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·