7xxx二系鋁合金又稱高強(qiáng)鋁合金或硬質(zhì)鋁合金，它主要有兩類:中高強(qiáng)度的Al一n一垅合金和高強(qiáng)度的Al一Zn-地一Cu合金。Al一Zn ?dg合金典型代表有了003, 7005、7NOI、7020合金，A卜Zn-地一u合金典型代表有7075、7050, 7449、7085合金0 7x二系鋁合金由于具有密度低、比強(qiáng)度高、加工性能好及焊接性能優(yōu)良等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天工業(yè)、軌道交通運(yùn)輸、建筑、橋梁、工兵裝備等方面都得到了廣泛的應(yīng)用111.隨著現(xiàn)代制造加工業(yè)的迅速發(fā)展，對(duì)7xxx系鋁合金的強(qiáng)度、韌性以及抗應(yīng)力腐蝕(SCR)性能等提出了更高的要求，特別是了xxx系鋁合金在產(chǎn)業(yè)化應(yīng)用中普遍以犧牲強(qiáng)度為代價(jià)來降低其應(yīng)力腐蝕(SCC)敏感性的問題需要解決，時(shí)效是決定鋁合金力學(xué)性能的關(guān)鍵工序，通過優(yōu)化時(shí)效工藝可使合金的強(qiáng)度、韌性和耐腐蝕性得到有效改善。為此，本文對(duì)目前的7xxx鋁合金的時(shí)效工藝進(jìn)行總結(jié)，為更好的提升鋁合金的性能提供參考。

1. 7xxx鋁合金的時(shí)效強(qiáng)化原理

金屬材料的強(qiáng)化途徑主要有第二相強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、加工硬化以及固溶強(qiáng)化，對(duì)可熱處理時(shí)效強(qiáng)化的了二二合金來講，時(shí)效工藝對(duì)合金的微觀組織和性能有著重要影響。時(shí)效是將浮火后的鋁合金放在室溫條件(自然時(shí)效〕或入工加熱的條件下，使過飽和態(tài)的基體發(fā)生分解，析出港質(zhì)原子聚集區(qū)(GP區(qū))和析出相(沉淀相)的過程。在7xxx合金中，一般認(rèn)為在合金的析出相的析出序列為:SSSS(supersaturated solid solution,過飽和固溶體)一GP區(qū)一ri‘(MgZn,)(過渡相》一A(平衡相〕。若Zn: Mg比較低，一些鋁合金會(huì)出現(xiàn)T相(AIXg,Zn,):T相鋁合金在時(shí)效過程中析出序列可表示為:SSSS--GP區(qū)一T(半共格)-T,由于時(shí)效溫度一般低于200℃通常很少在合金中發(fā)現(xiàn)T相，圖1為7xxx鋁合金不同時(shí)效態(tài)的典型的透射微觀組織。

圖為：7xxx系列鋁合金不同時(shí)效態(tài)的典型的透射微觀組織圖

高強(qiáng)Al-Zn 11g-Cu侶合金的微觀組織與性能有著緊密的聯(lián)系，合金的性能主要受合金組織內(nèi)的析出相尺寸、類型及分布的影響，A1一Zn-Mg--Cu的微觀組織主要有三部分組成，即晶內(nèi)析出相(mpt)、晶界析出相相GBP以及晶界周圍的無沉淀析出帶(PFZ)。mpt對(duì)合金的強(qiáng)度起決定作用，時(shí)效析出的GP區(qū)和n’相的強(qiáng)化效果好于粗大的平衡相ri相。GSP對(duì)合金的抗應(yīng)力腐蝕性(SCR)起主要作用，GSP連續(xù)對(duì)合金的韌性和SCR性不利，而較粗大不連續(xù)的分布對(duì)合金的抗應(yīng)力腐蝕性有利，經(jīng)過時(shí)效和回歸再時(shí)效熱處理能得到這種組織。PFZ形成理論有貧空位乏理論和貧溶質(zhì)原子理論，PFZ對(duì)塑性和SCR的影響尚無定論，一般以為PFZ較窄對(duì)韌性和SCR有利;也有人因?yàn)镻FZ對(duì)SCR的影響不大主要受PFZ區(qū)的，主要受Cu元索濃度分布影響.時(shí)效強(qiáng)化的效果取決于鋁合金時(shí)效析出相對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的相互作用，當(dāng)析出相為GP區(qū)和尺寸較小的ii’相時(shí)，作用機(jī)制主要為位錯(cuò)切割機(jī)制;當(dāng)析出相為尺寸較大的n‘相和11相時(shí)，作用機(jī)制主要為位錯(cuò)繞過機(jī)制(奧羅萬機(jī)制)圈。

2.影響時(shí)效的因素

為了研究，~鋁合金的時(shí)效過程的性能演變，通常通過合金的時(shí)效一硬度曲線來表征合金性能隨時(shí)效時(shí)間的變化。合金在時(shí)效過程中一般經(jīng)歷欠時(shí)效、峰時(shí)效、過時(shí)效蘭個(gè)階段，欠時(shí)效階段為合金硬度(強(qiáng)度)逐漸上升過程，該階段合金組織中的GP區(qū)或過渡相砰數(shù)量逐漸增多。峰時(shí)效為合金達(dá)到硬度最大的點(diǎn)，合金的微觀組織為高密度彌散的GP區(qū)和可相。過時(shí)效過程中合金的硬度逐漸降低，組織中的可相的尺寸逐漸長大發(fā)生粗化，同時(shí)發(fā)生可相向粗大的平衡相n轉(zhuǎn)變。部分，~合金還會(huì)存在者“雙峰時(shí)效”現(xiàn)象，如宋仁國[31在研究7175合金時(shí)發(fā)現(xiàn)現(xiàn)雙峰時(shí)效現(xiàn)象，第一個(gè)峰值對(duì)應(yīng)的顯微組織GP區(qū)，隨著GP區(qū)部分溶解強(qiáng)度降低，然后隨可相數(shù)量逐漸增多形成第二個(gè)峰值。為影響7xxx鋁合金時(shí)效工藝因素。

(1))固溶處理

7xxx系鋁合金的固溶處理(淬火)是使2n、蠅等溶質(zhì)原子均勻地洛入鋁基體中，以獲得過飽和的固溶體為后續(xù)的時(shí)效作準(zhǔn)各。淬火溫度越高同時(shí)冷卻速度越快，淬火后合金的過飽和度就越大，越利于合金在后續(xù)時(shí)效過程中的沉淀析出，能夠顯著提升合金的力學(xué)性能。然而淬火溫度太高易使鋁合金晶粒粗大，并且可能發(fā)生過燒，淬火冷卻強(qiáng)度過快會(huì)導(dǎo)致合金因冷卻不均發(fā)生撓曲變形。對(duì)此應(yīng)加強(qiáng)研究7xxx鋁合金的TTP曲線中的淬火敏感性區(qū)間，以便設(shè)計(jì)合理的淬火工藝與運(yùn)用相應(yīng)的精密在線淬火技術(shù)來提升合金的性能。為了滿足部分鋁合金制品性能的特殊要求，部分淬火敏感性高的鋁合金制品還需要離線固溶處理。此外，汪明樸等閉研究指出凡使過飽和空位濃度增加的工藝因素可以加快合金的時(shí)效硬化:如7005鋁合金較高的擠壓溫度、較高的擠壓速度、較快的淬火速度以及過大的擠壓比均在一定程度上加快時(shí)效過程，使合金過早的產(chǎn)生過時(shí)效。

(2)預(yù)變形

7xxx鋁合金制品在時(shí)效前會(huì)進(jìn)行預(yù)拉伸以降低淬火過程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力和變形，時(shí)效前冷變形會(huì)縮短到達(dá)硬度峰值的時(shí)間，同時(shí)會(huì)降低7xxx系鋁合金的強(qiáng)度，這是因?yàn)?二xx系鋁合金GP區(qū)對(duì)合金強(qiáng)化起重要貢獻(xiàn)，GP區(qū)形成必須依靠空位和溶質(zhì)原子的遷移，而預(yù)變形會(huì)提高合金中的位錯(cuò)密度，使空位逃逸到位錯(cuò)處，空位數(shù)量減少使GP區(qū)難以形成。同時(shí)鋁合金的中的粗大的平衡相勸相容易在位錯(cuò)處形核，進(jìn)一步便合金的強(qiáng)度降低。韓念梅〔”等人研究了預(yù)拉伸變形程度分別為0%，2.3%和3.1%的7050合金，結(jié)果表明隨變形程度的增加，強(qiáng)度降低，而塑性和斷裂韌性提高。為了改善合金的強(qiáng)度，研究者又研發(fā)了FTMT工藝，該工藝是在合金時(shí)效一段時(shí)間后再進(jìn)行變形，然后在進(jìn)行終時(shí)效，通過該工藝能夠有效地提高合金的強(qiáng)度和抗應(yīng)力腐蝕。

(3)時(shí)效溫度

時(shí)效溫度對(duì)合金的沉淀的析出有很大影響，在不同時(shí)效溫度下，析出相的臨界形核尺寸、類型、以及聚集長大速度都不相同。當(dāng)時(shí)效溫度較低時(shí)，剛開始合金的沉淀相析出較快，合金的時(shí)效強(qiáng)化效果明顯，后期析出相的析出以及長大緩慢，低溫時(shí)效能夠到較高的強(qiáng)度，但是需要較長的時(shí)間才能達(dá)到峰時(shí)效。隨溫度升高:溶質(zhì)原子的擴(kuò)散系數(shù)提高，析出相的沉淀析出的速度增加，同時(shí)溫度高更利于過渡相11‘和平衡相n的形成。當(dāng)合金的時(shí)效溫度逐漸升高時(shí)，合金到達(dá)峰值硬度的時(shí)間縮短，但是峰值硬度會(huì)相應(yīng)的降低，圖2為7665合金的時(shí)效硬度曲線。7xxx鋁合金在自然時(shí)效過程中，合金電導(dǎo)率隨著自然時(shí)效時(shí)間的延長逐漸降低，而合金的強(qiáng)度逐漸上升最終趨于平穩(wěn)，而在人工時(shí)效過程中:由于析出較多的亞穩(wěn)定相和平衡相，電導(dǎo)率一般隨時(shí)效時(shí)間的延長逐漸上升。因此，對(duì)不同的合金的性能要求選取合適的的溫度。

圖為：7005鋁合金單級(jí)時(shí)效硬化曲線圖

3.時(shí)效工藝

7xxx二鋁合金時(shí)效工藝有單級(jí)時(shí)效〔T5, Tfi)、雙級(jí)時(shí)效Mx), RRA回歸再時(shí)效)，其中Tfi(或T5)能獲得較高的強(qiáng)度，T7x的抗腐蝕性性能較好，RRA回歸再時(shí)效、非等溫時(shí)效具有較好的綜合性能圖3為鋁合金常用時(shí)效工藝制度示意圖。

3.1單級(jí)時(shí)效(T5, T6)

合金固溶淬火后在一定的溫度下等溫時(shí)效，其中TS態(tài)為高溫加工成型冷卻后進(jìn)行人工時(shí)效的工藝，T6態(tài)為固溶處理后經(jīng)人工時(shí)效的狀態(tài)。單級(jí)峰時(shí)效可使合金獲得較高的強(qiáng)度了。二合金最早的熱處理制度便是采月該種方法，但由于顯微組織中晶界析出相連續(xù)，合金的抗腐蝕性能一般。

3.2雙級(jí)時(shí)效[TX7]

為克服了7xxx合金對(duì)應(yīng)力腐蝕開裂(5CC)及剝落腐蝕的敏感性，高強(qiáng)鋁合金在生產(chǎn)中常進(jìn)行雙級(jí)時(shí)效(又稱階段時(shí)效)。該過程涉及溫度的變化:第一階段為低溫時(shí)效的成核階段，形成細(xì)小的GP區(qū)及n‘相為終時(shí)效的析出相提供形核點(diǎn);第二階段為高溫時(shí)效的穩(wěn)定化階段，晶內(nèi)為尺寸較大的n了相，晶界處為不連續(xù)的粗大的q相，耐腐性提高，但合金強(qiáng)度比Tfi態(tài)的下降10%一15%，該工藝是在犧牲強(qiáng)度的條件下提高耐腐蝕性門。為減小剝落腐蝕敏感性，人們相繼研發(fā)了T73，T76工藝，為了減小強(qiáng)度損失，并且使耐腐蝕性介于T73與T76，又研發(fā)了T74 (T736)態(tài)熱處理制度。近年來針對(duì)7056, 7449合金的中高厚度的結(jié)構(gòu)件，研究者開發(fā)了輕微過時(shí)效的T79態(tài)工藝。

3.3回歸再時(shí)效(RRA)

為了兼顧鋁合金的強(qiáng)度和抗腐蝕性，以色列人Cina在1974年發(fā)明一種新型的三級(jí)時(shí)效一RRA(回歸再時(shí)蜘工藝，該工藝的出現(xiàn)在鋁合金發(fā)展史上具有重要的里程碑意義。圖4為回歸與再時(shí)效處理過程中合金力學(xué)性能隨回歸時(shí)間變化的示意圖，這種工藝能使合金具有近似T6態(tài)的峰值強(qiáng)度和過時(shí)效態(tài)的耐腐蝕性，RRA工藝主要包括三個(gè)階段:

7XXX鋁合金回歸與再時(shí)效處理過程中力學(xué)性能隨回歸時(shí)間變化的示意圖

(1)預(yù)時(shí)效(Pre-agein幼，在較低溫度下進(jìn)行欠時(shí)效或T6態(tài)，顯微組織和性能與T6時(shí)效狀態(tài)相同:(2)回歸僅etrogression)，在較高溫度下進(jìn)行短時(shí)加熱處理，預(yù)時(shí)效中形成的GP區(qū)或半共格析出相發(fā)生部分回溶，晶界上的鏈狀析出相長大并聚氛開始呈斷續(xù)分布，這種結(jié)構(gòu)的晶界析出相改善了合金的5CC，而晶內(nèi)析出相溶解使合金的強(qiáng)度降低;(3)再時(shí)效(re一叱eila公，進(jìn)行類似預(yù)時(shí)效的熱處理使合金達(dá)到峰值強(qiáng)度，晶內(nèi)析出細(xì)小彌散的q了相，晶界仍為斷續(xù)的非共格的相，KRA的關(guān)鍵是在回歸過中，使晶內(nèi)GP區(qū)及細(xì)小ti’相充分固溶，利于再時(shí)效時(shí)析出。1989年，美國鋁業(yè)公司以RRA處理為基礎(chǔ)的上研發(fā)了了050及了150合金熱處理制度并注冊(cè)了名為T77的專利，通過該工藝的制品被廣.泛應(yīng)用在客機(jī)的框架、蒙皮、艙壁等構(gòu)件上。RRA由于回歸時(shí)何較短，限制了其應(yīng)用范圍，鄭子樵等人將回歸溫度降低到185℃，延長回歸時(shí)間，進(jìn)而使RRA處理可較好的用于厚板構(gòu)件，作者同時(shí)指出延長預(yù)時(shí)效時(shí)間能夠使合金獲得更好的抗應(yīng)力腐蝕性。

3.4非等溫時(shí)效

7xxx系鋁合金的非等溫時(shí)效(Non-isth二al aging, NW工藝是一種新型時(shí)效工藝，它是針對(duì)大尺寸、高性能鋁合金構(gòu)件時(shí)效處理的要求研發(fā)的閡.該時(shí)效工藝的主要特點(diǎn)是在連續(xù)變化的溫度場中完成鋁合金的時(shí)效處理，通過不同升溫和降溫區(qū)間的合理搭配實(shí)現(xiàn)性能的調(diào)控，能達(dá)到和T74態(tài)工藝相當(dāng)甚至更優(yōu)的性能。該工藝還可以縮短時(shí)效時(shí)間、降低能耗，契合了現(xiàn)代熱處理技術(shù)的發(fā)展要求。

為了提高鋁合金的強(qiáng)度、韌性、耐肩蝕等綜合性能，采用過時(shí)效處理改善合金綜合性能，也成了該系合金發(fā)展的主流.目前時(shí)效制度的發(fā)展方向?yàn)?6-T73-+T76 -174-177(RRA)-T79.圖5為了~系鋁合金不同時(shí)效狀態(tài)處理后強(qiáng)度與抗應(yīng)力腐蝕的變化規(guī)律示意圖。

4.時(shí)效顯微組織的表征

需要指出的是合金的時(shí)效析出相尺寸為納米級(jí)別(I-loo二)，在常規(guī)的光學(xué)顯微鏡(ox)和掃描電子電鏡(SEM)下難以觀察到，需要借助透射電子顯微鏡(TEM)來觀察，生產(chǎn)中部分技術(shù)人容易將金相組織中的觀察到的第二相，誤稱作析出沉淀相相，嚴(yán)格上講這是不準(zhǔn)確的。目前TEM觀察是應(yīng)用于表征Txxx系鋁合金的NPt, GBP和PFZ等微觀組織的重要先進(jìn)手段，它可以觀察不同晶帶軸下的析出相的形貌和尺寸分布，為分析合金的性能變化提供有效的微觀組織依據(jù)。但是了EN樣品制樣要求很高，通常要經(jīng)過雙噴減薄或離子減薄。同時(shí)又透射電子顯微鏡購買費(fèi)用較高，目前國內(nèi)只有少數(shù)高等院校研究所具有該類設(shè)備，企業(yè)很少具有該類儀器設(shè)備，觀察每個(gè)樣品要500500元/h,檢測成本較高，通常為高等院校用來做學(xué)術(shù)研究用，針對(duì)此情況，應(yīng)該加大產(chǎn)學(xué)研合作，探索出適宜工業(yè)化批量生產(chǎn)的時(shí)效工藝。

此外，x射線衍射CXRD)在7xxx系鋁合金微觀組織的研究中可做定性物相分析或半定量物相分析。但該技術(shù)還不能表征低體積分?jǐn)?shù)(小于5%)的物相。通過差示掃描量熱法(DSC)可以表征了二二系鋁合金中各個(gè)析出相的析出溫度和溶解溫度，這些表征方法為研究鋁合金時(shí)效組織的演變規(guī)律和時(shí)效熱處理工藝的優(yōu)化提供了有力的技術(shù)支撐。

5.結(jié)語

時(shí)效工藝是提高7x)oc鋁合金力學(xué)性能的重要手段，只有了解了時(shí)效強(qiáng)化的規(guī)律及其對(duì)合金組織與性能的影響，掌握影響高強(qiáng)鋁合金時(shí)效的因素，我們才能利用時(shí)效工藝來挖掘鋁合金性能提升的潛力7xcx時(shí)效熱處理的工藝調(diào)控越來越精細(xì)，使合金的強(qiáng)度、韌性、耐蝕性得到最佳配合是未來發(fā)展的方向。目前我國優(yōu)化7xxx鋁合金的雙級(jí)時(shí)效或者多級(jí)時(shí)效尚處于初級(jí)應(yīng)用階段，應(yīng)加快將現(xiàn)有成果應(yīng)用到實(shí)踐中:此外，要加強(qiáng)產(chǎn)學(xué)研的合作，發(fā)揮高校研究院所科研技術(shù)和實(shí)驗(yàn)設(shè)備表征的優(yōu)勢(shì)與企業(yè)生產(chǎn)實(shí)踐經(jīng)驗(yàn)的優(yōu)勢(shì)，以加快我國時(shí)效工藝技術(shù)的發(fā)展與應(yīng)用。