·436 工程科学学报，第39卷，第3期 斑点则对应n相的出现.同时，图2(e)显示表层试样 状相，而晶界析出相断续分布（尺寸20~40nm)（图3 经T6处理后也形成了大量细小均匀分布的析出相，但 (a).从其110》u晶带轴选区电子衍射花样来看（图 出现了7~10nm的棒状相（图2(g)黑色箭头所指）， 3(D),110)A1晶带轴，图中(110)等位置上清晰的 而图2()中对应GP区和n的衍射特点变弱，且在1/ 衍射斑点属于AL,Z的超点阵结构(L山2)衍射斑点，1/ 2(113}处有两个分开的点，此为m相的特征衍射斑 2{113}处的微弱衍射斑点以及沿110〉方向芒线的存 点0.可见，经T6处理后，心部试样形成了GP区和 在均证明有GP区存在，13{220}和2/3{220}处的斑 η相，而表层试样在此基础上还出现了稳定η相.由 点表明有η相存在，而23{220}斑点处分开的两个点 于T6态7xx系铝合金的强化主要来自GP区和η相， 不太明显，推测可能有少量η相存在.因此165-R6心 显然表层与心部T6态的析出相差异可能是造成二者 部试样的晶内析出相主要是GP区和η相.对于175- 性能差异的重要原因. 2心部试样，图3(c)显示其晶内弥散分布的析出相 同样对165-R6心部试样观察发现其晶内析出相 主要是8~10nm的盘状相和15~25nm的针状相，间 细小、弥散，多为5~8nm的盘状相和10~15nm的针 距8~10nm,而晶界析出相尺寸较大(30~50nm), a b (c) 200nn 200nm 图3165-R6(a,b)及175-R2(c)心部试样析出相形貌及对应选区电子衍射花样 Fig.3 Precipitates in the center and corresponding SAD patterns of 165-R6 (a,b)and 175-R2 (c)alloys 对于表层试样，其T6态晶内形成非常细小的析出 散能力的增强及晶界提供的扩散通道等会有力地促进 相（图4(a)),而175-R2试样的晶内析出相尺寸有所 晶内GP区和n相回熔，但可能伴有尺寸较大GP区及 增大（图4(b)),180-R4试样的（亚）晶内析出相尺寸 η相的长大或转变成η/m相，与此同时晶界析出相发 则进一步增大（约25nm)且部分呈棒状（图4(c,e). 生粗化长大并逐渐断续化分布.随后的再时效则使晶 对于晶界析出相，其在T6态表层试样中呈连续分布 内再次析出GP区和η强化相，而晶界析出相则通过 (图4(a)),而经回归再时效处理后尺寸增加、基本呈 消耗晶界附近区域的溶质原子而继续长大，并导致晶 断续分布，且其断续程度随回归温度和时间逐渐增加. 界无析出带出现.然而，回归处理过程中合金基体内 如175-R2表层试样的晶界析出相尺寸为30~50nm, 析出相回熔程度及转变为η或η相的多少主要取决 粒子间距20~35nm(如图3(c)所示)，而180-R4表 于回归温度和时间，但高的回归温度在提高回熔程 层试样的晶界析出相尺寸增至40~70nm,粒子间距增 度的同时也会连同后续再时效更进一步促进晶界析出 至40~60nm(图4(e).对180-R4表层试样晶内析 相（主要是幻相）的粗化长大及其断续化.由于表层试 出相的选区电子衍射表征（如图4(d)所示）发现1/2 样经T6预处理后已析出部分稳定η相，其在后续回 {113}位置存有较弱衍射斑点，表明有少量GP区(GP 归处理过程中无法完全回熔，致使其在回归再时效过 Ⅱ)存在，而1/3{220}和2/3{220}处的斑点表明有m 程中发生一定程度的长大粗化，并可能成为再时效过 相存在，23{220}处有两个分开的衍射斑点存在，此 程中新相析出的有利形核点.A山Z粒子的存在也在 即表明存在m相.可见180一R4表层试样的晶内析出 一定程度上会成为相析出的有利形核点，促进相析出 相主要为n和m相，由于二者尺寸较大，因而GP区的 或亚稳相转变.而心部试样经T6处理后并不含有稳 衍射斑点相较就很微弱 定η相，因而在回归过程中其晶内已存的细小析出相 实际上，对于典型回归再时效处理工艺而言，第一 (主要是GP区与η相)则基本回熔，使基体中元素溶 阶段T6态时效处理形成的GP区和n相均存在一定 解度增大，且更高的回归温度会进一步提高回熔程度 的尺寸分布区间，因此在回归处理阶段，元素热激活扩 或基体元素溶解度，使再时效析出动力明显增加（这工程科学学报，第 39 卷，第 3 期 斑点则对应 η'相的出现． 同时，图 2( e) 显示表层试样 经 T6 处理后也形成了大量细小均匀分布的析出相，但 出现了 7 ～ 10 nm 的棒状相( 图 2( g) 黑色箭头所指) ， 而图 2( f) 中对应 GP 区和 η'的衍射特点变弱，且在 1 / 2{ 113} 处有两个分开的点，此为 η 相的特征衍射斑 点［20］． 可见，经 T6 处理后，心部试样形成了 GP 区和 η'相，而表层试样在此基础上还出现了稳定 η 相． 由 于 T6 态 7xxx 系铝合金的强化主要来自 GP 区和 η'相， 显然表层与心部 T6 态的析出相差异可能是造成二者 性能差异的重要原因． 同样对 165--Ｒ6 心部试样观察发现其晶内析出相 细小、弥散，多为 5 ～ 8 nm 的盘状相和 10 ～ 15 nm 的针 状相，而晶界析出相断续分布( 尺寸 20 ～ 40 nm) ( 图 3 ( a) ) ． 从其〈110〉Al晶带轴选区电子衍射花样来看( 图 3( b) ) ，〈110〉Al 晶带轴，图中( 110) 等位置上清晰的 衍射斑点属于 Al3Zr 的超点阵结构( LI2 ) 衍射斑点，1 / 2{ 113} 处的微弱衍射斑点以及沿〈110〉方向芒线的存 在均证明有 GP 区存在，1 /3{ 220} 和 2 /3{ 220} 处的斑 点表明有 η'相存在，而 2 /3{ 220} 斑点处分开的两个点 不太明显，推测可能有少量 η 相存在． 因此 165--Ｒ6 心 部试样的晶内析出相主要是 GP 区和 η'相． 对于 175-- Ｒ2 心部试样，图 3( c) 显示其晶内弥散分布的析出相 主要是 8 ～ 10 nm 的盘状相和 15 ～ 25 nm 的针状相，间 距 8 ～ 10 nm，而晶界析出相尺寸较大( 30 ～ 50 nm) ． 图 3 165--Ｒ6( a，b) 及 175--Ｒ2( c) 心部试样析出相形貌及对应选区电子衍射花样 Fig． 3 Precipitates in the center and corresponding SAD patterns of 165--Ｒ6 ( a，b) and 175--Ｒ2 ( c) alloys 对于表层试样，其 T6 态晶内形成非常细小的析出 相( 图 4( a) ) ，而 175--Ｒ2 试样的晶内析出相尺寸有所 增大( 图 4( b) ) ，180--Ｒ4 试样的( 亚) 晶内析出相尺寸 则进一步增大( 约 25 nm) 且部分呈棒状( 图 4( c，e) ) ． 对于晶界析出相，其在 T6 态表层试样中呈连续分布 ( 图 4( a) ) ，而经回归再时效处理后尺寸增加、基本呈 断续分布，且其断续程度随回归温度和时间逐渐增加． 如 175--Ｒ2 表层试样的晶界析出相尺寸为 30 ～ 50 nm， 粒子间距 20 ～ 35 nm( 如图 3( c) 所示) ，而 180--Ｒ4 表 层试样的晶界析出相尺寸增至 40 ～ 70 nm，粒子间距增 至 40 ～ 60 nm( 图 4( e) ) ． 对 180--Ｒ4 表层试样晶内析 出相的选区电子衍射表征( 如图 4( d) 所示) 发现 1 /2 { 113} 位置存有较弱衍射斑点，表明有少量 GP 区( GP Ⅱ) 存在，而 1 /3{ 220} 和 2 /3{ 220} 处的斑点表明有 η' 相存在，2 /3{ 220} 处有两个分开的衍射斑点存在，此 即表明存在 η 相． 可见 180--Ｒ4 表层试样的晶内析出 相主要为 η'和 η 相，由于二者尺寸较大，因而 GP 区的 衍射斑点相较就很微弱． 实际上，对于典型回归再时效处理工艺而言，第一 阶段 T6 态时效处理形成的 GP 区和 η'相均存在一定 的尺寸分布区间，因此在回归处理阶段，元素热激活扩 散能力的增强及晶界提供的扩散通道等会有力地促进 晶内 GP 区和 η'相回熔，但可能伴有尺寸较大 GP 区及 η'相的长大或转变成 η' /η 相，与此同时晶界析出相发 生粗化长大并逐渐断续化分布． 随后的再时效则使晶 内再次析出 GP 区和 η'强化相，而晶界析出相则通过 消耗晶界附近区域的溶质原子而继续长大，并导致晶 界无析出带出现． 然而，回归处理过程中合金基体内 析出相回熔程度及转变为 η'或 η 相的多少主要取决 于回归温度和时间［21］，但高的回归温度在提高回熔程 度的同时也会连同后续再时效更进一步促进晶界析出 相( 主要是 η 相) 的粗化长大及其断续化． 由于表层试 样经 T6 预处理后已析出部分稳定 η 相，其在后续回 归处理过程中无法完全回熔，致使其在回归再时效过 程中发生一定程度的长大粗化，并可能成为再时效过 程中新相析出的有利形核点． Al3 Zr 粒子的存在也在 一定程度上会成为相析出的有利形核点，促进相析出 或亚稳相转变． 而心部试样经 T6 处理后并不含有稳 定 η 相，因而在回归过程中其晶内已存的细小析出相 ( 主要是 GP 区与 η'相) 则基本回熔，使基体中元素溶 解度增大，且更高的回归温度会进一步提高回熔程度 或基体元素溶解度，使再时效析出动力明显增加( 这 · 634 ·