.758 北京科技大学学报 第30卷 看，棒状MnAl6颗粒的长径比有较为明显的增大， 的强度提高具有积极的影响，形成类似短纤维强化 其值介于35，同时沿长轴方向的外形轮廓变得平 陶瓷的强化作用， 直，说明部分MnAl6颗粒在铝合金基体的挟裹下沿 经优化的固溶制度处理后，无论挤压棒的纵截 挤压方向发生一定程度的塑性变形.MnAl6颗粒形 面还是横截面上，都呈现细小的等轴的再结晶晶粒， 态的这些变化，对高强铝合金来说很重要，挟裹下的 平均晶粒尺寸约为8m,虽然已完成变形组织的再 变形不仅可以降低硬质点对柔性基体的割裂，避免 结晶，但挤压时的纤维状流线还依稀可见，如图3 基体中显微裂纹数量的增加，还可以使某一方向上 所示 (a) 20m 图3A一Zn一MgC一Mn合金485℃×90mim固溶态显微组织.(a)横断面；(b)纵截面 Fig-3 Microstructures of the alloy solution treated at 485 C for 90 min:(a)transverse section:(b)longitudinal section 轻微侵蚀的纵截面组织显示，在固溶处理过程 I(Mgnz)·大量的实验证实Al一Zn一MgCu系合 中，MnAl6颗粒长大不明显，但颗粒的形貌发生了较 金的主要强化相为相8山，只有使过饱和固溶体 为明显的变化，较多颗粒的边角处出现了球化的现 大量析出相，且相不转变为”相，才能保证合 象，如图4所示.棒状或片状颗粒的球化是一个有 金达到最佳力学性能， 利的变化，因为塑性变形时，微裂纹通常是在第2相 含锰铝合金经两种制度进行时效处理的力学性 颗粒界面上形核和扩展的，然后形成韧窝，而第2相 能测试结果如表1，经T6处理的铝合金的强度达 颗粒的球化有利于降低应力集中，推迟裂纹的形成， 到了775MPa,延伸率为4.3%；而经130℃×20h 同时可以钝化裂纹尖端，降低裂纹的扩展速率. 处理的强度为735MPa,延伸率为5.1%.时效温度 提高后，铝合金的强度降低约5%，而延伸率提高约 2%,测量硬度法得出的合金时效动力学曲线却表 明：无论时效温度是120℃还是130℃，含锰铝合金 获得最大硬度的时间均为20h,但两种温度处理所 得最大硬度接近，强度和硬度的不同步可以从拉伸 断口组织（图5）看出，铝合金中含有大量的金属间 化合物MnAl6颗粒，颗粒大小不一，大颗粒的尺寸 20 um 在5m左右，小颗粒尺寸在1m以下.测量试样 的硬度时，不仅铝合金基体对所测得的硬度值有贡 图4485℃×90min固溶处理后的纵截面显微组织（轻微腐蚀） 献，硬质的MnAl6颗粒对此也有很大的贡献，测量 Fig4 Longitudinal microstructure of the alloy solution treated at 铝合金试样的时效动力学曲线时，所考虑的主要是 485 C for 90 min (slightly etched) 表1固溶时效后试样的室温拉伸性能 2.2铝合金的性能和断口形貌 Table 1 Tensile properties of the extruded alloy after solid solution and AlZm一MgCu系铝合金是典型的沉淀强化型 ageing 的合金，时效制度对铝合金的性能有重要的影响 时效制度 抗拉强度/MPa屈服强度/MPa延伸率/% 对Al一Zn一MgCu系铝合金，过饱和固溶体的析出 120℃×24h 775 740 4.3 强化规律为：过饱和固溶体→GP区→T(MgZ2)→ 130℃×20h 735 715 5.1看‚棒状 MnAl6 颗粒的长径比有较为明显的增大‚ 其值介于3～5‚同时沿长轴方向的外形轮廓变得平 直‚说明部分 MnAl6 颗粒在铝合金基体的挟裹下沿 挤压方向发生一定程度的塑性变形．MnAl6 颗粒形 态的这些变化‚对高强铝合金来说很重要‚挟裹下的 变形不仅可以降低硬质点对柔性基体的割裂‚避免 基体中显微裂纹数量的增加‚还可以使某一方向上 的强度提高具有积极的影响‚形成类似短纤维强化 陶瓷的强化作用． 经优化的固溶制度处理后‚无论挤压棒的纵截 面还是横截面上‚都呈现细小的等轴的再结晶晶粒‚ 平均晶粒尺寸约为8μm‚虽然已完成变形组织的再 结晶‚但挤压时的纤维状流线还依稀可见‚如图3 所示． 图3 Al－Zn－Mg－Cu－Mn 合金485℃×90min 固溶态显微组织．（a） 横断面；（b） 纵截面 Fig．3 Microstructures of the alloy solution-treated at 485℃ for90min：（a） transverse section；（b） longitudinal section 轻微侵蚀的纵截面组织显示‚在固溶处理过程 中‚MnAl6 颗粒长大不明显‚但颗粒的形貌发生了较 为明显的变化‚较多颗粒的边角处出现了球化的现 象‚如图4所示．棒状或片状颗粒的球化是一个有 利的变化‚因为塑性变形时‚微裂纹通常是在第2相 颗粒界面上形核和扩展的‚然后形成韧窝‚而第2相 颗粒的球化有利于降低应力集中‚推迟裂纹的形成‚ 同时可以钝化裂纹尖端‚降低裂纹的扩展速率． 图4 485℃×90min 固溶处理后的纵截面显微组织（轻微腐蚀） Fig．4 Longitudinal microstructure of the alloy solution-treated at 485℃ for90min （slightly etched） 2∙2 铝合金的性能和断口形貌 Al－Zn－Mg－Cu 系铝合金是典型的沉淀强化型 的合金‚时效制度对铝合金的性能有重要的影响． 对 Al－Zn－Mg－Cu 系铝合金‚过饱和固溶体的析出 强化规律为：过饱和固溶体→GP 区→η′（MgZn2）→ η（MgZn2）．大量的实验证实 Al－Zn－Mg－Cu 系合 金的主要强化相为 η′相［8－11］‚只有使过饱和固溶体 大量析出 η′相‚且 η′相不转变为 η相‚才能保证合 金达到最佳力学性能． 含锰铝合金经两种制度进行时效处理的力学性 能测试结果如表1．经 T6处理的铝合金的强度达 到了775MPa‚延伸率为4∙3％；而经130℃×20h 处理的强度为735MPa‚延伸率为5∙1％．时效温度 提高后‚铝合金的强度降低约5％‚而延伸率提高约 2％．测量硬度法得出的合金时效动力学曲线却表 明：无论时效温度是120℃还是130℃‚含锰铝合金 获得最大硬度的时间均为20h‚但两种温度处理所 得最大硬度接近．强度和硬度的不同步可以从拉伸 断口组织（图5）看出．铝合金中含有大量的金属间 化合物 MnAl6 颗粒‚颗粒大小不一‚大颗粒的尺寸 在5μm 左右‚小颗粒尺寸在1μm 以下．测量试样 的硬度时‚不仅铝合金基体对所测得的硬度值有贡 献‚硬质的 MnAl6 颗粒对此也有很大的贡献．测量 铝合金试样的时效动力学曲线时‚所考虑的主要是 表1 固溶时效后试样的室温拉伸性能 Table1 Tensile properties of the extruded alloy after solid-solution and ageing 时效制度 抗拉强度／MPa 屈服强度／MPa 延伸率／％ 120℃×24h 775 740 4∙3 130℃×20h 735 715 5∙1 ·758· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷