·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·