7B04铝合金的时效沉淀析出及强化行为
固溶-时效处理对7B04合金组织和性能的影响
ＪＩＡＮ Ｈａｉｇｅｎ，ＪＩＡＮＧ Ｆｅｎｇ，ＨＵＡＮＧ Ｈｏｎｇｆｅｎｇ，ＷＥＩ Ｌｉｌｉ，ＪＩＡＮＧ Ｌｏｎｇ
（Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，Ｃｅｎｔｒａｌ Ｓｏｕｔｈ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｃｈａｎｇｓｈａ ４ １ ００８３，Ｃｈｉｎａ）
不同固溶时间条件下合金的金相组织。图４是 ７８０４铝合金板材在４７０ ｏＣ固溶处理１０ ｍｉｎ和１２０ ｒａｉｎ后的金相照片。由图可知，延长固溶处理时间，粗 大相明显减少，但基体晶粒明显长大，如图４ｂ所示。
图５为７８０４铝合金单级时效各状态下的透射电 镜照片。图５ａ为合金１２０ ｏＣｘｌ２ ｈ时效处理态，晶内第
具体的热处理工艺制度见表２。
表１ ７ＢＩＭ铝合金各元素的化学成分（质量分数／％） Ｔａｂｌｅ １ Ｃｈｅｍｉｃａｌ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ ｏｆ ｔｈｅ ７８０４ ａｌｕｍｉｎｕｍ ａｌｌｏｙ
Ｉ ｍａｓｓ ｆｒａｃｔｉｏｎ／％）
Ｚｎ
Ｍｇ
Ｃｕ
Ｍｎ
Ｆｅ
Ｃｒ
Ｓｉ
Ｔｉ
Ａ１
５．０．６．５ １．８～２．８ １．４—２．Ｏ Ｏ．２～Ｏ．６ ０．０５～０．２５ ０．１５—０．２５ ０．１＜ｏ．０５ Ｂａｌ
时效时间对合金性能影响在时效初期较大，强度
零，ｕｏ一苗Ｍ口。一瞄
Ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ／。Ｃ
日山岂，Ｉ碍口２１ｓ
Ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｔｉｍｅ／ｍｉｎ
１．３试验检测方法 试样经过不同热处理后。采用日本理学ＤＭＡＸ一
２５００Ｘ一射线衍射仪立即进行物相定性分析和晶格常 数测量．并利用Ｊａｄｅ一６软件进行数据处理，精确计算 基体的晶格常数．力学性能拉伸试验在ＣＳＳ一４４１００型 万能测量试验机上进行，采用德国产ＮＥＯＰＨＯＴ～２１大 型金相显微镜进行金相观察，透射显微组织结构观察 在Ｔｅｃｎａｉ Ｇ２２０Ｓ—ＴⅣＩＮ分析电镜上进行。
7A04铝合金时效析出及性能分析
7A04铝合金时效析出及性能分析作者：赵辉韩月娇来源：《科技资讯》2018年第04期摘要：对7A04铝合金460℃固溶后进行水冷和水冷+深冷不同淬火方式，并在120℃时效对试样进行了金相组织分析、硬度测试及DTA分析。
硬度测试结果为水冷+深冷>水冷，DTA 与金相组织分析结果为水冷+深冷的析出温度区间大，析出物含有较多主要强化相η’相，同时也含有S、T相，水冷的析出物析出温度区间较小，析出物含有较多主要强化相η’相和少量S、T相。
关键词：7系铝合金时效处理 DTA分析硬度中图分类号：TG13 文献标识码：A 文章编号：1672-3791（2018）02（a）-0092-027系铝合金为Al-Zn-Mg-Cu，具有比强度高、易于加工成型等方面的突出优势，广泛应用于航天及汽车领域里汽车、飞机等的受力结构件[1-4]。
7系铝合金是一种可热处理的铝合金，主要是以析出沉淀相来强化，因此时效处理是提高这类材料的一种主要的强化方式。
近年来，随着航空工业的快速发展，对7系铝合金的硬度、强度、韧性和抗应力腐性能提出了更高的要求。
为了达到这些性能要求，国内外很多学者做了大量的工作[5-6]。
以7A04为研究对象，研究不同冷却方式对其组织性能及析出的影响。
1 试验方法本试验使用7A04铝合金棒材，其化学成分如表1所示。
1.1 热处理工艺本试验使用7A04铝合金棒材，采用热处理工艺。
工艺1：460℃固溶100min+水冷+120℃时效处理18h。
工艺2：460℃固溶100min+水冷、深冷+120℃时效处理18h。
1.2 试验方法组织观察采用金相显微镜，硬度测试使用布氏硬度计，DTA测试采用ZCR-B型差热分析仪。
2 试验结果及分析2.1 组织分析经过水冷以及水冷+深冷处理后，冷却速度较快，晶粒细小，晶界长度大，同时都有大量的析出物出现，且经过深冷处理后的析出物更多，晶界以及析出物的存在阻碍位错的运动，进而提升铝合金的强度，因此两种处理方式均对7A04铝合金有细晶强化和第二相粒子强化作用，提升铝合金的硬度以及强度。
7B04铝合金在NaCl沉积与SO2环境下的大气腐蚀行为
环境试验nvironmental TestingEAbstract：The effect of NaCl and SO 2 on the atmospheric corrosion of 7B04 Aluminum Alloy is investigated by scanning electron microscope (SEM), energy dispersive spectrometer (EDS), X-ray diffraction (XRD) and weight gain method. The results show that the corrosion rate increased with exposure time and slowed down in the later period, weight gain of corrosion products are according with exponential attenuation rule as △m/A = B + Dexp( -t/k). NaCl accelerates the initial corrosion of 7B04, but the effect of Cl - is weakened while that of SO 2 is enhanced with exposure time. The combined effect of NaCl and SO 2 on the atmospheric corrosion is greater than that caused by each single component. Key words：atmospheric corrosion; NaCl deposition; SO 2 pollution; combined effect摘要：采用增重法、扫描电镜（SEM）、能谱分析（EDS）和X 射线衍射仪（XRD）研究NaCl 沉积对7B04铝合金大气腐蚀行为的影响，并对SO 2和NaCl 协同作用进行了探讨。
7B04_铝合金及其螺接件的微观腐蚀机制及耐久性研究
第52卷第10期表面技术2023年10月SURFACE TECHNOLOGY·181·腐蚀与防护7B04铝合金及其螺接件的微观腐蚀机制及耐久性研究汪凤琴1，苏艳2，钟勇2，左鹏程1，庄宁1，吴俊升1，张博威1*（1.北京科技大学 新材料技术研究院，北京 100083；2.西南技术工程研究所，重庆 400039）摘要：目的以飞机结构用7B04高强铝合金及其螺接件为实验对象，通过室内加速腐蚀试验模拟试样在南海海洋大气环境中的环境损伤，并深入分析其微观腐蚀机制与疲劳性能的内在联系。
方法通过数码相机、3D共聚焦显微镜、扫描电子显微镜等手段，研究模拟南海海洋大气环境下7B04铝合金及其螺接件的宏观/微观腐蚀特征，并借助疲劳测试分析经不同腐蚀周期后铝合金试样及螺接件的疲劳寿命。
结果铝合金及其螺接件经室内加速腐蚀试验后发生的腐蚀行为出现了明显差异，7B04铝合金试样表面发生的腐蚀行为以点蚀为主，而螺接件的腐蚀行为更加复杂。
其中，远离螺接区域的暴露区的腐蚀情况与铝合金试样一致，在螺接区域发生了明显的缝隙腐蚀。
此外，铝合金试样及螺接件随腐蚀周期变化的劣化规律也有所不同，腐蚀使得试样的疲劳性能均不同程度地下降。
7B04铝合金疲劳寿命的递减趋势相对平缓，而螺接件在腐蚀进行到第2周期时其疲劳寿命就已降至原始寿命的一半，在腐蚀进行到第4周期时，螺接件的力学性能基本丧失。
结论经腐蚀后，铝合金试样出现了点蚀，且随着时间的延长出现了均匀腐蚀的趋势，疲劳寿命的递减趋势相对平缓。
尽管螺接件的过渡区发生了严重腐蚀，但缝隙区诱发的局部腐蚀导致螺接件的受力面积减小，这是造成其疲劳寿命急剧衰减的首要因素。
关键词：7B04铝合金；螺接件；点蚀；缝隙腐蚀；微观机制；疲劳寿命中图分类号：TG178 文献标识码：A 文章编号：1001-3660(2023)10-0181-13DOI：10.16490/ki.issn.1001-3660.2023.10.014Microscopic Corrosion Mechanism and Durability of 7B04Aluminum Alloy and Its Screw JointWANG Feng-qin1, SU Yan2, ZHONG Yong2, ZUO Peng-cheng1, ZHUANG Ning1,WU Jun-sheng1, ZHANG Bo-wei1*(1. Institute for Advanced Materials and Technology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China;2. Southwest Institute of Technology and Engineering, Chongqing 400039, China)ABSTRACT: In this work, the 7B04 high-strength aluminum alloy and its screw joints for aircraft structure were selected as the test objects to study the corrosion behavior law in the marine atmospheric environment of the South China Sea under the收稿日期：2022-07-06；修订日期：2023-03-23Received：2022-07-06；Revised：2023-03-23基金项目：西南技术工程研究所合作基金项目（HDHDW5902020107）；国家自然科学基金（51901018）；中国科协青年托举人才项目（2019QNRC001）；中央高校基本科研业务费（06500119）；科技部科技基础资源调查专项资助项目（2019FY101400）Fund：Southwest Institute of Technology and Engineering Cooperation Fund (HDHDW5902020107); National Natural Science Foundation of China (51901018); Young Elite Scientists Sponsorship Program by China Association for Science and Technology (2019QNRC001); Fundamental Research Funds for the Central Universities (06500119); National Science and Technology Resources Investigation Program of China (2019FY101400)引文格式：汪凤琴, 苏艳, 钟勇, 等. 7B04铝合金及其螺接件的微观腐蚀机制及耐久性研究[J]. 表面技术, 2023, 52(10): 181-193.WANG Feng-qin, SU Yan, ZHONG Yong, et al. Microscopic Corrosion Mechanism and Durability of 7B04 Aluminum Alloy and Its Screw Joint [J]. Surface Technology, 2023, 52(10): 181-193.*通信作者（Corresponding author）·182·表面技术 2023年10月simulation through indoor accelerated corrosion test. Moreover, the intrinsic correlation between its microscopic corrosion mechanism and fatigue performance was analyzed in depth. The macroscopic and microscopic corrosion characteristics of 7B04 high-strength aluminum alloy and its screw joints in the simulated marine atmosphere environment of the South China Sea were studied by means of digital camera, 3D confocal microscope and scanning electron microscope, and the fatigue life of 7B04 high-strength aluminum alloy specimens and screw joints after different cycles of indoor accelerated corrosion was analyzed by fatigue test. The results indicated that the corrosion behavior of 7B04 high-strength aluminum alloy and its screw joints was significantly different after the indoor accelerated corrosion test, and the corrosion behavior of 7B04 high-strength aluminum alloy specimens could be concluded that uniform corrosion and pitting corrosion mainly occurred on the surface, while the corrosion behavior of screw joints was more complex. Therein, the corrosion of 7B04 aluminum alloy screw parts in the exposed area and away from the screw area was consistent with that of aluminum alloy specimens, but obvious crevice corrosion took place near the screw hole area. Owing to the long-term accumulation of corrosive solutions in the transition zone of the screw joint, the severe local thinning was caused on the spot. In addition, the regular of degradation of aluminum alloy specimens and screw joints was also different with the extension of corrosion cycle, and the corrosion made the performance on fatigue of 7B04 high-strength aluminum alloy and its screw joints degrade in varying degrees. The fatigue life of 7B04 aluminum alloy specimen was only reduced by 16.77% after 28 days of indoor accelerated corrosion test, demonstrating a relatively mild reduction trend of fatigue life. In contrast, the fatigue life of 7B04 aluminum alloy screw joints dropped to about 50% of the original life when the corrosion developed to the second cycle, and eventually, the screw joints exhibited an almost complete loss of the mechanical properties when the corrosion process underwent the fourth cycle. Therefore, it can be concluded that, after accelerated corrosion in the indoor environment, the corrosion of 7B04 high-strength aluminum alloy specimen only occurs as pitting corrosion, and subsequently, there is a uniform corrosion trend with the extension of the corrosion cycle, leading to the relatively flat decrease of fatigue life. Nevertheless, due to the effect of crevice corrosion on 7B04 high-strength aluminum alloy screw joint, the extremely serious corrosion comes up in the gap area, and gradually develops intoa vulnerable part of fatigue fracture, resulting in a plummet of fatigue life when the corrosion process reaches the second cycle.The late peeling corrosion of the aluminum alloy leads to a decrease in the effective force cross-sectional area, and finally breaks off in advance under a large stress concentration. Although serious corrosion occurs in the transition zone of 7B04 high-strength aluminum alloy screw joint, the local force area of the screw joint induced by crevice corrosion and pitting corrosion induced by the gap area is reduced, which is the primary factor causing the sharp attenuation of fatigue life.KEY WORDS: 7B04 aluminum alloy; screw joint; pitting corrosion; crevice corrosion; micromechanism; fatigue life高强度铝合金具有密度小、力学性能优异、耐腐蚀性良好等优点，广泛应用于海洋工程、航空航天等领域。
固溶处理对7B04铝合金组织及性能的影响分析吴华东何金萍刘虹兵
固溶处理对7B04铝合金组织及性能的影响分析吴华东何金萍刘虹兵发布时间：2021-07-28T11:07:12.997Z 来源：《基层建设》2021年第14期作者：吴华东何金萍刘虹兵[导读] 研究固溶处理对7B04铝合金组织及性能的影响，对于铝合金材料的研究有重要的作用沈阳飞机工业（集团）有限公司辽宁省沈阳市 110850摘要：研究固溶处理对7B04铝合金组织及性能的影响，对于铝合金材料的研究有重要的作用。
固溶处理是对合金加热的处理工艺，主要应用于合金的性能研究以及加工生产等，而研究其对铝合金的影响，也是为了完成对铝合金材料的进一步研究，确保其材料能够更加合理的使用。
本文笔者针对铝合金组织及性能进行分析研究，文章中简要阐述本次课题的研究背景，并且针对7B04铝合金固溶处理进行实验，研究固溶处理对7B04铝合金硬度、淬火敏感性和硬度的影响。
关键词：固溶处理；7B04铝合金；组织和性能铝合金材料是现代社会生产中应用的重要材料，广泛应用于社会的各个领域、如飞机制造、机械制造以及军事制造领域，其具有良好的金属性能。
而随着社会的发展，工业生产对于材料性能的要求逐渐提高，相关材料专家也正在积极研究铝合金材料的性能，对于合金材料的综合优化有重要的作用。
固溶处理手段是铝合金等合金材料加工生产中的重要处理工艺，研究固溶处理材料的应用，直接关系到材料的应用效果，确保其发展更加合理，也能够提升固溶处理效果，提升项目的综合把控质量。
所以，当前研究固溶处理后7B04 铝合金的性能，对于铝合金材料的使用优化有重要的作用。
1.7B04 铝合金固溶处理实验研究背景7B04 铝合金材料是铝合金材料的一种，其具有良好的金属韧性、同时在众多铝合金材料中，7B04 铝合金的抗疲劳特性以及耐腐蚀特性也比较好。
在现代铝合金材料进行加工和生产过程中，利用7B04 铝合金的固溶热化处理，能够直接提升可热化处理效果，并且在其进行综合生产过程中，还需要实现对其生产质量的控制，也能够最大程度上提升项目的综合应用效果。
铝合金的时效强化是如何进行和完成的
铝合金的时效强化是如何进行和完成的经淬火后的铝合金强度、硬度随时间延长而发生显著提高的现象称之为时效，也称铝合金的时效硬化。
这是铝合金强化的重要方法之一。
由定义可知，铝合金时效强化的前提，首先是进行淬火，获得饱和单相组织。
在快冷淬火获得的固溶体，不仅溶质原子是过饱和的，而且空位(晶体点缺陷)也是过饱和的，即处于双重过饱和状态。
以Al -4%Cu 合金为例，固溶处理后，过饱和α固溶体的化学成分就是合金的化学成分，即固溶体中钢含量为4%。
由Al-Cu 相图可知，在室温平衡态下，α固溶体的含铜量仅为0.5%，故3.5%Cu过饱和固溶于α相中。
当温度接近纯铝熔点时，空位浓度接近10-3数量级，而在常温下，空位浓度为10-11数量级，二者相差10-8级。
经研究可知；铝合金固溶处理温度越高，处理后过饱和程度也越大，经时效后产生的时效强化效果也越大。
因此固溶处理温度选择原则是：在保证合金不过烧的前提下，固溶处理温度尽可能提高。
固溶处理后的铝铜合金，在室温或某一温度下放置时，发生时效过程。
此过程实质上是第二相Al2Cu 从过饱和固溶体中沉淀的过程。
这种过程是通过成型和长大进行的，是一种扩散型的固态相变。
它依下列顺序进行：a过→G.P区→θ’’相→θ’相→θ相G.P区就是指富溶质原子区，对Al-Cu合金而言，就是富铜区。
铝钢合金的G.P区是铜原子在(100)晶面上偏聚或从聚而成的，呈圆片状。
它没有完整的晶体结构，与母相共格。
200℃不再生成G.P 区。
室温时效的G.P区很小，直径约50A，密度为1014-1015/mm3，G.P区之间的距离为20-40 ?。
130℃时效15h后，G.P 区直径长大到90 ?，厚为4-6 ?。
温度再高，G.P区数目开始减少。
它可以在晶面处引起弹性应变。
θ’’相是随时效温度升高或时效时间延长，G.P区直径急剧长大，且铜、铝原子逐渐形成规则排列，即正方有序结构。
在θ’’过渡相附近造成的弹性共格应力场或点阵畸变区都大于G.P区产生的应力场，所以θ’’相产生的时效强化效果大于G.P区的强化作用。
7B04铝合金超塑性变形的组织演变与变形机理
7B04铝合金超塑性变形的组织演变与变形机理廖荣跃;叶凌英;陈明安;杨栋;孙泉【摘要】采用高温拉伸、电子背散射衍射、扫描电镜和透射电镜研究 7B04 铝合金超塑性变形的组织演变过程,利用聚焦离子束技术定量计算各变形机制的贡献量.研究结果表明:在变形初始阶段,扩散蠕变引起物质迁移的作用逐渐增强,不存在明显的晶内位错滑移,促使物质在垂直拉伸方向的晶界附近堆积,形成无沉淀析出带,条纹带在试样表层的晶界附近形成;在试样真应变由0.23增至0.43的过程中,晶界滑移对整个变形的贡献量由45.81%增大至52.34%,主要变形机制为伴随扩散蠕变的晶界滑移机制;当继续变形至真应变为1.26时,楔形和圆形空洞同时出现,继续拉伸时空洞扩展,部分跨过空洞的晶须被拉长直至断裂,最终垂直于拉伸方向的空洞发生聚合或连接,试样沿该部位断裂.【期刊名称】《中南大学学报（自然科学版）》【年(卷),期】2018(049)012【总页数】8页(P2931-2938)【关键词】7B04铝合金;超塑性;聚焦离子束;晶界滑移;扩散蠕变【作者】廖荣跃;叶凌英;陈明安;杨栋;孙泉【作者单位】中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙,410083;中南大学有色金属材料科学与工程教育部重点实验室,湖南长沙,410083;中南大学有色金属先进结构材料与协同创新中心,湖南长沙,410083;中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙,410083;中南大学有色金属材料科学与工程教育部重点实验室,湖南长沙,410083;中南大学有色金属先进结构材料与协同创新中心,湖南长沙,410083;中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙,410083;中南大学有色金属材料科学与工程教育部重点实验室,湖南长沙,410083;中南大学有色金属先进结构材料与协同创新中心,湖南长沙,410083;中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙,410083;中南大学有色金属材料科学与工程教育部重点实验室,湖南长沙,410083;中南大学有色金属先进结构材料与协同创新中心,湖南长沙,410083;中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙,410083;中南大学有色金属材料科学与工程教育部重点实验室,湖南长沙,410083;中南大学有色金属先进结构材料与协同创新中心,湖南长沙,410083【正文语种】中文【中图分类】TG146.27B04铝合金[1]是在7A04铝合金的基础上经过改进得来的，相对于7A04铝合金具有更好的断裂韧性，可以通过热处理强化，强度较高，是一种理想的高强结构材料，主要应用于航空航天领域。
铝合金的时效强化是如何进行和完成的
鋁合金的時效強化是如何進行和完成的?經淬火後的鋁合金強度、硬度隨時間延長而發生顯著提高的現象稱之為時效，也稱鋁合金的時效硬化。
這是鋁合金強化的重要方法之一。
由定義可知，鋁合金時效強化的前提，首先是進行淬火，獲得飽和單相組織。
在快冷淬火獲得的固溶體，不僅溶質原子是過飽和的，而且空位(晶體點缺陷)也是過飽和的，即處於雙重過飽和狀態。
以Al -4%Cu合金為例，固溶處理後，過飽和α固溶體的化學成分就是合金的化學成分，即固溶體中鋼含量為4%。
由Al-Cu 相圖可知，在室溫平衡態下，α固溶體的含銅量僅為0.5%，故3.5%Cu過飽和固溶於α相中。
當溫度接近純鋁熔點時，空位濃度接近10-3數量級，而在常溫下，空位濃度為10-11數量級，二者相差10-8級。
經研究可知；鋁合金固溶處理溫度越高，處理後過飽和程度也越大，經時效後產生的時效強化效果也越大。
因此固溶處理溫度選擇原則是：在保証合金不過燒的前提下，固溶處理溫度盡可能提高。
固溶處理後的鋁銅合金，在室溫或某一溫度下放置時，發生時效過程。
此過程實質上是第二相Al2Cu從過飽和固溶體中沉淀的過程。
這種過程是通過成型和長大進行的，是一種擴散型的固態相變。
它依下列順序進行：a過→G.P區→θ’’相→θ’相→θ相G.P區就是指富溶質原子區，對Al-Cu合金而言，就是富銅區。
鋁鋼合金的G.P區是銅原子在(100)晶面上偏聚或從聚而成的，呈圓片狀。
它沒有完整的晶體結構，與母相共格。
200℃不再生成G.P 區。
室溫時效的G.P區很小，直徑約50A，密度為1014-1015/mm3，G.P區之間的距離為20-40 ?。
130℃時效15h後，G.P 區直徑長大到90 ?，厚為4-6 ?。
溫度再高，G.P區數目開始減少。
它可以在晶面處引起彈性應變。
θ’’相是隨時效溫度升高或時效時間延長，G.P區直徑急劇長大，且銅、鋁原子逐漸形成規則排列，即正方有序結構。
在θ’’過渡相附近造成的彈性共格應力場或點陣畸變區都大於G.P區產生的應力場，所以θ’’相產生的時效強化效果大於G.P 區的強化作用。
7系铝时效析出相
7系铝时效析出相
6XXX系铝合金时效析出如下几种相：
1、合金γ相：在6XXX系铝中，晶格结构变为正六方面体结构，即γ（AlMn）相，为具有高强度的铝合金相之一。
2、合金α相：在6XXX系铝中，晶格结构呈现长方体形，即弱强聚α（AlCu）相，为经典的双熔相。
3、合金β相：在6XXX系铝中，因铝中含有丰富的Mn、Si、Mg 等，所以晶格结构呈现正八方体结构，即高强度的β（Al-Mg-Si）相。
4、软相：6XXX系铝中也含有氮、铬等重元素，形成氮碳化物，具有良好的滑腻性，即软相。
以上就是6XXX系铝合金时效析出的相类型，各个相的数量和比例可以经过金相组成分析得到。
7B04铝合金锻件中的探伤缺陷
元素 重量
原子
百分比/% 百分比/%
O Mg Al 总量
41.84 25.48 32.68 100.00
53.65 21.50 24.85
表 2 正常部位能谱结果
元素
重量 百分比/%
原子 百分比/%
Mg
2.67
3.20
Al
81.49
88.00
Si
1.55
1.61
Mn
2.18
1.16
铝合金探伤缺陷研究一直是提高铝合金内部质 量应用研究的热点。王飞[1]等采用超声相控阵、工 业 CT、 渗 透 及 金 相 分 析 等 多 种 检 测 方 法 对 航 天 7A04 铝合金锻件缺陷进行了定性分析，结果表明 造成锻件不合格的原因为原材料夹杂缺陷。孙荣 滨[2]研究了铝合金结构件中化合物偏析缺陷的形成 机制、形貌特征与危害，用高频点聚焦、水浸探头 超声波探伤方法，检测了特殊结构件中化合物偏析 缺陷，并对检测结果的准确性进行了剖伤验证、定 性分析。关风雷[3、4]等人介绍了铝合金材料氧化膜
本课题在借鉴前期研究的基础上重点研究了 7B04 铝合金锻件探伤缺陷的类型和特征，并通过 锻明锻件产生缺陷 的原因，为优化制定 7B04 合金锻件生产加工工艺 提供依据和参考。
1 试验方法
生产现场选取不满足 A 级水浸探伤要求的 7B04 铝合金锻件成品进行重新探伤定位、标记、
图 1 为 7B04 合金锻件的典型氧化膜缺陷的宏观 形貌，图 2 为 7B04 合金锻件的典型氧化膜缺陷部位 SEM 电镜形貌图。观察锻件缺陷断口形貌，发现缺 陷断口面部位与正常部位间有明显分界，其特征为 断口面局部存在一处线条状平台，尺寸约为 7 mm× 0.5 mm。
时效制度对7B04高强铝合金力学及腐蚀性能的影响_李志辉
图 2 不同时 效状态下 7B04 铝合金在 3.5%NaCl 溶液中的 慢应变 速率拉伸曲线
Fig .2 SSRT curves of 7B04 aluminum alloy under various ageing tempers (in the 3.5 % NaCl solution)
7 96 稀 有 金 属 32 卷
电导率作为衡量 7XXX 系合金的抗应力腐蚀 性能的一种 标准 , 在工 业上得到 广泛应用[ 13 ～ 16] ,
通常电导率越高 , 材料的抗应力腐蚀性能越好 。因 此 , 从表 2 中电导 率测试 结果 可以初 步推断 出 , RRA , T7451 及 T7351 这 3 种状态下合金的抗应力 腐蚀性能较好 , 而 T651 的抗应力腐蚀性能最 差 。 2 .2 节将对这一推论进行实验验证 。 2 .2 抗应力腐蚀性能 慢应变速率拉伸(SSRT) 试验主要用于研究材料应力腐蚀敏感性 。与其他 评价手段(如恒载荷 , C 型环 , 双 悬臂 DCB 等实 验)相比 , SSRT 技术的最大优点是测试周期短 , 可 快速评价材料的应力腐蚀敏感性 。图 1 为不同热 处理状态的铝合金在干燥空气环境下的慢应变速 率拉伸 曲线 。从 图 中可 以 看 出 , T651 峰时 效 和 RRA 态合金具有较高的强度 , 同时具有较好的塑 性 ;双级 T7 过时效使合金的强度下降 , 同时塑性 也有所下降 。
Electri cal conductivity
(MS·m -ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ)
18.3 21.0 21.4 22.8
Fracture toughness
(MPa·m1 2) 27 .8 28 .4 34 .3 37 .9
图 1 不同时效状态下 7B04 铝合金在干燥空气中的慢应变 速率拉伸曲线
7B04铝合金超塑性变形行为
第 4期 第 2 7—33 页
Journal of Materials Engineering
材
料
工
程
Vol.45 No.4 Apr . 2017 pp .27 —33
7 0 4 铝合金超塑性变形行为 Superplastic D eform ation Behavior of 7B04 A1 Alloy
张 宁 1， 2’ 3， 王耀奇 u ’ 3， 侯红亮u ’ 3， 张艳苓 u ’ 3， 董晓萌4 ， 李志 强 1 ( 1 北京航空制造工程研究所， 北 京 1 00024;
2 塑性成形技术航空科技重点实验室， 北 京 1 00024; 3 数字化塑性成形技术及装备北京市重点实验室， 北 京 1 00024;
BLeabharlann 料 的 超 塑 性 变 形 行 为 和 变 形 机 制 。结 果 表 明 ， 7 0 4 铝合金的流动应力随着变形温度的升高和应变速率的降低而逐渐减 小， 伸长率随之增加； 在 变 形 温 度 为 530° 最 佳 ;应 变 速 率 敏 感 性 指 数
C， 应 变 速 率 为 0. 0003 s 1时 ， 7 B0 4 铝 合 金 的 伸 长 率 达 到 最 大 1 1 0 5 % ， 超塑性能 m 值 均 大 于 0. 3,且 随 变 形 温 度 的 升 高 而 增 加 ； 在 500〜 530°C 的 变 形 温 度 范 围 内 ， m 值大于
B
C， 应 变 速 率 为 0. 0003〜0. 01 s
1的 高 温 超 塑 性 拉 伸 实 验 ， 研究了材
0.5， 表 明 7： 6 04 铝 合 金 超 塑 性 变 形 以 晶 界 滑 动 为 主 要 变 形 机 制 ； 变 形 激 活 能 (3 为 1 90砑 /1 ^1 ， 表 明 7： 6 04铝 合 金 的 超 塑 性 变 形主要受晶内扩散控制； 7 0 4 铝合金超塑性变形中在晶界附近有液相产生， 且适量的液相有利于提高材料的超塑性能。 关 键 词 ：7 0 4 铝 合 金 ; 超 塑 性 ； 变形行为； 变形机制
时效总结——精选推荐
时效总结时效⼀、时效在⼀定的温度下，保持⼀定的时间，过饱和固溶体发⽣分解(称为脱溶)，引起铝合⾦强度和硬度⼤幅度提⾼，这种热处理过程称之为时效。
⼆、时效强化机理7×××系合⾦时效过程中的沉淀析出顺序为: SSSS(过饱和固溶体)→GP区→η′(MgZn2)→η(MgZn2)。
若Zn：Mg⽐较低，⼀些铝合⾦会出现T相（Al2Mg3Zn3），T相析出序列可表⽰为：SSSS→GP区→T′(半共格) →T，由于时效温度⼀般低于200℃通常很少在合⾦中发现T相。
6xxx系（Al-Mg-Si系）铝合⾦SSSS→GP区→β’相→β相(Mg2Si相)。
⾦属强化取决于位错与脱溶相质点间的相互作⽤。
时效过程中分解产⽣的析出相能阻碍位错运动，从⽽提⾼合⾦强度。
析出相对位错的阻碍作⽤主要有切过机制和奥罗万绕过机制。
在沉淀析出的早期阶段，形成⼩尺⼨的GP区和亚稳相η’相，位错滑移需-切割析出相，使基体得到明显强化。
随着时效时间的延长，析出相的尺⼨增⼤，合⾦强度增加。
在沉淀析出的后期，主要发⽣亚稳相η’向平衡相η的转变以及η相的粗化，此时位错线采取绕过⽅式移动，因为绕过析出相所需的临界切应⼒⽐切过所需的低。
随着时效时间的延长，析出相明显长⼤，强化效果降低，强度下降。
合⾦的强度主要由晶内析出相GP区和η’相的体积分数、形貌尺⼨和分布所决定。
沉淀相的体积分数越⼤，分布越均匀致密，合⾦的强度越⾼。
通常切割机制⽐绕过机制的强化效果好。
切割机制的强化效果随质点体积分数和尺⼨的增⼤⽽增⼤，⽽绕过机制的强化效果则应随质点体积分数的减⼩和尺⼨的增⼤⽽减⼩。
合⾦在时效过程中的强度变化的特征：开始阶段的脱溶相（GP区或某种过渡相）与基体共格、尺⼨很⼩，因⽽位错可以切过。
此时的屈服切应⼒增量取决于切割脱溶相所需的应⼒。
继续脱溶时，脱溶相体积分数（?）及尺⼨（r）均增加，切割它们所需应⼒加⼤，使强化值增加，经⼀段时间后，?会达到⼀定值，脱溶相将按奥斯特华德熟化过程规律增⼤尺⼨，使合⾦进⼀步强化。
2024铝合金在强变形过程中时效析出相的演变
３．１ 从Ｇｉｂｂｓ－Ｔｈｏｍｐｓｏｎ方程可知［８］，在一个半 径为 ｒ、厚度为ｔ的析出相周边界面上的基体，其成 分为Ｃａ（ｒ）＝ Ｃａ（∞）（１＋２σＶｍ／ＲＴｒ），在其它条件不 变的情况下，Ｃａ（ｒ）值随析出相ｒ值的变小而提高。取 ｒ－为析出相颗粒的平均半径，与ｒ－成平衡的基体成 分为Ｃａ（ｒ－） ；假设ｄｒ／ｄｔ为常数，根据资料［８］提供的
Ｆｉｇ．４ ＸＲＤ ｄｉａｇｒａｍ ｏｆ ａｓ－ａｇｅｄ ｓｐｅｃｉｍｅｎｓ（ａ ａｃｃｕｍｕｌａｔｅｄ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｅｘｔｅｎｔ ｏｆ ３４０％；ｂ ｕｎｄｅｆｏｒｍｅｄ）
２θ ２０ ２５ ３０ ３５ ４０ ４５ ５０ ５５ ６０ ６５ ７０ ７５ ８０ ８５ ９０ ９５ １００
图 ５ 过时效态试样 ｘ 射线衍射图（ａ 累计变形 ３７０％；ｂ 未变形）
Ｆｉｇ．５ ＸＲＤ ｄｉａｇｒａｍ ｏｆ ａｓ－ｏｖｅｒａｇｅｄ ｓｐｅｃｉｍｅｎｓ（ａ ａｃｃｕ－ ｍｕｌａｔｅｄ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｅｘｔｅｎｔ ｏｆ ３４０％；ｂ ｕｎｄｅｆｏｒｍｅｄ）
于加工硬化及晶粒细化引起的强化效果，合金硬度 将随变形量的增大呈线性上升。图 ２ 是试样固溶后 以不同工艺时效处理、再经不同压缩量变形后的硬 度曲线。从曲线可观察到，随变形量增大，两曲线 都出现一个硬度峰值，随后，虽然变形量增大，硬 度却呈下降趋势。这种现象用经典的金属材料强化 理论无法解释。作者认为，这是加工硬化、晶粒细 化强化、强变形导致析出粒子回归基体中使时效强 化效果减弱的综合结果。当变形量较小时，由于变 形导致的第二相回归量少，时效强化效果减弱的作 用低于加工硬化及晶粒细化强化的作用，综合结果 表现为随变形量增大硬度值上升。当变形量较大时， 由于加工硬化的效果随变形量的增大趋于平缓，而 强变形导致析出粒子大量回溶于基体中，因此时效 强化效果减弱的作用大于加工硬化及晶粒细化强化 的作用，综合结果表现为随变形量增大硬度值下降， 因此，硬度曲线出现峰值。透射电镜照片图３（ａ）与图 ３（ｂ）比对结果也证明，在常温下随变形量增大，已析 出的第二相粒子有明显回溶于基体中的现象。比对 图 ４、图 ５ 中的 Ｘ 射线衍射花样同样可发现，析出相 粒子在大塑性变形后几乎全部回溶于基体中。
7B04高强铝合金与防护涂层在海洋大气环境中的腐蚀行为
重庆大学硕士学位论文
学生姓名：苏 艳 指导教师：李凌杰 教 授 专 业：物理化学
学科门类：理 学
重庆大学化学化工学院
二 O 一一年五月
Corrosion Behavior Research of 7B04 High-strength Aluminum Alloy and its Protective Coating in Marine Atmospheric Environment
10212防护涂层1022试验前处理11221清洗11222标记11223初始性能测试1123试验方法11231自然环境暴露试验11232电化学试验1224其他表征13241力学性能13242微观形貌分析13243腐蚀成份分析14244涂层化学结构分析7b04海洋大气环境腐蚀行为及腐蚀机理研究15317b04海洋大气环境腐蚀特征15311宏观腐蚀形貌15重庆大学硕士学位论文vi312微观腐蚀形貌1732静态力学性能变化及断口形貌分析1833腐蚀动力学统计规律20347b04腐蚀机制分析213417b04显微组织分析213427b04铝合金表面元素分布特点233437b04腐蚀产物成分分析243447b04海洋大气环境腐蚀机制2635本章小结7b04防护涂层海洋大气环境老化行为与保护性能评价3241涂层海洋大气环境老化特征32411光泽变化趋势32412色差变化趋势33413粉化与厚度损失34414附着力变化35415老化特征与外观综合评级3542不同暴露周期的涂层体系eis特征354217b04硫酸阳极化2层tb069364227b04硫酸阳极化tb069ts96714243涂层老化机理分析46431红外光谱分析46432微观形貌sem分析47433含氟聚氨酯涂层老化机理4944本章小结5251结论5252展望54参考文献58作者在攻读硕士期间撰写和发表论文目录58重庆大学硕士学位论文11课题的研究背景本论文研究工作是结合国防基础科研项目军用轻质材料及其部件自然环境腐蚀与控制技术研究的部分内容提出的
7B04铝合金的时效沉淀析出及强化行为
万方数据 万方数据 万方数据第１７卷第２期李志辉，等：７８０４铝合金的时效沉淀析出及强化行为２５１区存在，即ＧＰＩ’区和ＧＰＩＩ区；此外，从图７中还可以发现有与基体半共格的圆盘状ｒ／＇相存在，尺寸约为３～５ａｍ。
由此可见，合金在强度峰值时效条件下，其时效沉淀析出相主要为ＧＰＩ区、ＧＰＩＩ区和玎７相，起主要强化作用。
图５（ｄ）所示为合金１２０℃时效４８ｈ后析出相的明场像。
从图中可以看出，随着时效时间的进一步延长，基体沉淀相有所粗化，但长大趋势并不明显。
３分析与讨论７ｘｘｘ系合金时效过程中的沉淀析出顺序为［９－１４１：仅（过饱和固溶体）一ＧＰ区－÷叩聊ｇＺｎ２）一÷瑁（Ｍｇｚｎ２）。
其中ＧＰ区与基体共格，玎’相与基体半共格，通常认为这两种相在合金中起主要的强化作用。
珂平衡相与基体图５合金在１２０℃时效不同时间的ＴＥＭ像Ｆｉｇ．５ＴＥＭｉｍａｇｅｓｏｆａｌｌｏｙａｇｅｄａｔ１２０℃ｆｏｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔｔｉｍｅ：（ａ）６ｈ；（ｂ）１２ｈ；（Ｃ）２２ｈ；（ｄ）４８ｈ图６合金１２０℃、２２ｈ时效后的选区电子衍射花样分析图Ｆｉｇ．６ＳＡＥＤｐａｔｔｅｒｎａｆｔｅｒａｇｅｄａｔ１２０℃ｆｏｒ２２ｈ：（ａ）ＳＡＥＤｐａｔｔｅｍｉｎ［１ｌ１］Ａｔｐｒｏｊｅｃｔｉｏｎ；（ｂ）Ｓｃｈｅｍａｔｉｃｐａｔｔｅｒｎｏｆｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｐｏｔｓｉｎ［１１１］Ａ１［１３】万方数据２５２中国有色金属学报２００７年２月图７合金经１２０℃、２２ｈ时效后［１１０】Ａｌ入射方向的高分辨像ｎｇ．７ＨＲＥＭｉｍａｇｅｉｎ【１１０］Ａｊｐｒｏｊｅｃｔｉｏｎｏｆａｌｌｏｙａｇｅｄａｔ１２０℃ｆｏｒ２２ｈ完全不共格，其强化作用较小。
前文已述及ＧＰ区可分为两类，即ＧＰＩ区和ＧＰＩＩ区。
文献［１５］认为ＧＰＩ和ＧＰＩＩ区都可以转变为珂相，其析出顺序如图８所示。
口图８Ａ１－Ｚｎ．Ｍｇ．（ｃｕ）合金析出沉淀的次序㈣Ｆｉｇ．８ＰｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｓｅｑｕｅｎｃｅｉｎＡＩ·Ｚｎ—Ｍｇ－（Ｃｕ、ａｌｌｏｙｓ合金的时效强化取决于位错与脱溶相质点间的相互作用。
7xxx系AlZnMgCu铝合金早中期时效强化析出相的研究
文献标识码 ： A
广泛应用于航空航天 、 交通运输及其它军工 、 民 用行业的 7xxx 系 AlZnMgCu 铝合金是一种典型的可 时效强化铝合金 相析出顺序是
［ 1 ～ 4］
0. 4% 的六氯乙烷精 炼， 静 置 约 10 min ， 浇入直径为 120 mm 的铁模 中 成 锭 。 将 铸 锭 车 成 直 径 为 85 mm 的圆柱， 然后 460 ℃ 均匀 化 处 理 24 h 。 再 在 1250 T 型热挤压机上进行挤 压， 挤 压 前 的 预 热 温 度 400 ℃ ～ 430 ℃ ， 挤 压 筒 直 径 85 mm ， 模 具 嘴 直 径 12. 5 mm ， 挤压比约 49 ， 控制 适 当 的 挤 压 速 率 和 挤 压 筒 温 再进行单级时 度以获得均匀的 性 能 。 挤 压 后 空 冷， 效热处理：465 ℃ 固溶 1 h ， 水淬， 转移时间不超过 5 s， 随后在 120 ℃ 甲基硅油浴炉中进行不同时间的时 效热处理 。 1000T 型显微硬度仪测量硬度， 利用 HXD加载 力 9. 80 N ， 载荷时间 15 s 。 透射电镜 （ TEM ） 试 样 经 机械减薄至约 100 μ m ， 冲成直径为 3 mm 的小圆片， 用 10% 高氯 酸 乙 醇 电 解 液 双 喷 减 薄 。 电 解 液 的 温 电流 10 mA ， 电压 20 V 。 度控制在 － 20 ℃ ～ － 30 ℃ ， 3010 型 HRTEM 上 观 察 合 金 的 显 微 组 织 结 在 JEM构， 电镜加速电压为 200 kV 。
2
2. 1
结果与讨论
硬度 图 1 为合金 465 ℃ /1 h 固溶处理后在 120 ℃ 条
时效制度对7b04铝合金组织与性能的影响
中南大学硕士学位论文第三章试验结果图３—１至图３—１２为三点弯试样宏观断口照片，从下往上分三个区：最下面黑色区为机械加工缺口；中间白亮区为疲劳裂纹区；最上面区域为断口撕裂区。
图３一ｌ、３—２、３—３分别为第二级时效工艺１７０℃×７ｈ、１７０℃×１０ｈ和１７０℃×１３ｈ状态三点弯试样断口照片，可以看出撕裂区从方向性很强变为几乎无明显方向性。
图３—４、３—５、３—６依次为第二级时效１８５℃×７ｈ、１８５℃×１０ｈ和１８５℃×１３ｈ工艺三点弯试样断口照片，可见三者的撕裂区较第二级时效温度为１７０℃时方向性变弱，但随着时效时间的延长，撕裂区凹坑变得愈深。
所以在相同的第二级时效温度下，随着第二级时效时间的延长，裂纹在扩展过程中遇到的阻力增大，表现为撕裂区由方向性很强变为几乎无明显方向性，从而合金韧性增强；同样当第二级时效时间相同时，随第二级时效温度的升高，撕裂区由有明显方向性变为无明显方向性，且凹坑加深，即裂纹在扩展过程中受到的阻力加强，从而合金的塑性韧性也增大。
图３一ｌｌ７０℃ｘ７ｈ工艺宏观断口图３—２１７０℃×１０ｈ工艺宏观断口图３—３”Ｏ℃ｘ１３ｈ工艺宏观断口图３—４１８５℃ｘ７ｈ工艺宏观断口图３—５１８５℃ｘｌＯｈ工艺宏观断口图３—６１８５℃ｘｌ３ｈ工艺宏观断口２．Ｔ７６与Ｔ７３工艺图３—７和图３—８分剐为Ｔ７６与Ｔ７３工艺三点弯试样宏观断口照片，可见其撕裂区的方向性也较弱，与自定双级时效工艺中第二级时效制度为１８５℃×１０ｈ状态想当。
图３—７Ｔ７６工艺宏观断口图３—８Ｔ７３工艺宏观断口３，Ｔ６与ＲＲＡ工艺宏观断口图３—９为Ｔ６工艺断口照片，显然撕裂区凹坑较浅，并具有很强的方向性。
图３—１０、３一１１、３一１２分别为ＲＲＡ工艺２００℃回归５ｍｉｎ、１０ｍｉｎ及２０ｍｉｎ状态断口照片，其撕裂区与Ｔ６状态的相似，凹坑较浅，但回归状态三种工艺的方向性均较弱。
电流场对7B04铝合金时效析出行为的影响
电流场对7B04铝合金时效析出行为的影响王旭;陈晓伟;于巍;何立子【摘要】采用示差扫描量热分析(DSC)研究了固溶、时效阶段施加电流场对7B04铝合金时效析出行为的影响.试验结果表明:固溶阶段施加500 A直流电抑制了η'相和η'+η相的析出,促进了GP I区的析出;时效阶段施加600 A直流电促进了η相的析出和长大,η相的最大析出速率较常规时效的提高了67.6％,形成激活能由常规时效的233.8 kJ/mol降低至162.9 kJ/mol.【期刊名称】《轻合金加工技术》【年(卷),期】2018(046)003【总页数】6页(P62-67)【关键词】7B04铝合金;直流电;相变;激活能【作者】王旭;陈晓伟;于巍;何立子【作者单位】东北大学材料电磁过程研究教育部重点实验室,辽宁沈阳110819;东北大学材料电磁过程研究教育部重点实验室,辽宁沈阳110819;东北大学材料电磁过程研究教育部重点实验室,辽宁沈阳110819;东北大学材料电磁过程研究教育部重点实验室,辽宁沈阳110819【正文语种】中文【中图分类】TG146.21近年来，国内外学者在研究电场对材料合成、热处理和改性等方面取得了重要的进展。
迄今为止，电场(静电场、电流场、脉冲电流)、电磁场和磁场等对铝合金中的超塑性[1]、金属凝固[2]、再结晶[3]、均匀化[4-6]、固溶[7-8]、时效[9-11]等方面的影响进行了大量的研究，并且取得了丰硕成果。
刘伟等[3]在2091铝-锂合金均匀化过程中施加电场，发现第二相粒子的体积分数减少、尺寸变小，合金的塑性明显改善。
他们认为强静电场使金属材料表面产生一层带电表面层，同时又使表层电荷与缺陷(特别是空位)处的电荷发生相互作用，使表层电荷向空位移动，因此产生了一种额外的空位流。
同时，随着第二相粒子向晶内的溶解，溶质-空位复合物也向晶界迁移。
刘北兴等[11]发现在1420铝-锂合金的预变形时效过程中施加强静电场可提高强度，细化弥散分布的δ′相，认为是由于静电场产生的额外空位流使Li原子向晶界定向移动，从而抑制了δ′相的长大。
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万方数据 万方数据 万方数据第１７卷第２期李志辉，等：７８０４铝合金的时效沉淀析出及强化行为２５１区存在，即ＧＰＩ’区和ＧＰＩＩ区；此外，从图７中还可以发现有与基体半共格的圆盘状ｒ／＇相存在，尺寸约为３～５ａｍ。
由此可见，合金在强度峰值时效条件下，其时效沉淀析出相主要为ＧＰＩ区、ＧＰＩＩ区和玎７相，起主要强化作用。
图５（ｄ）所示为合金１２０℃时效４８ｈ后析出相的明场像。
从图中可以看出，随着时效时间的进一步延长，基体沉淀相有所粗化，但长大趋势并不明显。
３分析与讨论７ｘｘｘ系合金时效过程中的沉淀析出顺序为［９－１４１：仅（过饱和固溶体）一ＧＰ区－÷叩聊ｇＺｎ２）一÷瑁（Ｍｇｚｎ２）。
其中ＧＰ区与基体共格，玎’相与基体半共格，通常认为这两种相在合金中起主要的强化作用。
珂平衡相与基体图５合金在１２０℃时效不同时间的ＴＥＭ像Ｆｉｇ．５ＴＥＭｉｍａｇｅｓｏｆａｌｌｏｙａｇｅｄａｔ１２０℃ｆｏｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔｔｉｍｅ：（ａ）６ｈ；（ｂ）１２ｈ；（Ｃ）２２ｈ；（ｄ）４８ｈ图６合金１２０℃、２２ｈ时效后的选区电子衍射花样分析图Ｆｉｇ．６ＳＡＥＤｐａｔｔｅｒｎａｆｔｅｒａｇｅｄａｔ１２０℃ｆｏｒ２２ｈ：（ａ）ＳＡＥＤｐａｔｔｅｍｉｎ［１ｌ１］Ａｔｐｒｏｊｅｃｔｉｏｎ；（ｂ）Ｓｃｈｅｍａｔｉｃｐａｔｔｅｒｎｏｆｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｐｏｔｓｉｎ［１１１］Ａ１［１３】万方数据２５２中国有色金属学报２００７年２月图７合金经１２０℃、２２ｈ时效后［１１０】Ａｌ入射方向的高分辨像ｎｇ．７ＨＲＥＭｉｍａｇｅｉｎ【１１０］Ａｊｐｒｏｊｅｃｔｉｏｎｏｆａｌｌｏｙａｇｅｄａｔ１２０℃ｆｏｒ２２ｈ完全不共格，其强化作用较小。
前文已述及ＧＰ区可分为两类，即ＧＰＩ区和ＧＰＩＩ区。
文献［１５］认为ＧＰＩ和ＧＰＩＩ区都可以转变为珂相，其析出顺序如图８所示。
口图８Ａ１－Ｚｎ．Ｍｇ．（ｃｕ）合金析出沉淀的次序㈣Ｆｉｇ．８ＰｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｓｅｑｕｅｎｃｅｉｎＡＩ·Ｚｎ—Ｍｇ－（Ｃｕ、ａｌｌｏｙｓ合金的时效强化取决于位错与脱溶相质点间的相互作用。
当运动位错遇到脱溶质点时，可能在质点周围生成位错环或以切过质点方式通过脱溶质点的阻碍；切割机制的强化效果随质点体积分数和尺寸的增大而增大，而绕过机制的强化效果则应随质点体积分数的减小和尺寸的增大而减小【ｌ６１。
本实验中，欠时效条件下，合金中的沉淀相主要为ＧＰ区，变形时位错切割ＧＰ区，而过时效条件下合金中的沉淀相主要为玎’相和ｒ／相，变形时位错绕过强化质点，峰时效条件下沉淀相主要为ＧＰ区和部分珂相，位错由切割机制逐步向绕过机制转变，合金的强度最高。
因此，合金的强度会在时效初期随时效时间的延长而上升，达到强度峰值点后开始逐渐下降。
然而，从图４可以看出，与峰值强度相比，合金的强度在过时效阶段下降很少且在很长的一段时间内保持基本不变；这是由于合金中的析出强化相具有较高的稳定性，强化相的数量、大小及分布没有发生明显的变化，因而合金的强度得以在很长的时间内保持相对稳定。
４结论１）淬火后的７８０４合金在室温自然时效一段时间后会有大量的ＧＰＩ区沉淀析出，这是自然时效强化的主要原因。
２）７８０４合金预拉伸厚板在１２０℃人工时效８ｈ后，其横向的极限抗拉强度可达５７０Ｍ＿Ｐａ；时效２２ｈ后即可达到强度峰值点，此时极限抗拉强度为５９５ＭＰａ；越过峰值时效点之后，随着时效时间的延长，材料的强度一直保持在峰值强度水平，无明显的过时效特性。
３）该材料的峰时效是由基体内析出ＧＰ区（包括ＧＰＩ和ＧＰＩＩ区）和野相联合强化引起的。
ＲＥＦＥＲＥＮＣＥＳ【１】ＨｅｉｎｚＡ，ＨａｓｚｌｅｒＡ，ＫｅｉｄｅｌＣ，ＭｏｌｄｅｎｈａｕｅｒＳ，ＢｅｎｅｄｉｃｔｕｓＲ，ＭｉｎｅｒＷＳ．Ｒｅｃｅｎｔｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｉｎａｌｕｍｉｎｉｕｍａｌｌｏｙｓｆｏｒａｅｒｏｓｐａｃｅａｐｐｆｉｃａｔｉｏｎｓ【Ｊ】．ＭａｔｅｒＳｃｉＥｎｇＡ，２０００，Ａ２８０：１０２－１０７．１２］ＤｅｓｃｈａｍｐｓＡ．ＢｒｅｅｈｅｔＹ．ＩｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｑｕｅｎｃｈａｎｄｈｅａｔｉｎｇｒａｔｅｓＯＨｔｈｅａｇｅｉｎｇｒｅｓｐｏｎｓｅｏｆａｎＡ１－Ｚｎ－Ｍｇ－（Ｚｒ）ａｌｌｏｙ川．ＭａｔｅｒＳｃｉＥｎｇＡ，１９９８，Ａ２５１：２００－２０７．【３】ＰｒｉｍｅＭＢ，ＨｉｌｌＭＲ．Ｒｅｓｉｄｕａｌｓｔｒｅｓｓｒｅｌｉｅｆａｎｄｉｎｈｏｍｏｇｅｎｅｉｔｙｉｎａｌｕｍｉｎｉｕｍｐｌａｔｅ［Ｊ］．ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，２００２，４６（１）：７７—８２．【４】ＤｕｍｏｎｔＤ，ＤｅｓｃｈａｍｐｓＡ，‘ＢｒｅｃｈｅｔＹ．Ｏｎｔｈｅｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｂｅｔｗｅｅｎｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，ｓｔｒｅｎｇｔｈａｎｄｔｏｕｇｈｎｅｓｓｉｎＡＡ７０５０ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＭａｔｅｒＳｅｉＥｎｇＡ，２００３，Ａ３５６：３２６－３３６．［５］ＭｕｋｈｏｐａｄｈｙａｙＡＫ，ＲｅｄｄｙＧＭ，ＰｒａｓａｄＫＳ，ＶａｒｍａＶＫ，ＭｏｎｄａｌＣ．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｐｒｏｐｅｒｔｙｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｓｉｎａｈｉｇｈｓｔｒｅｎｇｔｈＡＩ·Ｚｎ—Ｍｇ－Ｃｕ－Ｚｒａｌｌｏｙ［Ａ］．ＮｉｅＪＦ’ＭｏｒｔｏｎＡＪ，ＭｕｄｄｌｅＢＣ．Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓｏｆｔｈｅ９ｔｈＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＣｏｎｆｅｒｅｎｃｅｏｎＡｌｕｍｉｎｉｕｍＡｌｌｏｙｓ【Ｃ】．Ａｕｓｔｒａｌｉａ：ＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡｕｓｔｒａｌａｓｉａＬｔｄ，２００４：８８３—８８８．【６】ＺＨＵＢａｏ－ｈｏｎｇ，ＺＨＡＮＧＹｏｎｇ－ａｎ，ＸＩＯＮＧＢａｌ－ｑｉｎｇ，ｅｔａ１．Ｅｆｆｅｃｔｏｆａｒｔｉｆｉｃｉａｌａｇｉｎｇｔｅｍｐｅｒｏｎｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆ７８０４ｐｒｅ—ｓｔｒｅｔｃｈｅｄｔｈｉｃｋｐｌａｔｅ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅＦｏｒｕｍ，２００６，５１９／５２１：９０１—９０６．［７】ＢｅｒｇＬＫ，ｑＯｒｍｅｓＪ，Ｈａｎｓｅｎ、‘ＬｉＸＺ，Ｋｎｕｔｓｏｎ－ｗｅｄｅｌＭ， 万方数据 万方数据7B04铝合金的时效沉淀析出及强化行为作者：李志辉， 熊柏青， 张永安， 朱宝宏， 王锋， 刘红伟， LI Zhi-hui， XIONG Bai-qing ， ZHANG Yong-an， ZHU Bao-hong， WANG Feng， LIU Hong-wei作者单位：北京有色金属研究总院,有色金属材料制备加工国家重点实验,北京,100088刊名：中国有色金属学报英文刊名：THE CHINESE JOURNAL OF NONFERROUS METALS年，卷(期)：2007，17(2)被引用次数：5次参考文献(16条)1.Heinz A.Haszler A.Keidel C.Moldenhauer S Benedictus R Miller W S Recent development in aluminium alloys for aerospace applications 20002.Deschamps A.Brechet Y Influence of quench and heating rates on the ageing response of an Al-Zn-Mg-(Zr) alloy 19983.Prime M B.Hill M R Residual stress relief and inhomogeneity in aluminium plate 2002(01)4.Dumont D.Deschamps A.Brechet Y On the relationship between microstructure,strength and toughnessin AA7050aluminum alloy 20035.Mukhopadhyay A K.Reddy G M.Prasad K S.Varma V K,Mondal C Microstructure property relationships ina high strength Al-Zn-Mg-Cu-Zr alloy 20046.ZHU Bao-hong.ZHANG Yong-an.XIONG Bai-qing Effect of artificial aging temper on the microstructure and properties of 7B04 pre-stretched thick plate 20067.Berg L K.GjФnnes J.Hansen V.Li X Z Knutson-wedel M Waterloo G Schryvers D Wallenberg L R GP-zones in Al-Zn-Mg alloys and their role in artificial ageing 20018.Garcia-Cordovilla C.Louis E A differential scanning calorimetry investigation of the effects of zinc and copper on solid state reactions in Al-Zn-Mg-Cu alloys 19919.Mukhopadhyay A K.Yang Q B.Singh S R The influence of zirconium on the early stages of aging of a ternary Al-Zn-Mg alloy 1994(09)10.Deschamps A.Livet F.Brechet Y Influence of predeformation and ageing in an Al-Zn-MgalloyⅠ.Microstructure evolution and mechanical properties 1999(01)11.Rionfino G.Dupasquier A.Ferragut R.Lglesias M M,Macchi C,Massazza M,Mengucci P,Somoza A Formation and morphology of hardening nanostructures in an AlZnMg alloy 200412.Jiang X J.Noble B.Holme B.Waterloo G Tafto J Differential scanning calorimetry and electron diffraction investigation on low-temperature aging in Al-Zn-Mg alloys 200013.Stiller K.Warren P J.Hansen V.Angenete J GjФnnes J Investigation of precipitation in an Al-Zn-Mg alloy after two-step ageing treatment at 100 and 150 ℃ 199914.Sha G.Cerezo A Early-stage precipitation in Al-Zn-Mg-Cu alloys (7050) 200415.Werenskiold J C.Deschamps A.Brechet Y Characterization and modeling of precipitation kinetics in an Al-Zn-Mg alloy 200016.邓永瑞.许洋.赵青固态相变 1996相似文献(10条)1.期刊论文李红英.张建飞.董显娟.吴斌.LI Hong-ying.ZHANG Jian-fei.DONG Xian-juan.WU Bin时效制度对7B04铝合金断裂韧性的影响-材料科学与工艺2006,14(3)为研究不同时效制度对7B04铝合金断裂韧性的影响,测定了15种时效工艺的常规力学性能和断裂韧度,并利用扫描电镜对拉伸断口进行分析.通过比较不同时效工艺制度的性能指标和断口形貌,总结出时效制度对7B04铝合金断裂韧度的影响规律.结果表明:随着第二级时效温度的提高和时效时间的延长,7B04铝合金强度下降,断裂韧性提高,其中,温度对性能的影响更大;采用115℃×7 h+185℃×13 h双级时效工艺时,对应的强度和断裂韧度指标均比T73和T76工艺对应的指标高.2.期刊论文李志辉.熊柏青.张永安.朱宝宏.王锋.刘红伟.Li Zhihui.Xiong Baiqing.Zhang Yongan.Zhu Baohong.Wang Feng.Liu Hongwei7B04铝合金双级时效的微观组织与性能-稀有金属材料与工程2008,37(3)研究了双级时效处理对7B04铝合金预拉伸厚板的组织和性能的影响.采用TEM对时效组织变化进行了分析,并对力学性能和电导率进行了测试.结果表明:采用双级时效处理实现了晶内和晶界析出相的长大和粗化过程;随着第二级时效温度的升高,合金的强度随之下降,电导率升高.采用第二级160 ℃时效时,时效时间在12～24 h之间合金的强度与T651制度(峰时效的抗拉强度为595 MPa)相比下降了10%～13%左右,而合金的电导率可达21.3～22.3 MS/m之间,伸长率保持在10%～11%左右.3.期刊论文宁爱林.曾苏民时效制度对7B04铝合金组织和性能的影响-中国有色金属学报2004,14(6)通过力学性能检测、扫描电镜和透射电镜观察,研究了不同时效制度、不同变形系数对7B04铝合金组织和性能的影响.结果表明:变形系数为12.5的合金其性能优于变形系数为6.5的合金;合金的断裂属晶内韧窝断裂与沿晶断裂的混合型断裂,合金的K IC主要受其δ值的影响并与其δ值有相似的变化趋势;合金的完全时效制度为130℃,16 h或140℃,15 h,在此制度下,合金的σb,σ0.2,δ和K IC分别为645.5 MPa,603.0 MPa,11.4%和36.1 MPa·mi/2.4.期刊论文李志辉.熊柏青.张永安.朱宝宏.王锋.刘红伟.Li Zhihui.Xiong Baiqing.Zhang Yong'an.Zhu Baohong.Wang Feng.Liu Hongwei热处理对7B04铝合金厚板组织与力学性能的影响-特种铸造及有色合金2007,27(6)通过显微组织观察和力学性能与电导率测试,研究了热处理工艺对7B04铝合金厚板组织与性能的影响.结果表明,适宜的固溶工艺为470 ℃×240 min.120 ℃×22 h时效后合金可获得,抗拉强度为621 MPa,但合金的电导率较低,仅为18.3 MS/m;双级T74时效时,强度下降了10%～12%(与T6态相比),电导率获得了明显提高,为21.3 MS/m;三级时效(RRA)处理可使合金获得高强度和高电导率相结合,强度接近T6态,电导率与T74态相当.合金经RRA处理后,基体内分布着大量的细小弥散析出相(与T6态组织相似),晶界析出相粗大且呈完全不连续分布.5.学位论文董显娟时效制度对7B04铝合金组织与性能的影响2004本课题就我国7XXX超高强铝合金发展现状,对7B04合金的热处理制度作了大量的试验和研究,主要侧重于时效制度对常规力学性能、断裂韧性以及应力腐蚀抗力的影响.分别采用标准三点弯试验和Ⅴ型试棒法测定断裂韧性,并利用透射电镜和扫描电镜分析合金的微观组织和断口形貌.综合这些试验和研究,通过一定的机理分析,最终得出了比较合理的生产工艺制度.试验和研究结果如下:1.双级时效过程中,随着第二级时效温度的升高和时效时间的延长,强硬度下降,断裂韧性和抗应力腐蚀性能提高,其温度对性能的影响较时间大.2.T6工艺晶界为链状连续分布,断裂韧性和抗应力腐蚀性能较差;T76和T73状态具有较好的断裂韧性和抗应力腐蚀性能,但强硬度牺牲较大;回归再时效工艺可以获得最高的强度和较好的抗应力腐蚀性能,但其断裂韧性较差.3.本次试验自定时效制度115℃×7h+185℃×13h的过时效工艺可以保证在不大量牺牲强度的前提下获得比T76和T73均较好的综合性能,可用于生产实践.6.期刊论文杜平.DU Ping7B04铝合金断裂韧性研究-有色金属加工2006,35(1)本文测定了7B04铝合金各时效工艺状态下的常规拉伸性能,通过标准三点弯试验方法测定了合金的断裂韧性,并对其断口进行了宏观分析,从而研究时效工艺对常规力学性能与断裂韧性的影响,结果得出一种强度和断裂韧性均比T73和T76高的过时效工艺.7.期刊论文李超.万敏.黄霖.LI Chao.WAN Min.HUANG Lin7B04铝合金蠕变过程中析出相的影响因素-航空材料学报2009,29(2)进行了7B04-T7451铝合金在不同蠕变温度、不同应力水平下的多组蠕变实验,根据蠕变率的变化,得到了合理的蠕变温度为150℃;在此温度下进行了不同应力水平和时效时间下的多组蠕变实验,分析了加工条件对微观组织和力学性能的影响.结果表明,高的应力水平能加速合金强化相的析出和转变,同时增大位错的流动能力,因此,随着蠕变时间的增加,材料的屈服强度呈先上升后加速下降的趋势.8.期刊论文李志辉.熊柏青.张永安.朱宝宏.王锋.刘红伟.LI Zhihui.XIONG Baiqing.ZHANG Yong'an.ZHU Baohong.WANG Feng.LIU Hongwei低温回归再时效对7B04-T651铝合金厚板组织与性能的影响-北京科技大学学报2008,30(12)研究了回归及回归再时效处理对7B04铝合金预拉伸厚板的显微组织、力学性能及电导率的影响. 通过透射电子显微镜(TEM)观察了回归再时效合金的微观组织,并对合金进行了力学性能及电导率测试. 结果表明:采用合适的回归再时效工艺(180℃/1h,水淬+120℃/22h)可使材料具有接近T6态合金强度的同时,电导率大幅度提升,达21.0MS·m-1;此时,合金晶内组织与T6状态相似,析出相细小呈弥散分布,而晶界组织与双级T74时效组织特征相似,晶界析出相粗大呈不连续分布,晶界两侧伴之以明显的晶界无析出带.9.会议论文张永安.李志辉.熊柏青.朱宝宏.王锋.刘红伟7B04铝合金预拉伸厚板低温回归再时效的研究2007研究了低温(回归温度小于200℃)回归再时效处理对7B04铝合金预拉伸厚板的显微组织、力学性能及电导率的影响。