，提高了再结晶阻力，从而 Sc元素的加入，导致合金再结晶温度的提高， 提高了再结晶温度.A山，(Sc,Zx1-)在高温下具有更 与A山(SCZ,-)粒子有着密不可分的联系.在均匀 高的稳定性，在随后的热处理过程中同样可以钉扎 化退火及热加工的过程中，原来固溶于铝基体当中 晶界，抑制变形组织的再结晶，阻止晶粒长大，因此， 的Zr元素和Sc元素会以Al,Zr或Al,(Sc,Z1-x)等 在固溶处理和时效处理后后，添加Sc元素的合金的 次生粒子的形式析出.相比于ALZr,由于AL3(Sc. 晶粒同样也会更细小 (a) (b) 50m 50μm 图4不含Sc(a)和含Sc(b)的7056铝合金的挤压态显微组织 Fig.4 Microstructures of the extrusion 7056 aluminum alloys without scandium (a)and with scandium (b) 2.3Sc对7056铝合金力学性能的影响 200 图5给出了两种合金在T6峰时效过程中，硬度 随时间的变化曲线.可以看出不添加Sc元素的 180 7056铝合金在时效初期，合金硬度快速上升，随后 上升趋势减缓，在时效时间为16h时，达到峰值，随 三160 -7056合金 ·一7056合金+SC 后硬度值开始下降.当向合金中添加质量分数 0.2%Sc元素时，其在时效过程中，硬度变化表现出 120 相同的趋势，同样在16h达到峰值后开始下降.加 入质量分数0.2%Sc元素后，合金的硬度不但没有 100 较明显的提高，反而略有降低.未添加Sc元素的合 1015 2025 金峰值硬度为195.2HV,添加质量分数0.2%Sc 时间h 图57056铝合金在120℃时效过程中硬度变化曲线 后，峰值硬度为194.3HV. Fig.5 Hardness curves of the 7056 aluminum alloys aged at 120C 两种合金在常温下的拉伸性能见表2.可以看 加到了13.60%，提高了25.69%.由此表明，向 出，在进行固溶处理后，当添加了质量分数0.2%Sc 7056铝合金中加入0.2%Sc元素后，硬度和强度略 元素后，合金的屈服强度从465MPa下降到418 MPa,下降了10.10%；抗拉强度由638MPa下降到 有下降，但合金的塑性却有了较大幅度的提高 588MPa,下降了7.72%.在时效状态下，对比不添 表2两种合金在固溶处理及时效处理后的机械性能 加Sc元素的合金，添加Sc后屈服强度由668MPa Table 2 Mechanical properties of the alloys under solution treatment and 下降到657MPa,下降了1.64%，抗拉强度由715 aging treatment 屈服强度/ 抗拉强度/ 断后 MPa下降到693MPa,下降了2.97%.值得一提的 试样 状态 MPa MPa 伸长率/% 是，当添加Sc元素后，合金的断后伸长率有了较大 固溶态 465 638 10.12 的提高：在固溶状态下，添加Sc元素使合金的断后 时效态 668 714 10.82 伸长率由10.12%增加到11.28%，提高了11.46%： 固溶态 418 588 11.28 时效处理后，合金的断后伸长率更是从10.82%增 时效态 657 693 13.60

工程科学学报,第 41 卷,第 10 期 元素(图 4(a))的 7056 铝合金组织为条带状,同时 在部分区域可以看到再结晶晶粒,再结晶晶粒数目约 占20%,说明该合金在挤压过程中发生了部分回复与 再结晶. 而添加了质量分数0郾 2%Sc 元素(图4(b))的 7056 铝合金组织为纤维状,未观察到再结晶现象. Sc 元素的加入,导致合金再结晶温度的提高, 与 Al 3 (ScxZr1 - x)粒子有着密不可分的联系. 在均匀 化退火及热加工的过程中,原来固溶于铝基体当中 的 Zr 元素和 Sc 元素会以 Al 3Zr 或 Al 3 (ScxZr1 - x)等 次生粒子的形式析出. 相比于 Al 3 Zr,由于 Al 3 ( Scx Zr1 - x)与铝基体有着更好的共格关系,根据 Zener 理 论[22] ,当析出相和基体之间存在比较良好的共格关 系时,析出相会对位错和亚晶界产生比较强的钉扎 作用,阻碍位错和亚晶界的运动,进而稳定了亚晶 粒;阻碍了再结晶的形核,提高了再结晶阻力,从而 提高了再结晶温度. Al 3 (ScxZr1 - x)在高温下具有更 高的稳定性,在随后的热处理过程中同样可以钉扎 晶界,抑制变形组织的再结晶,阻止晶粒长大,因此, 在固溶处理和时效处理后后,添加 Sc 元素的合金的 晶粒同样也会更细小. 图 4 不含 Sc(a)和含 Sc(b)的 7056 铝合金的挤压态显微组织 Fig. 4 Microstructures of the extrusion 7056 aluminum alloys without scandium (a) and with scandium (b) 2郾 3 Sc 对 7056 铝合金力学性能的影响 图 5 给出了两种合金在 T6 峰时效过程中,硬度 随时间的变化曲线. 可以看出不添加 Sc 元素的 7056 铝合金在时效初期,合金硬度快速上升,随后 上升趋势减缓,在时效时间为 16 h 时,达到峰值,随 后硬度值开始下降. 当向合金中添加质量分数 0郾 2% Sc 元素时,其在时效过程中,硬度变化表现出 相同的趋势,同样在 16 h 达到峰值后开始下降. 加 入质量分数 0郾 2% Sc 元素后,合金的硬度不但没有 较明显的提高,反而略有降低. 未添加 Sc 元素的合 金峰值硬度为 195郾 2 HV,添加质量分数 0郾 2% Sc 后,峰值硬度为 194郾 3 HV. 两种合金在常温下的拉伸性能见表 2. 可以看 出,在进行固溶处理后,当添加了质量分数 0郾 2% Sc 元素后,合金的屈服强度从 465 MPa 下降到 418 MPa,下降了 10郾 10% ;抗拉强度由 638 MPa 下降到 588 MPa,下降了 7郾 72% . 在时效状态下,对比不添 加 Sc 元素的合金,添加 Sc 后屈服强度由 668 MPa 下降到 657 MPa,下降了 1郾 64% ,抗拉强度由 715 MPa 下降到 693 MPa,下降了 2郾 97% . 值得一提的 是,当添加 Sc 元素后,合金的断后伸长率有了较大 的提高:在固溶状态下,添加 Sc 元素使合金的断后 伸长率由 10郾 12% 增加到 11郾 28% ,提高了 11郾 46% ; 时效处理后,合金的断后伸长率更是从 10郾 82% 增 图 5 7056 铝合金在 120 益时效过程中硬度变化曲线 Fig. 5 Hardness curves of the 7056 aluminum alloys aged at 120 益 加到了 13郾 60% , 提 高 了 25郾 69% . 由 此 表 明, 向 7056 铝合金中加入 0郾 2% Sc 元素后,硬度和强度略 有下降,但合金的塑性却有了较大幅度的提高. 表 2 两种合金在固溶处理及时效处理后的机械性能 Table 2 Mechanical properties of the alloys under solution treatment and aging treatment 试样 状态 屈服强度/ MPa 抗拉强度/ MPa 断后 伸长率/ % 1 固溶态 465 638 10郾 12 时效态 668 714 10郾 82 2 固溶态 418 588 11郾 28 时效态 657 693 13郾 60 ·1302·

田少鲲等：Sc对7056铝合金组织和性能的影响 ·1303· 图6为两种合金析出相的衍射花样.从图6 为A山3(Sc,Zx1-.)相沿(100)和(010)面的间距，d3为 (a)中可以得出，A山，Zr相的晶体学常数与铝基体相 沿(110)面的间距，并由公式(2)可以得到A山，(Sc 似，主要分析加入Sc元素后，Al(ScZr1-)相与基 Z1-)粒子的点阵常数 体的关系 d方 a (2) 1 d=- lo I scale (1) 式中，h、k和I为晶面指数.计算可知，A山3(Sc 在同一放大倍数下分别测得衍射斑点间的测试长度 Zr1-)粒子的点阵常数a=0.8332nm.而铝基体的 d,、d2、d以及标尺(scale)的长度，分别记为1、2、 点阵常数a=0.405nm,二者相差很多，说明在T6峰 和，利用式(1)，可以得到d、d,和d的真实数值： 时效后，所观察到的尺寸为100nm左右（见图3）Al3 经计算，d1=d2=0.418nm,d3=0.296nm,同时测得 (ScZx1-)粒子已经因为异常长大粗化而与基体失 a=44.82°，B=44.9°.查阅pdf卡可知，d,和d2分别 去了共格关系 AL(Sc.Zr) AL(Se.Zr) ·AlSc,Z 图6T6态合金衍射花样.(a)无Sc合金沿011)晶带轴衍射花样：(b)含Sc合金沿001)品带轴衍射花样 Fig.6 Diffraction pattems of the alloy under T6 temperature:(a)diffraction pattern along the (011)crystal ribbon axis of the alloy without Se;(b) diffraction pattem along the (001)crystal ribbon axis of the alloy with Se 合金在进行固溶处理及时效处理后，Sc元素的 大小减小至2~20um,将图2的统计结果代入式 加入可以起到一定得细化品粒的作用，而细化品粒 (5)一细晶强化公式，即可得到由细化晶粒贡献 不仅可以提高合金的塑性，也可以提高合金的硬度 的强度： 和强度.结合以下公式分析合金的硬度及强度变化 om=k×(d含-d) (5) 的原因，对于7056铝合金，引起合金强度（屈服强 式中，k为常数，d为晶粒直径.将d含s=4.977um、 度)变化的因素由以下公式表示]： d=8.834μm及k=0.04MPam2代入，可知，在 0o.2=0o+oR +HP +WH +0so (3) 峰时效后，由细化品粒所贡献的强度仅为4.313MPa. 式中：0a,为合金的屈服强度；0。为材料固有的摩擦 由图7可知，两种合金由主要强化相MgZn,相 阻力（派纳力）；0om为弥散强化提供的强度；0为 产生的强化无明显差异，而由图3可以看出，7056 晶界强化提供的强度；σH为加工硬化引起的强度 铝合金中AL,Zx粒子直径约为20nm,而添加Sc元 提升；σ0为固溶强化提供的强度.在固溶处理后， 素后，形成的A山3(SC,Zr-)粒子直径已经达到了 合金的加工硬化已经消除，可以忽略σw· 100nm.二者均已超过了由切过机制转变为绕过机 利用Jmatpro绘制了两种合金主要强化相Mg 制的临界粒子直径4~6nm,因此二者都主要通过 Z,相含量随温度变化曲线，如图7所示，可以看出， 奥罗万机制对合金起到强化作用.由式(6)~(8) 在主要的合金元素在相同条件下，析出的弥散相几 可以计算出两种粒子由奥罗万强化引起的强度增 乎没有区别，所以σso也可以忽略不计.因此，式 加值： (3)就可以简化为式(4)： 00.2=00+oR +HP (4) e=,M(1-)-(兜）)h(倍) 6 由实验结果可知，在时效处理后，未添加Sc元素合 dm 金的晶粒大小约为5~50μm,加入Sc元素后，品粒 d.= 4 (7)

田少鲲等: Sc 对 7056 铝合金组织和性能的影响 图 6 为两种合金析出相的衍射花样. 从图 6 (a)中可以得出,Al 3Zr 相的晶体学常数与铝基体相 似,主要分析加入 Sc 元素后,Al 3 ( Scx Zr1 - x )相与基 体的关系. d = 1 l x 伊 l 0 scale (1) 在同一放大倍数下分别测得衍射斑点间的测试长度 d1 、d2 、d3以及标尺(scale)的长度,分别记为 l 1 、l 2 、l 3 和 l 0 ,利用式(1),可以得到 d1 、d2和 d3的真实数值: 经计算,d1 = d2 = 0郾 418 nm,d3 = 0郾 296 nm,同时测得 琢 = 44郾 82毅,茁 = 44郾 9毅. 查阅 pdf 卡可知,d1和 d2分别 为 Al 3 (ScxZr1 - x)相沿(100)和(010)面的间距,d3为 沿(110)面的间距,并由公式(2)可以得到 Al 3 ( Scx Zr1 - x)粒子的点阵常数. d = 1 2 a h 2 + k 2 + l 2 (2) 式中, h、 k 和 l 为晶面指数. 计算可知, Al 3 ( Scx Zr1 - x)粒子的点阵常数 a = 0郾 8332 nm. 而铝基体的 点阵常数 a = 0郾 405 nm,二者相差很多,说明在 T6 峰 时效后,所观察到的尺寸为 100 nm 左右(见图 3)Al 3 (ScxZr1 - x)粒子已经因为异常长大粗化而与基体失 去了共格关系. 图 6 T6 态合金衍射花样. (a)无 Sc 合金沿掖011业晶带轴衍射花样;(b)含 Sc 合金沿掖001业晶带轴衍射花样 Fig. 6 Diffraction patterns of the alloy under T6 temperature: (a) diffraction pattern along the 掖011业 crystal ribbon axis of the alloy without Sc; (b) diffraction pattern along the 掖001业 crystal ribbon axis of the alloy with Sc 合金在进行固溶处理及时效处理后,Sc 元素的 加入可以起到一定得细化晶粒的作用,而细化晶粒 不仅可以提高合金的塑性,也可以提高合金的硬度 和强度. 结合以下公式分析合金的硬度及强度变化 的原因,对于 7056 铝合金,引起合金强度(屈服强 度)变化的因素由以下公式表示[24] : 滓0. 2 = 滓0 + 滓OR + 滓HP + 滓WH + 滓SO (3) 式中:滓0郾 2为合金的屈服强度;滓0为材料固有的摩擦 阻力(派纳力);滓OR为弥散强化提供的强度;滓HP为 晶界强化提供的强度;滓WH为加工硬化引起的强度 提升;滓SO为固溶强化提供的强度. 在固溶处理后, 合金的加工硬化已经消除,可以忽略 滓WH . 利用 Jmatpro 绘制了两种合金主要强化相 Mg鄄 Zn2相含量随温度变化曲线,如图 7 所示,可以看出, 在主要的合金元素在相同条件下,析出的弥散相几 乎没有区别,所以 滓SO 也可以忽略不计. 因此,式 (3)就可以简化为式(4): 滓0. 2 = 滓0 + 滓OR + 滓HP (4) 由实验结果可知,在时效处理后,未添加 Sc 元素合 金的晶粒大小约为 5 ~ 50 滋m,加入 Sc 元素后,晶粒 大小减小至 2 ~ 20 滋m,将图 2 的统计结果代入式 (5)———细晶强化公式,即可得到由细化晶粒贡献 的强度: 滓HP = k 伊 (d - 1 / 2 含Sc - d - 1 / 2 无Sc ) (5) 式中,k 为常数,d 为晶粒直径. 将 d含Sc = 4郾 977 滋m、 d无Sc = 8郾 834 滋m 及 k = 0郾 04 MPa·m 1 / 2代入,可知,在 峰时效后,由细化晶粒所贡献的强度仅为4郾 313 MPa. 由图 7 可知,两种合金由主要强化相 MgZn2 相 产生的强化无明显差异,而由图 3 可以看出,7056 铝合金中 Al 3 Zr 粒子直径约为 20 nm,而添加 Sc 元 素后,形成的 Al 3 ( Scx Zr1 - x ) 粒子直径已经达到了 100 nm. 二者均已超过了由切过机制转变为绕过机 制的临界粒子直径 4 ~ 6 nm,因此二者都主要通过 奥罗万机制对合金起到强化作用. 由式(6) ~ (8) 可以计算出两种粒子由奥罗万强化引起的强度增 加值: 滓OR = K4M(1 - 淄) - 0. ( 5 Gb ) 姿 ln ( ds ) b (6) ds = 仔dm 4 (7) ·1303·

·1304· 工程科学学报.第41卷，第10期 提高. 0-7056合金 12 *-7056合金+Sc 2.4不同时效制度对7056铝合金显微硬度的影响 图8为7056铝合金分别在110、120和130℃ 10 下时效0~24h后硬度变化曲线.从图中可以看出， 当时效温度为110℃时，合金的硬度基本呈上升趋 6 势.在时效初期，合金的硬度快速上升，随后上升趋 4 势逐渐变缓，在时效时间为24h时，硬度达到最大 以 194.0HV.当时效温度为120℃时，在时效初期合金 的硬度同样表现出快速上升的趋势，随后逐渐平缓， 0 在16h时，达到峰值硬度195.2HV,随后硬度值有 0 100 200300 400 500 温度℃ 所下降，出现了过时效阶段.在时效温度为130℃， 图7两种合金MgZ,相质量分数随温度变化图 硬度变化趋势与120℃相似，不同之处在于在该温 Fig.7 Graph of the percentage of MgZn2 phase in two alloys as a 度下，4h即达到了峰值硬度.可以看出，当时效温 function of temperature 度从110℃上升到130℃时，达到峰值硬度所需的 时间也逐步从24h缩短至4h.其原因为，随着温度 (8) 的升高，在固溶处理时溶于基体的粒子时效析出的 式中，M为Taylor因子，v为Poisson比，G为剪切模 驱动力越大，第二相析出越快，合金的硬度上升越 量，b为铝基体的Burgers矢量，K,为常数，d,为粒子 快.综合考虑温度时间因素，7056合金最合适的单 的名义直径，入为粒子的有效间距，天为体积百分 级时效工艺为120℃，16h. 数.假定所观察透射样品厚度为80nm(透射明场下 200 能观察到显微组织的厚度条件)，根据透射电镜图 的放大倍数以及所观察到的粒子数目，可以粗略计 180 算出A山，Zr粒子和A山(Sc,Z1-)粒子的体积分数分 时效温度 别为1.33×10-3和6.85×10-3，将两种粒子直径以 至160 一110℃ -120℃ 及K4=0.127,M=3.06,v=0.331,G=27.8GPa, 140 ▲-130℃ b=0.286nm代入，计算得出，A山Zr粒子对合金强度 的贡献值约为51.199MPa,A山，(ScZx1-.)粒子对合 120 金强度的贡献值约为34.881MPa.综上，细晶强化 100 和弥散强化引起的合金强度值的变化分别为 0 5 1015 2025 51.199MPa(不加Sc)和39.194MPa(加Sc),相差 时间h 12.005MPa,与实际测得的添加Sc元素后合金的屈 图87056铝合金在不同时效温度下的硬度曲线 服强度下降值11MPa非常相似. Fig.8 Hardness curves of the 7056 aluminum alloys under various 此外，Cu和Sc可以形成一种回溶温度高、比较 aging temperatures 稳定的W(ScCu,-64A山4-g)相.Sc元素与Zr元素 图9为T6态下7056铝合金的沉淀析出相.从 在元素周期表中十分接近，原子半径也相差不多，由 图9(a)中可以看出，在T6态下，晶界处呈断续棒 前文已知Sc元素和Zr元素也可以通过扩散相互取 状，棒状析出相长度约为15~20nm:在该相周围沿 代，所以，Zr可能会取代W相中的部分Sc形成更为 晶界可以观察到无析出带.继续放大后，如图9(b) 复杂的析出.而这种析出在后面的热处理工艺中不 所示，可以观察到，在晶粒内部存在大量弥散的析出 回溶，W相中的Cu和Sc(Zr)无法对合金的强度起 相粒子，这些析出相为短棒状和圆盘状，析出相尺寸 到强化作用，因此也可能会导致合金的硬度和强度 约为4~6m.从析出相的形状和尺寸可以初步判 下降.李海等18)研究表明，在变形过程中，A山(SC 断此时品内的析出相主要为n'相，同时有GPⅡ区 Z:1-)粒子不能被位错切割，从而减少了滑移至晶 的存在.从图6可知，沿(011〉晶带轴的衍射花样可 界处位错的数量，进而降低了晶界处的应力集中，避 以看出，当时效温度为120℃，时间为16h时，可以 免了试样过早的断裂，提高了合金的塑性：再加上细 观察到η'相的衍射斑点，说明此时合金中存在η' 品强化的作用，因此合金的塑性得到了较大幅度的 相：同时，可以观察到较强的A山3Zx相衍射斑点，在

工程科学学报,第 41 卷,第 10 期 图 7 两种合金 MgZn2相质量分数随温度变化图 Fig. 7 Graph of the percentage of MgZn2 phase in two alloys as a function of temperature 姿 = [ ( 1 2 2仔 3f ) v 0. 5 - 1 ] 伊 仔dm 4 (8) 式中,M 为 Taylor 因子,淄 为 Poisson 比,G 为剪切模 量,b 为铝基体的 Burgers 矢量,K4为常数,ds为粒子 的名义直径,姿 为粒子的有效间距,fV 为体积百分 数. 假定所观察透射样品厚度为 80 nm(透射明场下 能观察到显微组织的厚度条件),根据透射电镜图 的放大倍数以及所观察到的粒子数目,可以粗略计 算出 Al 3Zr 粒子和 Al 3 (ScxZr1 - x)粒子的体积分数分 别为 1郾 33 伊 10 - 3和 6郾 85 伊 10 - 3 ,将两种粒子直径以 及 K4 = 0郾 127,M = 3郾 06,淄 = 0郾 331,G = 27郾 8 GPa, b = 0郾 286 nm 代入,计算得出,Al 3Zr 粒子对合金强度 的贡献值约为 51郾 199 MPa,Al 3 (ScxZr1 - x)粒子对合 金强度的贡献值约为 34郾 881 MPa. 综上,细晶强化 和 弥 散 强 化 引 起 的 合 金 强 度 值 的 变 化 分 别 为 51郾 199 MPa(不加 Sc) 和 39郾 194 MPa(加 Sc),相差 12郾 005 MPa,与实际测得的添加 Sc 元素后合金的屈 服强度下降值 11 MPa 非常相似. 此外,Cu 和 Sc 可以形成一种回溶温度高、比较 稳定的 W( ScCu6 - 6郾 4 Al 5郾 4 - 8 ) 相. Sc 元素与 Zr 元素 在元素周期表中十分接近,原子半径也相差不多,由 前文已知 Sc 元素和 Zr 元素也可以通过扩散相互取 代,所以,Zr 可能会取代 W 相中的部分 Sc 形成更为 复杂的析出. 而这种析出在后面的热处理工艺中不 回溶,W 相中的 Cu 和 Sc(Zr)无法对合金的强度起 到强化作用,因此也可能会导致合金的硬度和强度 下降. 李海等[18]研究表明,在变形过程中,Al 3 ( Scx Zr1 - x)粒子不能被位错切割,从而减少了滑移至晶 界处位错的数量,进而降低了晶界处的应力集中,避 免了试样过早的断裂,提高了合金的塑性;再加上细 晶强化的作用,因此合金的塑性得到了较大幅度的 提高. 2郾 4 不同时效制度对 7056 铝合金显微硬度的影响 图 8 为 7056 铝合金分别在 110、120 和 130 益 下时效 0 ~ 24 h 后硬度变化曲线. 从图中可以看出, 当时效温度为 110 益 时,合金的硬度基本呈上升趋 势. 在时效初期,合金的硬度快速上升,随后上升趋 势逐渐变缓,在时效时间为 24 h 时,硬度达到最大 194郾 0 HV. 当时效温度为120 益时,在时效初期合金 的硬度同样表现出快速上升的趋势,随后逐渐平缓, 在 16 h 时,达到峰值硬度 195郾 2 HV,随后硬度值有 所下降,出现了过时效阶段. 在时效温度为 130 益 , 硬度变化趋势与 120 益 相似,不同之处在于在该温 度下,4 h 即达到了峰值硬度. 可以看出,当时效温 度从 110 益 上升到 130 益 时,达到峰值硬度所需的 时间也逐步从 24 h 缩短至 4 h. 其原因为,随着温度 的升高,在固溶处理时溶于基体的粒子时效析出的 驱动力越大,第二相析出越快,合金的硬度上升越 快. 综合考虑温度时间因素,7056 合金最合适的单 级时效工艺为 120 益 ,16 h. 图 8 7056 铝合金在不同时效温度下的硬度曲线 Fig. 8 Hardness curves of the 7056 aluminum alloys under various aging temperatures 图 9 为 T6 态下 7056 铝合金的沉淀析出相. 从 图 9(a)中可以看出,在 T6 态下,晶界处呈断续棒 状,棒状析出相长度约为 15 ~ 20 nm;在该相周围沿 晶界可以观察到无析出带. 继续放大后,如图 9(b) 所示,可以观察到,在晶粒内部存在大量弥散的析出 相粒子,这些析出相为短棒状和圆盘状,析出相尺寸 约为 4 ~ 6 nm. 从析出相的形状和尺寸可以初步判 断此时晶内的析出相主要为 浊忆相,同时有 GP 域区 的存在. 从图 6 可知,沿掖011业晶带轴的衍射花样可 以看出,当时效温度为 120 益 ,时间为 16 h 时,可以 观察到 浊忆相的衍射斑点,说明此时合金中存在 浊忆 相;同时,可以观察到较强的 Al 3 Zr 相衍射斑点,在 ·1304·

田少鲲等：Sc对7056铝合金组织和性能的影响 ·1305. 图3(a)中可以观察到球状AL,Zr相粒子.未观察到 密度不断增大，与基体之间由共格关系向半共格关 GPⅡ区衍射斑点，但有资料[6-]指出，从(112)晶带 系，最终到非共格关系转变，正是由于析出相的状态 轴衍射斑点来看，会在1/2{311}上观察到GPⅡ区 及数量的变化，合金的硬度及强度也出现了先升高 衍射斑点，且该衍射斑点在120℃时效时一直存在. 后有所降低的现象.在时效温度为120℃，时间为 综上，7056铝合金在T6状态下，基体中m'相和GP 16h时，合金中的析出相正处于m'相和GPⅡ区共 Ⅱ区共存，同时还有AL,Zx相的存在. 存的状态，也证明了η'相为合金的主要强化相.当 目前，大量的研究[6,24-28]表明，A-Zm-Mg-Cu 温度低于120℃或时效时间较短时，合金还处于GP 系超高强铝合金在时效过程中的析出相转变序列为 I区或GPI与GPⅡ共存状态，合金硬度不高，此时 SSSa(过饱和固溶体)→GP区→T'(亚稳相)→m 为欠时效状态：而当温度过高或时效时间过长时，η' (平衡相).此类超高强铝合金在低温短时的时效过 相相会转变为平衡相η相，且随着温度的升高和时 程中，析出相与基体处于共格或半共格状态，随着时 间的延长，η相逐渐长大，进而导致合金硬度下降， 效温度的提高和时效时间的延长，析出相的尺寸和 此时为过时效状态 200)mm 图9T6态7056铝合金沉淀析出相.(a)品界析出相：(b)品内析出相 Fig.9 Precipitated phase of 7056 aluminum alloy under T6 state:(a)grain boundary precipitate;(b)intragranular precipitate structure and property of 6066 aluminum alloy and study on the ag- 3结论 ing process.Heat Treat,2016,31(1):7 (汤振齐，刘宁，苏宇，等.钪对6066铝合金组织和性能的影 (1)7056铝合金中添加质量分数0.2%的Sc元 响及其时效工艺研究.热处理，2016,31(1)：7) 素后，对合金晶粒有明显细化现象，尤其是铸态合金 [2]Wen K,Fan Y Q,Wang G J.et al.Aging behavior and precipi- 的平均晶粒大小由333μm减小到了57μm左右：同 tate characterization of a high Zn-containing Al-Zn-Mg-Cu alloy 时，Sc的加入提高了7056铝合金的再结晶温度，使 with various tempers.Mater Des,2016,101:16 挤压后合金的再结晶比例由20%减少到近乎0%. [3]Heinz A,Haszler A,Keidel C,et al.Recent development in alu- minum alloys for aerospace applications.Mater Sci Eng A,2000, (2)在峰时效态，由细化晶粒所引起的强度增 280(1):102 量为4.313MPa;Al3(Sc.Z1-.)粒子直径远远大于 [4]Dumont D,Deschamps A,Brechet Y.On the relationship be- ALZr粒子，其弥散强化引起的强度增量34.881MPa tween microstructure,strength and tonghness in AA7050 aluminum 小于AL,Zx粒子的51.199MPa.因此，向7056合金 alloy.Mater Sci Eng A,2003,356(1-2):326 [5]Liu Y F,Tian W,Sun Y.Research progress of microalloying of 中加入质量分数0.2%Sc,由于第二相粒子长大导 Al-Zn-Mg-Cu aluminum alloy.Nonferrous Met Mater Eng, 致的强度降低程度大于其细化品粒引起的强度增加 2018,39(1):38 程度，对合金的强度不利 (刘懿芳，田伟，孙玥.A-Z-Mg-Cu系铝合金微合金化的研 (3)7056铝合金在单级时效过程中，随时间的 究进展.有色金属材料与工程，2018,39(1)：38) 延长，合金的强化效果先提高后缓慢下降.随着时 [6]Yang L H,Liu Z Y,Wang MX,et al.Effects of Sc,retrogres- sion and re-aging on stress corrosion resistance of 7075 aluminum 效温度的提高，合金的硬度达到峰值所需的时间不 alloy.Heat Treat Met,2018,43(2):35 断缩短.在时效温度为120℃，时间为16h时，合金 (杨丽辉，刘志勇，王明星，等.Sc及回归再时效处理对7075铝 中析出相以η'相为主，同时还有A山3Zr相的存在，此 合金抗应力腐蚀性能的影响.金属热处理，2018,43(2)：35) 时，合金的硬度达到峰值，为195.2HV. [7]Zhu Z F,Shi C L,Li H,et al.Effect of solution treatment on mi- crostructures and mechanical properties of 7150 aluminum alloy. 参考文献 Hot Work Technol,2018,47(8):201 (祝贞凤，史春丽，李辉，等.固溶处理对7150铝合金显微组 [1]Tang Z Q.Liu N,Su Y,et al.Influence of scandium on micro- 织和力学性能的影响.热加工工艺，2018,47(8)：201)

田少鲲等: Sc 对 7056 铝合金组织和性能的影响 图 3(a)中可以观察到球状 Al 3Zr 相粒子. 未观察到 GP 域区衍射斑点,但有资料[6鄄鄄7]指出,从掖112业晶带 轴衍射斑点来看,会在 1 / 2{311}上观察到 GP 域区 衍射斑点,且该衍射斑点在 120 益时效时一直存在. 综上,7056 铝合金在 T6 状态下,基体中 浊忆相和 GP 域区共存,同时还有 Al 3Zr 相的存在. 目前,大量的研究[6,24鄄鄄28] 表明,Al鄄鄄 Zn鄄鄄 Mg鄄鄄 Cu 系超高强铝合金在时效过程中的析出相转变序列为 SSS琢(过饱和固溶体) 寅GP 区寅浊忆(亚稳相) 寅浊 (平衡相). 此类超高强铝合金在低温短时的时效过 程中,析出相与基体处于共格或半共格状态,随着时 效温度的提高和时效时间的延长,析出相的尺寸和 密度不断增大,与基体之间由共格关系向半共格关 系,最终到非共格关系转变,正是由于析出相的状态 及数量的变化,合金的硬度及强度也出现了先升高 后有所降低的现象. 在时效温度为 120 益 ,时间为 16 h 时,合金中的析出相正处于 浊忆相和 GP 域区共 存的状态,也证明了 浊忆相为合金的主要强化相. 当 温度低于 120 益或时效时间较短时,合金还处于 GP 砖 区或 GP 砖 与 GP 域共存状态,合金硬度不高,此时 为欠时效状态;而当温度过高或时效时间过长时,浊忆 相相会转变为平衡相 浊 相,且随着温度的升高和时 间的延长,浊 相逐渐长大,进而导致合金硬度下降, 此时为过时效状态. 图 9 T6 态 7056 铝合金沉淀析出相. (a)晶界析出相;(b)晶内析出相 Fig. 9 Precipitated phase of 7056 aluminum alloy under T6 state: (a) grain boundary precipitate; (b)intragranular precipitate 3 结论 (1)7056 铝合金中添加质量分数 0郾 2% 的 Sc 元 素后,对合金晶粒有明显细化现象,尤其是铸态合金 的平均晶粒大小由 333 滋m 减小到了 57 滋m 左右;同 时,Sc 的加入提高了 7056 铝合金的再结晶温度,使 挤压后合金的再结晶比例由 20% 减少到近乎 0% . (2)在峰时效态,由细化晶粒所引起的强度增 量为 4郾 313 MPa;Al 3 ( Scx Zr1 - x ) 粒子直径远远大于 Al 3Zr 粒子,其弥散强化引起的强度增量 34郾 881 MPa 小于 Al 3Zr 粒子的 51郾 199 MPa. 因此,向 7056 合金 中加入质量分数 0郾 2% Sc,由于第二相粒子长大导 致的强度降低程度大于其细化晶粒引起的强度增加 程度,对合金的强度不利. (3) 7056 铝合金在单级时效过程中,随时间的 延长,合金的强化效果先提高后缓慢下降. 随着时 效温度的提高,合金的硬度达到峰值所需的时间不 断缩短. 在时效温度为 120 益 ,时间为 16 h 时,合金 中析出相以 浊忆相为主,同时还有 Al 3Zr 相的存在,此 时,合金的硬度达到峰值,为 195郾 2 HV. 参 考 文 献 [1] Tang Z Q, Liu N, Su Y, et al. Influence of scandium on micro鄄 structure and property of 6066 aluminum alloy and study on the ag鄄 ing process. Heat Treat, 2016, 31(1): 7 (汤振齐, 刘宁, 苏宇, 等. 钪对 6066 铝合金组织和性能的影 响及其时效工艺研究. 热处理, 2016, 31(1): 7) [2] Wen K, Fan Y Q, Wang G J, et al. Aging behavior and precipi鄄 tate characterization of a high Zn鄄containing Al鄄鄄 Zn鄄鄄 Mg鄄鄄 Cu alloy with various tempers. Mater Des, 2016, 101: 16 [3] Heinz A, Haszler A, Keidel C, et al. Recent development in alu鄄 minum alloys for aerospace applications. Mater Sci Eng A, 2000, 280(1): 102 [4] Dumont D, Deschamps A, Brechet Y. On the relationship be鄄 tween microstructure, strength and tonghness in AA7050 aluminum alloy. Mater Sci Eng A, 2003, 356(1鄄2): 326 [5] Liu Y F, Tian W, Sun Y. Research progress of microalloying of Al鄄鄄 Zn鄄鄄 Mg鄄鄄 Cu aluminum alloy. Nonferrous Met Mater Eng, 2018, 39(1): 38 (刘懿芳, 田伟, 孙玥. Al鄄鄄Zn鄄鄄Mg鄄鄄Cu 系铝合金微合金化的研 究进展. 有色金属材料与工程, 2018, 39(1): 38) [6] Yang L H, Liu Z Y, Wang M X, et al. Effects of Sc, retrogres鄄 sion and re鄄aging on stress corrosion resistance of 7075 aluminum alloy. Heat Treat Met, 2018, 43(2): 35 (杨丽辉, 刘志勇, 王明星, 等. Sc 及回归再时效处理对 7075 铝 合金抗应力腐蚀性能的影响. 金属热处理, 2018, 43(2): 35) [7] Zhu Z F, Shi C L, Li H, et al. Effect of solution treatment on mi鄄 crostructures and mechanical properties of 7150 aluminum alloy. Hot Work Technol, 2018, 47(8): 201 (祝贞凤, 史春丽, 李辉, 等. 固溶处理对 7150 铝合金显微组 织和力学性能的影响. 热加工工艺, 2018, 47(8): 201) ·1305·

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