第４ ４卷 第６期 ２ Ｏ １ ７ 年６月 湖南大学学报（自然科学版） Ｖｏ１．４４，Ｎｏ．６ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｈｕｎａｎ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ（Ｎａｔｕｒａｌ Ｓｃｉｅｎｃｅｓ） Ｊｕｎ．２ ０ １ ７ 文章编号：１６７４—２９７４（２０１７）０６—００１２—０７ ＤＯＩ：１０．１６３３９／ｊ．ｃｎｋｉ．ｈｄｘｂｚｋｂ．２０１７．０６．００３ 预变形对７Ｎ０１铝合金力学性能及显微结构的影响 陈江华¨，赵甜甜 ，余雄伟 ，杨修波 ，高珍 ，伍翠兰 ，饶栋 （１．湖南大学材料科学与工程学院，湖南长沙４１００８２； ２．湖南大学物理与微电子科学学院，湖南长沙４１００８２） 摘要：采用力学性能测量和显微结构表征和工艺等手段，系统研究了预变形加时 效的组合工艺对７Ｎ０１铝合金力学性能和显微结构的影响．研究表明：与单一的变形强化工 艺和单一的时效强化工艺相比，合适的形变时效工艺能大幅提高材料的性能．本实验采用 １０ ９／６预变形后１２０℃再时效，合金的屈服强度可以达到４３０ ＭＰａ，抗拉强度可以达到４７０ ＭＰａ，延伸率仍然保持在１４ ．随着预变形量的增加，合金的强度先上升后下降，采用过大的 变形量反而不利于优化材料力学性能；变形引入的位错会对后续时效强化中纳米析出相颗 粒的种类、尺寸和分布等产生关键作用，从而影响材料最终的综合力学性能． 关键词：７Ｎ０１铝合金；预变形；时效；位错；析出相 中图分类号：ＴＧ１１３；ＴＧ１６１；ＴＧ１５６．８ 文献标志码：Ａ Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ Ｐｒｅ—ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｏｎ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ａｎｄ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ７Ｎ０ １ Ａｌｌｏｙｓ ＣＨＥＮ Ｊｉａｎｇｈｕａ＂，ＺＨＡＯ Ｔｉａｎｔｉａｎ ，ＹＵ Ｘｉｏｎｇｗｅｉ ，ＹＡＮＧ Ｘｉｕｂｏ ， ＧＡＯ Ｚｈｅｎ ，ＷＵ Ｃｕｉｌａｎ ，ＲＡＯ Ｄｏｎｇ （１．Ｃｏｌｌｅｇｅ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，Ｈｕｎａｎ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｃｈａｎｇｓｈａ ４１００８２，Ｃｈｉｎａ； ２．Ｃｏｌｌｅｇｅ ｏｆ Ｐｈｙｓｉｃｓ ａｎｄ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ，Ｈｕｎａｎ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｃｈａｎｇｓｈａ ４１００８２，Ｃｈｉｎａ） Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅ ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｐｒｅ—ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ａｎｄ ａｇｅｉｎｇ ｏｎ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ａｎｄ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ７Ｎ０１ ａｌｌｏｙ ｗａｓ ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ ｂｙ ｍｅａｎｓ ｏｆ ｐｒｏｃｅｓｓ ｏｐｔｉｍｉｚａｔｉｏｎ，ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｙ ｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔ ａｎｄ ｍｉ— ｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｃｈａｒａｃｔｅ ｒｉｚａｔｉｏｎ．Ｔｈｅ ｒｅｓｕｌｔｓ ｓｈｏｗ ｔｈａｔ，ｃｏｍｐａｒｅｄ ｗｉｔｈ ｓｉｎｇｌｅ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ａｎｄ ａｇｉｎｇ ｔｒｅａｔ— ｍｅｎｔ，ａ ｓｕｉｔａｂｌｅ ｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ ｏｆ ｐｒｅ－ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ａｎｄ ｔｈｅｒｍａｌ ａｇｉｎｇ ｃａｎ ｓｉｇｎｉｆｉｃａｎｔｌｙ ｉｍｐｒｏｖｅ ｔｈｅ ｍｅｃｈａｎｉ— ｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｔｈｅ ｍａｔｅｒｉａ１．Ｉｎ ｔｈｉｓ ｓｔｕｄｙ，ｓａｍｐｌｅ ｐｒｏｃｅｓｓｅｄ ｗｉｔｈ ａ １０ ｐｒｅ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ａｎｄ ｆｏｌｌｏｗｅｄ ｂｙ １２０℃ａｇｉｎｇ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｈａｄ ｔｈｅ ｂｅｓｔ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｙ ｗｉｔｈ ４３０ ＭＰａ ｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｓｓ ａｎｄ ４７０ ＭＰａ ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ，ｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙ．Ｍｅａｎｗｈｉｌｅ，ｔｈｅ ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ ｓｔｉｌｌ ｍａｉｎｔａｉｎｅｄ ａｓ １ ４ ．Ｔｈｅ ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ ｉｎｔｒｏｄｕｃｅｄ ｄｕｒ— ｉｎｇ ｐｒｅ－ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｐｌａｙｅｄ ａ ｋｅｙ ｒｏｌｅ ｏｎ ｔｈｅ ｔｙｐｅｓ，ｓｉｚｅ ａｎｄ ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ ｏｆ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ ｉｎ ｔｈｅ ｓｕｂｓｅｑｕｅｎｔ ａｇｉｎｇ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ，ｗｈｉｃｈ ａｆｆｅｃｔｅｄ ｔｈｅ ｆｉｎａｌ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｔｈｅ ａｌｌｏｙｓ． Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ：７Ｎ０ １ ａｌｌｏｙ；ｐｒｅ—ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ；ａｇｅｉｎｇ；ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ；ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ ７Ｎ０１合金属于可热处理强化型铝合金，该合 金具有中高等强度、良好的热变形性能、焊接性能 ＊收稿日期：２０１６—０３—２２ 基金项目：国家自然科学基金资助项目（５１１７１０６３，５１４７１０６７，５１３７１０８１，５１５０１０５９），Ｎａｔｉｏｎａｌ Ｎａｔｕｒａｌ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｆｏｕｎｄａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｈｉｎａ （５１１７１０６３，５１４７１０６７，５１３７１０８１，５１５０１０５９） 作者简介：陈江华（１９６２－－），男，云南丽江人，湖南大学教授，博士生导师 十通讯联系人，Ｅ－ｍａｉｌ：ｊｈｃｈｅｎ１２３＠ｈｎｕ．ｅｄｕ．ｃｎ 第６期 陈江华等：预变形对７Ｎ０１铝合金力学性能及显微结构的影响 １３ 和较好的抗腐蚀性能，主要应用在交通运输领域或 汽车工业中［１ ］．我国生产的高速列车的受力部件 就大量采用此类合金［３］． 较大程度预变形的研究报道较少［ ，对预变形 对后续时效微观组织的影响缺乏统一的认识．为中 低合金含量的Ａ１一Ｚｎ－Ｍｇ合金，在保持较高塑性条 在不损失合金延伸率的情况下，提高合金的强 度，以满足更高的需求，一直是人们感兴趣的研究 课题ｌ＿４］．提高合金强度的方法有很多，例如热处 理工艺或大塑性变形等方法．研究者们采用双级时 效［５］、三级时效［ ］等工艺以寻求析出强化的最大化 件下获得高的强度，提供新型的热处理工艺仍然是 个待解决的问题． 一本文工作针对固溶之后进行预变形＋人工时 效的工艺，系统研究了该工艺对一种中高强度７Ｎ０１ 合金力学性能及微观组织的影响．与单一的人工时 效相比，人工时效前进行２０ 预变形可以优化后续 人工时效的合金的力学性能，能够使合金保持较高 来提高合金的强度．还有一些研究者采用大塑性变 形（ＳＰＤ）［－７－８］方法，例如等径角挤压（ＥＣＡＰ）、累积 叠ＳＬ（ＡＲＢ）、高压变形扭转（ＨＰＴ）等，引入大量位 错并获得超细晶来提高铝合金的强度，但是这些方 法显著降低了材料的延伸率，且由于此类方法对样 品的尺寸要求有且加工过程复杂，因此在实际 生产中并不适用． 延伸率的前提下，强度得到显著提高．预变形后再进 行人工时效的合金与仅进行人工时效的强化机制 不同．人工时效合金的主要强化机制为析出强化，而 引入预变形后，合金的强度主要源于析出强化和位 错强化． 在工业生产中，铝合金固溶处理后通常进行 １ ～５ 预变形来降低合金的淬火残余应力＿９］．这 种预变形加时效的方法，在２ｘｘｘ系合金以及６ｘｘｘ 系合金中有着广泛的研究和应用Ｅ１０－１３￣．其中在 １实验材料及方法 实验所用７Ｎ０１合金主要成分为Ａ１－４．５０Ｚｎ－ １．３２Ｍｇ（质量分数），并含有少量的Ｓｉ（Ｏ．０６）和Ｍｎ （０．３７）．样品的处理工艺如图１所示．将样品放人 ２ｘｘｘ系合金中，预变形引入的少量位错会促进０ 相的析出Ｅ１２－１３￣．而在６ｘｘｘ系合金中，预变形引入的 位错会促进ｊ３ 相的析出Ｅ１０－１１］，从而使合金获得较 好的力学性能．然而，预变形对于７ｘｘｘ铝合金性能 和微观组织的影响并没有得出统一的结论，有研究 者＿Ｉ Ⅲ１ ］认为，引入预变形会导致较大的平衡相 相 的析出，从而减少了细小的强化相１１ 的析出数量， 降低了合金的强度．也有研究者认为ｌ１ ，预变形 ４７５ ｏＣ马弗炉中保温１ ｈ进行固溶处理，水淬后ａ组 样品在油浴炉中进行传统的单级１２０℃人工时效处 理，ｂ组样品分别进行压下量为１Ｏ ，２０ ，４Ｏ ， ８０ 的冷轧变形处理，Ｃ组样品进行不同压下量的 冷轧预变形处理后在油浴炉中进行１２０℃后续人工 时效．采用ＨＸＤ一１０００Ｔ型数字式显微硬度计对不 同处理状态的样品进行硬度测试，加载力为４．９ Ｎ， 加载时间为１Ｏ ｓ．在Ｌａｎｄｍａｒｋ ＭＴＳ ５０ ｋＮ拉伸机 会促进更多Ｔ）『相的析出，从而提高合金的强度．近年 来，对７ｘｘｘ系铝合金的预变形研究主要集中在高 合金含量的Ａ１一Ｚｎ－Ｍｇ－Ｃｕ合金，而且对固溶后进行 上进行室温拉伸测试，应变速率为２ ｍｍ／ｍｉｎ，沿轧 （ｃ） ４７５ ／】 ‘］ ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ Ｌ —ｕ獒４ ０％／ｌ ｓｏ＾、％Ｊｎｉ Ｉ ｌＪ０％０％（ａ）传统Ｔ６处理 （ｂ）冷轧处理 图１样品处理工艺示意图 （ｃ）预变形加时效处理 Ｆｉｇ．１ Ｓｃｈｅｍａｔｉｃ ｄｉａｇｒａｍ ｏｆ ｔｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｃｅｓｓ １４ 湖南大学学报（自然科学版） 制方向取拉伸试样．使用ＦＥＩ Ｑｕａｎｔａ２００扫描电镜 观察拉伸断口形貌．用ＦＥＩ Ｔｅｃｎａｉ Ｆ２０透射电镜对 样品进行微观结构表征，采用的两种成像模式分别 为普通透射电镜（ＴＥＭ）成像和扫描透射模式下的 高角环形暗场（ＨＡＡＤＦ—ＳＴＥＭ）成像．透射电镜样 品的制备：先机械减薄到７０ ｍ，冲孔得到直径为３ ｍｍ的圆片，然后进行电解抛光直至穿孔，电解液为 间的拉伸应力应变曲线．由图可知，预变形后，样品 、莹 ∞ｏ口ｑＪＢ｝王 的强度并不高，其屈服强度只有３２４ ＭＰａ．由于变形 引入大量缺陷产生加工硬化，合金的延伸率相比于 固溶状态（延伸率１８ ）也大大降低，只有７．６ ．预 变形加时效后，对于处于峰值硬度平台不同时间 （３０ ｈ，６０ ｈ，１００ ｈ）的样品，随着时效时间的延长，合 金的屈服强度和抗拉强度逐渐提升，而且延伸率也 体积比３：７的甲醇溶液，电压为１５ Ｖ，温度在 显著提高．在变形２０ 后进行１００ ｈ时效，其抗拉强 一３Ｏ℃左右． ２实验结果与讨论 ２．１时效硬度测量 图２所示为合金不同预变形后１２０℃时效处理 的硬度曲线，图２中ＲＩＯ 代表压下量为１Ｏ 的合 金试样．由图可以看出，单级时效处理硬度一直处于 上升状态，在１１０ ｈ左右达到峰值（１３１ ＨＶ）．引人形 变后，时效响应速率明显提高，达到峰值硬度的时 间大大缩短，且硬度峰值比单级时效样品峰值更高． 随着变形量的增加，预变形样品的峰值硬度逐渐增 加．预变形为１０ ９／６和２Ｏ 的合金硬度在时效４０ ｈ左 右分别达到峰值１３８ ＨＶ和１３９ ＨＶ，预变形为 ４０ 和８０ 的合金硬度在时效３０ ｈ左右分别达到 峰值１４０ ＨＶ和１４２ ＨＶ． 图２合金不同预变形后１２０ 时效处理的硬度曲线 Ｆｉｇ．２ Ｈａｒｄｎｅｓｓ ｃｕｒｖｅｓ ｏｆ １２０℃ａｇｉｎｇ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｗｉｔｈ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｐｒｅ－ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ 对于形变时效的样品，合金达到硬度峰值后， 随着时效的进行，峰值硬度仍然能够维持很长一段 时间．在时效１２０ ｈ之后，形变时效的样品硬度开始 出现下降的趋势． ２．２拉伸力学性能测试 ２．２．１ 时效时间对力学性能影响 图３所示为合金２０ ９／６预变形后再时效不同时 度达到４６０．５ ＭＰａ，延伸率超过１Ｏ ９／６，达到了很好的 强度与塑性的结合． 图３合金２Ｏ 预变形后再时效不同时间的 拉伸应力应变曲线 Ｆｉｇ．３ Ｔｅｎｓｉｌｅ ｃｕｒｖｅｓ ｏｆ ｔｈｅ ２０ Ａｏ ｐｒｅ－ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｓａｍｐｌｅｓ ｗｉｔｈ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ａｇｉｎｇ ｔｉｍｅ 为了保证形变时效工艺能够达到最佳的强塑 性结合，以及更好地对比不同变形量对合金性能的 影响，下面的实验中合金均采用时效１００ ｈ的时效 处理方案． ２．２．２ 形变量对力学性能影响 图４（ａ）所示为不同状态下合金试样的拉伸应 力应变曲线，图４（ｂ）为不同变形量下强度和延伸率 变化趋势图． 从图４（ａ）中可以看出，固溶之后，合金的强度 很低， ２和ｇｒｂ分别为１４７ ＭＰａ和２７５ ＭＰａ，但延伸 率很高， 一１８ ．经过１２０℃峰值时效（普通Ｔ６处 理）后合金的强度显著提高， 。， 和 分别为３７０ ＭＰａ，４１６ ＭＰａ和１５ ．固溶之后进行变形量为 １０ 的较小冷变形也可以提高合金的强度（ 一 ２７７ ＭＰａ， 一３７１ ＭＰａ），但塑性下降（ 一８．１ ９／６）． 随着冷变形量的增加，合金的强度进一步提高，且 塑性进一步下降．变形量为８Ｏ 时，其强度 。一 ４１７ ＭＰａ， ＝４４７ ＭＰａ，但塑性仅有３ ． 对于不同预变形后进行１２０℃／１００ ｈ时效处 理，从图４（ａ）可以发现其强度都比形变处理 第６期 陈江华等：预变形对７Ｎ０１铝合金力学性能及显微结构的影响 １５ （Ｒ８０ ）和单级时效处理（Ｔ６）更高，且预变形量对 时效后最终的强度影响较小，即最终强度较为接近． 图４（ｂ）更加明显地反映了不同预变形量对于形变 时效样品力学性能的影响．从图中可以发现，随着预 合金的性能，并不是预变形量越大越好，预变形量 过大反而不利于合金综合性能的提高．最佳的工艺 组合为１ｏ 预变形结合１２０℃／１００ ｈ时效处理，其 ２， 和 分别为４２７．８ ＭＰａ，４７０．３ ＭＰａ，１４ ，相 比于单级时效处理状态，其屈服强度和抗拉强度提 高了约６０ ＭＰａ，延伸率仍然保持在很高的水平． 变形量的增加，合金的屈服强度变化不明显，抗拉 强度逐渐下降，而且延伸率随着预变形量的增加一 直处于下降的状态．所以用形变时效的方法来提高 （ａ）不同状态合金的拉伸应力应变曲线 （ｂ）不同预变形量下强度和延伸率变化趋势图 图４不同处理状态合金的力学性能 Ｆｉｇ．４ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ａｌｌｏｙｓ ｗｉｔｈ ｖａｒｉｏｕｓ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｓｔａｔｅ ２．３断口形貌 ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ图像．从图中可以看出，三种不同状 态的样品微观结构形貌是完全不同的．从图６（ａ）（ｂ） 可以看出，Ｔ６态样品中在基体中均匀地分布大量的 相［２卜。引，直径约为１０ ｎｍ，晶内几乎没有位错，晶 界上的析出相直径较大，且析出相呈不连续分布．从 图５所示为变形态、Ｔ６态与预变形＋时效状态 合金拉伸断口形貌的二次电子扫描图像．图５（ａ），５ （ｃ），５（ｅ）中白色虚线方框区域放大显示在对应图５ （ｂ），５（ｄ），５（ｆ）中．由图可知，三种状态合金样品的 样品的断口形貌观察到大量的台阶结构和部分较 浅的韧窝结构（如图５（ｂ）），韧窝底部存在较多较大 的呈破碎状的第二相颗粒．１２０℃峰值时效的样品 断口形貌能够观察到大量的韧窝结构，韧窝较大较 浅，且在韧窝底部观察到尺寸较大的第二相粒子 粤 盘ｏ１日一 断口形貌特征完全不同．从图５（ａ）可以看出，变形态 图６（ｃ）（ｄ）可以观察到，对于Ｒ２０ ＋１２０℃／１００ ｈ 状态，晶内存在大量的位错，且位错的衬度已经影 响了对析出相的观察，但从ＨＡＡＤＦ＿ＳＴＥＭ形貌图 上可以明显发现析出相在位错上有异质形核，而且 在晶内析出了很多细小弥散的析出相，尺寸比单级 １２０℃峰值时效样品相更细小．形变时效引入了大 量位错，并且析出相在位错上发生了异质形核，形 成的晶内析出相也比Ｔ６状态更加细小，这是形变 （图５（ｄ）所示），说明粗大第二相与基体的界面结合 处比较脆弱．预变形后再时效的合金断口形貌大部 分韧窝较小、较深，且韧窝底部的第二相粒子较少， 存在的少量第二相粒子呈破碎状，另外预变形后再 时效的合金断口形貌中还观察到蜂窝状结构（如图 ５（ｆ）所示）． 时效能获得比Ｔ６状态更高强度的微观原因．从图６ （ｅ）（ｆ）可以观察到，８Ｏ 变形样品晶内存在大量位 错，从ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ图上可以发现晶内也同时存 在细小的析出相和粗大的析出相．细小的析出相与 Ｔ６状态晶内的 相尺寸相当，而粗大的析出相与预 变形２Ｏ 状态的粗大析出相相比，尺寸更大，并没 ２．４透射电镜观察微观组织 图６所示为不同状态合金样品沿着＜１１２＞Ａｌ 投影的ＴＥＭ和ＨＡＡＤＦ＿ＳＴＥＭ图像．其中图６（ａ） 和６（ｂ）分别为Ｔ６状态的ＴＥＭ和ＨＡＡＤＦ＿ＳＴＥＭ 有呈现出异质形核的趋势．这是由于８０ 变形量较 大，引入的位错等缺陷较２０ ９／６更多，预变形后１２０ 图像；图６（ｃ）和６（ｄ）分别为Ｒ２０ ＋１２０℃／１００ ｈ 状态的ＴＥＭ和ＨＡＡＤＦ＿ＳＴＥＭ图像；图６（ｅ）和６ （ｆ）分别为Ｒ８０ ＋１２０℃／１００ ｈ状态的ＴＥＭ和 ℃人工时效时加速了析出相的析出，使得析出相形 核更多，长得更大，但大变形引入的位错塞积很多， 很难完全消除，而且粗大的析出相在变形过程中容 ｌ６ 湖南大学学报（自然科学版） ２０１７正 图５ 变形态、Ｔ６态与预变形＋时效状态合金拉伸断口形貌： （ａ）（ｂ）Ｒ２Ｏ ；（ｃ）（ｄ）１２Ｏ℃峰值；（ｅ）（ｆ）Ｒ２０％＋１２０℃／ｌｏｏ ｈ Ｆｉｇ．５ Ｆｒａｃｔｕｒｅ ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ ｏｆ ｔｈｅ ｐｒｅ－ｄｅｆｏｒｍｅｄ，Ｔ６，ａｎｄ ｐｒｅ－ｄｅｆｏｒｍｅｄ ｗｉｔｈ ａｇｉｎｇ ｓａｍｐｌｅｓ： （ａ）（ｂ）Ｒ２０％；（ｃ）（ｄ）１２０℃ｐｅａｋ ａｇｉｎｇ ｓｔａｔｅ；（ｅ）（ｆ）Ｒ２０ ＋１２０℃／ｌｏｏ ｈ 图６不同状态合金样品沿着＜ｌ１２＞Ａｌ投影的ＴＥＭ和ＨＡＡＤＦ—ｓＴＥＭ图像 （ａ）（ｂ）Ｔ６；（ｃ）（ｄ）Ｒ２０ ＋１２０℃／１００ ｈ；（ｅ）（ｆ）Ｒ８０％＋１２０℃／１００ ｈ Ｆｉｇ．６ ＴＥＭ ａｎｄ ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ ｉｍａｇｅｓ ｏｆ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｓｔａｔｅ ｓａｍｐｌｅｓ ａｌｏｎｇ ｔｈｅ＜１１２＞Ａｌ ｐｒｏｊｅｃｔｉｏｎ： （ａ）（ｂ）Ｔ６；（ｃ）（ｄ）Ｒ２０ ４－１２０℃／１００ ｈ；（ｅ）（ｆ）Ｒ８０ ＋１２０℃／ｌｏｏ ｈ 易成为裂纹萌生和扩展的质点，这就是大预变形相 预变形后进行人工时效，合金中的位错没有完 比于小预变形强度虽然接近但是延伸率大幅降低 的主要原因． 全退化，大量相互缠结的位错、位错胞仍然存在，形 变强化是预变形后人工时效合金性能显著提高的 第６期 陈江华等：预变形对７Ｎ０１铝合金力学性能及显微结构的影响 １７ 主要原因之一．预变形后人工时效时晶内析出的．ｎ ｎｕｎｌ ａｌｌｏｙ ｉｎ ｔｈｅ ｏｒｂｉｔ ｖｅｈｉｃｌｅ［Ｊ］．Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｃａｌ Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｆ Ｅｎｔｅｒｐｒｉｓｅ，２００７，２６（１１）：１８—１９．（Ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ） 相的尺寸比１２０℃单级时效峰值状态的晶内析出相 尺寸更细小，析出强化也是预变形后人工时效时性 能提高的主要原因之一．因此形变强化和析出强化 Ｌ４ ＤＩ ＲＵＳＳ０ Ｅ，Ｃ０ＮＳＥＲＶＡ Ｍ，ＢＵＲＡＴＴＩ Ｍ，ｅｔ ａ１．Ａ ｎｅｗ ｔｈｅｒｍｃ￣ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ ｆｏｒ ｉｍｐｒｏｖｉｎｇ ｔｈｅ ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ａｎｄ ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ ｏｆ ＡＩ—‘Ｚｎ－Ｍｇ——Ｃｕ ａｌｌｏｙｓ ｉｎ ｔｈｅ ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎｓ 是预变形＋人工时效处理能够得到比较好的综合 力学性能的主要原因．但是预变形量的不同，引入的 位错缺陷数量不同，对合金后续人工时效过程析出 相的尺寸、分布、数量的影响也不相同，从而使得力 学性能也不相同．预变形量越大，促进后续时效析出 的能力越强，析出相尺寸较大，综合力学性能比预 变形量小的较差．因此，对于该合金，合适的预变形 量和后续时效时间的结合是合金得到较好的综合 力学性能的前提． ３结论 利用硬度测试、拉伸力学性能测试、ＳＥＭ和（ｓ） ＴＥＭ成像，我们研究了预变形加后续单级人工时 效处理对Ａｌ一４．５Ｚｎ一１．３２Ｍｇ（质量分数）合金力学性 能和微观组织的影响．根据上述所获实验结果，可以 得出下列结论： １）与单一的变形强化工艺和单一的时效强化 工艺对比，适合的组合工艺可以显著提高材料的综 合力学性能，其 。和ｏ－ｂ可以分别达到４２７．８ ＭＰａ， ４７０．３ ＭＰａ的同时，其延伸率可以保持在１４ 的较 高水平，使得材料强度和塑性达到很好的结合． ２）对Ａ１一Ｚｎ—Ｍｇ合金，在组合工艺中采用过大 的变形量反而不利于优化材料力学性能，随着预变 形量的增加，合金的强度和延伸率呈降低趋势． ３）在材料中通过预变形引入的位错及其数量 会对后续时效强化中纳米析出相颗粒的种类、尺寸 和分布等产生关键作用，从而影响材料最终的综合 力学性能． 参考文献 Ｅ１］ ＤＥＳＣＨＡＭＰＳ Ａ，ＴＥＸＩＥＲ Ｇ，ＲＩＮＧＥＶＡＩ Ｓ， ａ１．Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ ｏｆ ｃｏｏｌｉｎｇ ｒａｔｅ ｏｎ ｔｈｅ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｉｎ ａ ｍｅｄｉｕｍ ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ａ１ Ｚｎ Ｍｇ ａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ，２００９，５０１（１）：１３３—１３９． ［２］ ＺＨＡＮＧ Ｙ，ＭＩＬＫＥＲＥＩＴ Ｂ，ＫＥＳＳＬＥＲ Ｏ，ｅｔ ａ１．Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｆ ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ ｃｏｏｌｉｎｇ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ ｄｉａｇｒａｍｓ ｆｏｒ ａｌｕｍｉｎｕｍ ａｌ— ｌｏｙｓ ＡＡ７１５０ ａｎｄ ＡＡ７０２０［Ｊ］．Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｌｌｏｙｓ ａｎｄ Ｃｏｒｎ ｐｏｕｎｄｓ，２０１４，５８４（３）：５８１—５８９． ［３］ 熊建武，周进．变形铝合金在轨道车辆中的应用［Ｊ］．企业技术 开发，２００７，２６（１１）：１８—１９． Ｘ１０ＮＧ Ｊｉａｎｗｕ，ＺＨ０Ｕ Ｊｉｎ．Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ ｔｒａｎｓｆｏｒｍｅｄ ａｌｕｍｉ— ＿Ｊｊ．Ｂｅｈａｖｉｏｒ Ｇｅｎｅｔｉｃｓ，１９９５，２５（４）：３５７—３６０． ［５］王正安，汪明朴，李周，等．轨道交通车辆大型材用７００５铝合金 的热处理特性［Ｊ］．中国有色金属学报，２０１０，２０（６）：１１１０ １１ｌ５． ＷＡＮＧ Ｚｈｅｎｇａｎ，ＷＡＮＧ Ｍｉｎｇｐｕ，ＬＩ Ｚｈｏｕ，ｅｔ ａ１．Ｈｅａｔ ｔｒｅａｔ— ｍｅｎｔ ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃ ｏｆ ７００５ Ａ１ ａｌｌｏｙ ｅｍｐｌｏｙｅｄ ｉｎ ｒａｉｌｗａｙ ｔｒａｉｎｓ ｌＪ］．Ｔｈｅ Ｃｈｉｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｎｏｎｆｅｒｒｏｕｓ Ｍｅｔａｌｓ，２０１０，２０（６）： １１１０—１１１５．（Ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ） ［６］方磊，赵新奇，陈江华，等．Ａ１一Ｚｎ－Ｍｇ基合金多级时效不同热处 理阶段的析出行为研究［Ｊ］．电子显微学报，２０１２，３１（３）： ２０２——２１０． ＦＡＮＧ Ｌｅｉ，ＺＨＡ０ Ｘｉｎｑｉ，ＣＨＥＮ Ｊｉａｎｇｈｕａ，ｅｔ ａ１．Ｓｔｕｄｙ ｏｆ ｔｈｅ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｒｓ ｉｎ ａ ｔｒｉｐｌｅ－ｓｔｅｐ－ａｇｅｄ ＡＩ——Ｚｎ——Ｍｇ ａｌｌｏｙ ｌＪ］．Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｃｈｉｎｅｓｅ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ Ｓｏｃｉｅｔｙ，２０１２，３１ （３）：２Ｏ２ ２１０．（Ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ） Ｌ７Ｊ ＭＥＧＵＭＩ Ｋ，ＣＨＥＮＧ Ｘ，ＴＥＲＥＮＣＥ Ｇ．Ａｎ ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎ ｏｆ ｃａｖｉｔｙ ｇｒｏｗｔｈ ｉｎ ａ ｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃ ａｌｕｍｉｎｕｍ ａｌｌｏｙ ｐｒｏｃｅｓｓｅｄ ｂｙ ＥＣＡＰ［Ｊ］．Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ，２００５，５３（２Ｏ）：５３５３—５３６４． Ｌ８ ｚＨＡＮＧ Ｊ ｗ，ＳＴＡＲＩＮＫ Ｍ Ｊ，ＧＡ（）Ｎ．Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ ｏｆ ｓｔｒａｉｎ ｒｅ— ｖｅｒｓａｌｓ ｄｕｒｉｎｇ ｈｉｇｈ ｐｒｅｓｓｕｒｅ ｔｏｒｓｉｏｎ ｐｒｏｃｅｓｓ ｏｎ ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ ｉｎ Ａｌ—Ｃｕ—Ｍｇ（一Ｌｉ）ａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ： Ａ，２０１０，６６７／６６９（１２）：８０９ ８１４． Ｌ９Ｊ ＤＥＳＣＨＡＭＰＳ Ａ，ＢＲＥＣＨＥＴ Ｙ，ＧＵＹ０Ｔ Ｐ，ｅｔ ａ１．０ｎ ｔｈｅ ｉｎ— ｆｌｕｅｎｃｅ ｏｆ ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓ ｏｎ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ ｉｎ ａｎ ＡＩ Ｚｎ Ｍｇ Ａｌｌｏｙ ＿Ｊ］．Ｚｅｉｔｓｃｈｒｉｆｔ Ｆｔｉｒ Ｍｅｔａｌｌｋｕｎｄｅ，１９９７，８８（８）：６０１ ６０６． ［１Ｏ］ＬＩＵ Ｃ Ｈ，ＬＩ Ｘ Ｌ，ＷＡＮＧ Ｓ Ｈ，ｅｔ ａ１．Ａ ｔｕｎｉｎｇ ｎａｎｏ－ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉ ｏｎ ａｐｐｒｏａｃｈ ｆｏｒ ａｃｈｉｅｖｉｎｇ ｅｎｈａｎｃｅｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ａｎｄ ｇｏｏｄ ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｉｎ Ａ１ ａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｄｅｓｉｇｎ，２０１４，５４（２）：１４４—１４８． Ｌ１１ ｗＡＮＧ Ｓ Ｈ，Ｉ ＩＵ Ｃ Ｈ，ＣＨＥＮ Ｊ Ｈ，ｅｔ ａ１．Ｈｉｅｒａｒｃｈｉｃａｌ ｎａｎｏ— ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎ Ａ１ Ｍｇ＿Ｓｉ ａｌｌｏｙｓ ｐｒｏｃｅｓｓｅｄ ｂｙ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ａｎｄ ａｇｉｎｇ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ： Ａ，２０１３，５８５（１１）：２３３—２４２． ［１２］王建华，易丹青，苏旭平，等．２６１８铝合金形变热处理组织与热 力学分析¨Ｊ］．特种铸造及有色金属，２００７，２７（４）：２４７—２４９． ＷＡＮＧ Ｊｉａｎｈｕａ，ＹＩ Ｄａｎｑｉｎｇ，ＳＵ Ｘｕｐｉｎｇ，ｅｔ ａ１．Ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ ｔｈｅｒ ｍａｌ——ｍｅｃｈｎｉｃａｌ ａｇｉｎｇ（ＴＭＡ）ｏｎ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ２６１８ ａｌｕｍｉ—－ ｈｕｍ ａｌｌｏｙ ａｎｄ ｉｔｓ ｔｈｅｒｍｏ－ｋｉｎｅｔｉｃ ａｎａｌｙｓｉｓ［Ｊ］．Ｓｐｅｃｉａｌ Ｃａｓｔｉｎｇ ａｎｄ Ｎｏｎｆｅｒｒｏｕｓ Ａｌｌｏｙｓ，２００７，２７（４）：２４７—２４９．（Ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ） ［１３］ＹＩＮ Ｚ Ｍ，ＣＨＥＮ Ｘ Ｑ，ＺＨＡＮＧ Ｓ Ｑ，ｅｔ ａ１．Ｔｈｅｒｍｃ￣ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｉｎ ２０９１ ＡＩ Ｉ ｉ ａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ａｃｔａ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａ Ｓｉｎｉｃａ， １９９１，２７（２）：５２—５８． Ｌ１４Ｊ ＷＡＴＥＲＬＯＯ Ｇ，ＨＡＮＳＥＮ Ｖ，ＧＪＯＮＮＥＳ Ｊ，ｅｔ ａ１．Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｐｒｅｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ａｎｄ ｐｒｅａｇｉｎｇ ａｔ ｒｏｏｍ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｉｎ Ａ１一Ｚｎ－ Ｍｇ（Ｃｕ，Ｚｒ）ａｌｌｏｙｓ￣Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ， ２００１，３０３（１／２）：２２６—２３３． ［１５］ＤＥＳｃＨＡＭＰＳ Ａ，ＬＩＶＥＴ Ｆ，ＢＲＥＣＨＥＴ Ｙ．Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ ｏｆ Ｐｒｅｄｅ— ｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｏｎ ａｇｅｉｎｇ ｉｎ ａｎ ＡＩ—‘Ｚｎ Ｍｇ ａｌｌｏｙ－Ｉ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｅ—— ｖｏｌｕｔｉｏｎ ａｎｄ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ［Ｊ］．Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ，１９９８， １８ 湖南大学学报（自然科学版） ２０１７拄 ４７（１）：２８ｌ一２９２． ［１６］ＨＡＮ Ｎ Ｍ，ＺＨＡＮＧ Ｘ Ｍ，ＬＩＵ Ｓ Ｄ，ｅｔ ａ１．Ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ ｐｒｅ－ｓｔｒｅｔｃ— ｈｉｎｇ ａｎｄ ａｇｅｉｎｇ ｏｎ ｔｈｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ａｎｄ ｆｒａｃｔｕｒｅ ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ ｏｆ ａｌｕ— ｍｉｎｕｍ ａｌｌｏｙ ７０５０ ＥＪ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ， ２０１１，５２８（１０）：３７ｌ４—３７２１． ［１７］ＷＡＮＧ Ｄ，ＮＩ Ｄ Ｒ，ＭＡ Ｚ Ｙ．Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｐｒｅ－ｓｔｒａｉｎ ａｎｄ ｔｗｏ－ｓｔｅｐ ａｇｉｎｇ ｏｎ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｓｔｒｅｓｓ ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ ｃｒａｃｋｉｎｇ ｏｆ ７０５０ ａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ，２００８，４９４（１／ ２）：３６０—３６６． ［１８３ Ａ ＲｕＢＡＩＥ Ｋ ｓ，ＢＡＲＲ０ｓ０ Ｅ Ｋ Ｌ．ＧＯＤＥＦＲＯＩＤ Ｌ Ｉ３．Ｆａ— ｔｉｇｕｅ ｃｒａｃｋ ｇｒｏｗｔｈ ａｎａｌｙｓｉｓ ｏｆ ｐｒｅ－ｓｔｒａｉｎｅｄ ７４７５—－Ｔ７３５１ ａｌｕｍｉ—－ ｈｕｍ ａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｆａｔｉｇｕｅ，２００６，２８（８）： ９３４—９４２． ［１９３ ＷＡＮＧ Ｄ，ＭＡ Ｚ Ｙ。ＧＡＯ ｚ Ｍ．Ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ ｓｅｖｅｒｅ ｃｏｌｄ ｒｏｌｌｉｎｇ ｏｎ ｔｅｎｓｉｌｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ａｎｄ ｓｔｒｅｓｓ ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ ｃｒａｃｋｉｎｇ ｏｆ ７０５０ ａｌｕｍｉ— ｎｕｍ ａｌｌｏｙ［Ｊ３．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｃｈｅｍｉｓｔｒｙ ａｎｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ，２００９，１１７（１）： ２２８—２３３． ［２ｏ３王东，马宗义．固溶处理后冷轧变形７０５０铝合金时效工艺研究 ［Ｊ］．金属学报，２０１０，４６（５）：５８１－－５８８． ＷＡＮＧ Ｄｏｎｇ，ＭＡ Ｚｏｎｇｙｉ．Ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎ ｏｆ ｐｏｓｔ—ｃｏｌｄ ｒｏｌｌｉｎｇ ａｇ— ｉｎｇ ｐｒｏｃｅｓｓｅｄ ｏｎ ｓｏｌｕｔｉｏｎｉｚｅｄ ７０５０ ａｌｕｍｉｎｕｍ ａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ａｃｔａ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａ Ｓｉｎｉｃａ，２０１０，４６（５）：５８１—５８８．（Ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ） ［２１］ＷＯＬＶＥＲＴＯＮ Ｃ．Ｃｒｙｓｔａｌ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｓｔａｂｉｌｉｔｙ ｏｆ ｃｏｍｐｌｅｘ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ ｐｈａｓｅｓ ｉｎ ＡＩ—Ｃｕ—Ｍｇ－（Ｓｉ）ａｎｄ ＡＩ—Ｚｎ－Ｍｇ ａｌｌｏｙｓ［Ｊ］． Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ，２００１，４９（１６）：３１２９—３１４２． ［２２３ ＬＩｕ Ｊ Ｚ，ＣＨＥＮ Ｊ Ｈ，ＹＡＮＧ Ｘ Ｂ，ｅｔ ａ１．Ｒｅｖｉｓｉｔｉｎｇ ｔｈｅ ｐｒｅｃｉｐｉ— ｔａｔｉｏｎ ｓｅｑｕｅｎｃｅ ｉｎ Ａ１一Ｚｎ－Ｍｇ－ｂａｓｅｄ ａｌｌｏｙｓ ｂｙ ｈｉｇｈ－ｒｅｓｏｌｕｔｉｏｎ ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ［－Ｊ￣．Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ，２０１０， ６３（Ｕ）：１０６１—１０６４．
