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·