7075鋁合金是一種Al-Zn-Mg-Cu系超高強(qiáng)度鋁合金，其密度低、耐蝕性優(yōu)良、綜合力學(xué)性能優(yōu)異，可用于制造航空航天器的結(jié)構(gòu)件[1~4] 隨著航天器飛行速度的提高，對(duì)結(jié)構(gòu)件力學(xué)性能的要求隨之提高 因此，提高7075鋁合金的強(qiáng)度是當(dāng)前的研究熱點(diǎn)

深冷處理(DCT)，是將合金材料置于-130℃以下的溫度以改善其顯微組織和提高力學(xué)性能[5~7] Steier等[8]對(duì)6101-T4鋁合金進(jìn)行了DCT處理，發(fā)現(xiàn)其晶粒尺寸沒有明顯的變化；高文林等[9]對(duì)擠壓態(tài)7A99鋁合金固溶處理后進(jìn)行多次時(shí)效深冷循環(huán)處理，發(fā)現(xiàn)DCT處理使析出相的等效半徑減小、密度降低、晶界第二相(GBP)斷續(xù)分布、位錯(cuò)密度提高、屈服強(qiáng)度下降8%，但是斷面收縮率提高了54% 李茂軍等[10]對(duì)A356鋁合金進(jìn)行深冷+固溶時(shí)效處理，發(fā)現(xiàn)晶粒細(xì)化，Si相呈細(xì)小、彌散分布，位錯(cuò)密度、合金抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率提高 Zhou等[11]對(duì)2024-T351鋁合金進(jìn)行DCT處理，發(fā)現(xiàn)在不降低伸長(zhǎng)率的情況下其極限強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都提高了；同時(shí)，經(jīng)DCT處理的試樣塑性提高，其斷口韌窩尺寸大、較深、分布均勻 Ji等[12]對(duì)攪拌摩擦焊(FSW)后的2024-T351鋁合金進(jìn)行深冷-時(shí)效處理，發(fā)現(xiàn)DCT處理使焊接接頭中亞穩(wěn)相均勻分布，接頭的抗拉強(qiáng)度提高了9.6%，伸長(zhǎng)率提高了160%

迄今為止，雖然對(duì)鋁合金深冷處理及相關(guān)復(fù)合處理技術(shù)的研究取得了一些進(jìn)展，但是對(duì)其強(qiáng)韌化機(jī)理的研究尚待深入 鑒于此，本文對(duì)變形時(shí)效后的7075合金進(jìn)行重固溶后進(jìn)行深冷和時(shí)效復(fù)合處理，研究復(fù)合處理對(duì)其顯微組織和力學(xué)性能的影響并分析其強(qiáng)韌化機(jī)制

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用7075鋁合金的化學(xué)成分，列于表1

Table 1

表1

表1實(shí)驗(yàn)用7075鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù), %)

Table 1Chemical composition of 7075 aluminum alloy (%, mass fraction)

Zn	Mg	Cu	Si	Mn	Al
5.45	2.53	1.63	0.4	0.3	Bal.

先將7075鋁合金在470℃固溶4 h，室溫水淬后將其迅速放入液氮中進(jìn)行不同時(shí)間的DCT處理，然后再進(jìn)行時(shí)效處理 DCT-T6處理工藝流程圖，在圖1中給出 深冷時(shí)間為0 h，即為傳統(tǒng)T6處理



圖1DCT-T6的工藝流程

Fig.1Schematic diagram of DCT-T6

使用型號(hào)為CMT5105的萬(wàn)能拉伸機(jī)測(cè)試試樣的拉伸性能，拉伸速率為1 mm/min，拉伸試樣尺寸如圖2所示 使用型號(hào)為TalosF200X的透射電鏡觀察合金的晶界、晶內(nèi)的析出相種類、尺寸及分布、位錯(cuò)密度和晶粒形貌，加速電壓為200 kV 使用型號(hào)為SU1510的鎢燈絲掃描電鏡觀察合金拉伸斷口的形貌，加速電壓為20.0 kV



圖27075鋁合金拉伸試樣的尺寸

Fig.2Sketch of the tensile sample (unit: mm)

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果2.1 DCT-T6對(duì)合金力學(xué)性能的影響

圖3給出了深冷時(shí)間對(duì)7075鋁合金拉伸性能的影響 可以看出，深冷時(shí)間對(duì)合金抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的影響趨勢(shì)相似 與T6處理相比，DCT-T6處理提高了合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率 深冷時(shí)間為0~6 h時(shí)，隨著深冷時(shí)間的延長(zhǎng)合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率都先提高后降低，時(shí)間拐點(diǎn)分別為4 h和3 h 深冷時(shí)間為4 h時(shí)合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值645 MPa，比T6處理樣品的抗拉強(qiáng)度提高了13.1%；深冷時(shí)間為3 h時(shí)合金的伸長(zhǎng)率達(dá)到最大值13%，比T6處理樣品的伸長(zhǎng)率提高了44.4%



圖3合金的拉伸性能與深冷時(shí)間的關(guān)系

Fig.3Dependence of tensile strength and elongation on soaking time

2.2 DCT-T6對(duì)斷口形貌的影響

圖4給出了經(jīng)T6處理和DCT-T6處理后合金樣品的拉伸斷口形貌 可以看出，在經(jīng)兩種工藝處理的樣品斷口形貌中都能觀察到韌窩及剪切平臺(tái)；與T6處理合金的試樣相比，DCT-T6處理的試樣(圖4b、c、d)韌窩數(shù)量和深度比(圖4a)顯著增加，因此DCT-T6的合金伸長(zhǎng)率提高，但是斷裂機(jī)制仍為混合斷裂 深冷處理時(shí)間超過(guò)3 h后，隨深冷時(shí)間的延長(zhǎng)韌窩數(shù)量、尺寸和深度減小，表明合金的伸長(zhǎng)率不斷降低



圖4經(jīng)T6處理和DCT-T6處理后合金拉伸斷口的形貌

Fig.4Fracture morphologies under different process parameters (a) T6, (b) DCT3h-T6, (c) DCT4h-T6, (d) DCT6h-T6

2.3 DCT-T6對(duì)合金顯微組織的影響2.3.1 DCT-T6對(duì)合金晶粒的影響

圖5給出了深冷時(shí)間不同的DCT-T6處理后合金的金相照片 可以看出，深冷時(shí)間為0~6 h時(shí)，隨著深冷時(shí)間的延長(zhǎng)合金晶粒的形貌未發(fā)生明顯的改變，都是拉長(zhǎng)的帶狀組織 深冷時(shí)間為0 h時(shí)，合金晶粒的尺寸約為17 μm；深冷時(shí)間為3 h時(shí)，合金晶粒的尺寸約為23 μm；深冷時(shí)間為4 h時(shí)，合金晶粒的尺寸大約為27 μm；深冷時(shí)間為6 h時(shí)，合金晶粒的尺寸約為20 μm 這表明，在0~6 h范圍內(nèi)，隨深冷時(shí)間的延長(zhǎng)合金晶粒的尺寸沒有明顯的變化



圖5不同深冷時(shí)間的DCT-T6處理后7075合金的金相照片

Fig.5Metallography images of 7075 aluminum alloy T6 treated with DCT-T6 at different cryogenic times (a) T6, (b) DCT3h-T6, (c) DCT4h-T6, (d) DCT6h-T6

2.3.2 DCT-T6對(duì)晶內(nèi)析出相的影響

圖6給出了深冷時(shí)間不同的DCT-T6處理后合金晶內(nèi)析出相的TEM照片 從圖6可見，經(jīng)T6處理后合金晶內(nèi)分布著少量的針狀η'相和大量的顆粒狀η相(圖6a)，與Du等[13]觀察的析出相形貌、種類一致；經(jīng)DCT-T6處理后合金晶內(nèi)析出相的密度比T6處理顯著增大，尺寸減小 在0~6 h范圍內(nèi)，隨深冷時(shí)間的延長(zhǎng)η'相密度先提高后降低，η相的密度不斷提高，4 h為時(shí)間拐點(diǎn)(圖6c)



圖6不同深冷時(shí)間的DCT-T6處理后7075合金晶內(nèi)析出相的TEM照片

Fig.6TEM images of intra-grain precipitates of 7075 aluminum alloy T6 treated with DCT-T6 at different cryogenic times (a) T6, (b) DCT3h-T6, (c) DCT4h-T6, (d) DCT6h-T6

2.3.3 DCT-T6對(duì)晶界第二相的影響

圖7給出了深冷時(shí)間不同的DCT-T6處理后合金GBP的TEM照片 可以看出，經(jīng)T6處理后GBP呈連續(xù)分布(圖7a)；而經(jīng)DCT-T6處理后GBP呈斷續(xù)分布 在0~6 h范圍內(nèi)，隨著深冷時(shí)間的延長(zhǎng)GBP的尺寸先減小后增大，3 h為時(shí)間拐點(diǎn)，相鄰兩相之間的間距不斷增大 深冷時(shí)間為0 h時(shí)GBP的尺寸最大、兩相間距最小(圖7a)，深冷時(shí)間為6 h時(shí)相鄰兩相的間距最大(圖7d)



圖7不同深冷時(shí)間的DCT-T6處理后合金晶界析出相的TEM照片

Fig.7TEM images of grain boundary precipitates of 7075 aluminum alloy T6 treated with DCT-T6 at different cryogenic times (a) T6, (b) DCT3h-T6, (c) DCT4h-T6, (d) DCT6h-T6

2.3.4 DCT-T6對(duì)位錯(cuò)形貌的影響

圖8給出了深冷時(shí)間不同的DCT-T6處理后合金中典型位錯(cuò)特征的TEM照片 從圖8可見，與T6處理相比，經(jīng)DCT-T6處理后合金的位錯(cuò)密度顯著提高 在0~6 h范圍內(nèi)，隨深冷時(shí)間的延長(zhǎng)晶界周圍的位錯(cuò)密度呈不斷提高的趨勢(shì)；深冷時(shí)間為4 h時(shí)形成了位錯(cuò)墻(圖8c)，當(dāng)深冷時(shí)間為6 h時(shí)形成了位錯(cuò)纏結(jié)(圖8d) 同時(shí)，位錯(cuò)主要在析出相附近增殖(圖8b、c、d)



圖8不同深冷時(shí)間的DCT-T6處理合金中位錯(cuò)的形貌

Fig.8Dislocation morphologies of 7075 aluminum alloy T6 treated with DCT-T6 at different cryogenic times (a) T6, (b) DCT3h-T6, (c) DCT4h-T6, (d) DCT6h-T6

2.3.5 DCT-T6對(duì)亞晶的影響

圖9給出了深冷時(shí)間不同的DCT-T6處理后合金中亞晶形貌的TEM照片 可以看出，經(jīng)T6處理后合金中未出現(xiàn)亞晶(圖9a)，而經(jīng)DCT-T6處理后合金中出現(xiàn)了一定數(shù)量的亞晶(圖9b、c、d) 在0~4 h范圍內(nèi)，隨著深冷時(shí)間的延長(zhǎng)亞晶的數(shù)量增加、尺寸明顯增大；在4~6 h范圍內(nèi)，隨著深冷時(shí)間的延長(zhǎng)亞晶的數(shù)量和尺寸都沒有明顯的變化



圖9不同深冷時(shí)間的DCT-T6處理后合金中亞晶的形貌

Fig.9Morphologies of sub-grains of 7075 aluminum alloy T6 treated with DCT-T6 at different cryogenic time (a) T6, (b) DCT3h-T6, (c) DCT4h-T6, (d) DCT6h-T6

2.3.6 亞晶的生成

亞晶的生成與位錯(cuò)密度密切相關(guān)，可根據(jù)低溫動(dòng)態(tài)再結(jié)晶理論[14]分析合金中亞晶的生成 圖10給出了亞晶生成的過(guò)程 圖10表明，在DCT4h-T6處理過(guò)程中合金中的位錯(cuò)密度不斷提高(圖10a)，提高到一定程度則出現(xiàn)位錯(cuò)墻(圖10b)，最終生成了亞晶(圖10c)



圖10合金中亞晶粒結(jié)構(gòu)的形成

Fig.10Formation of the sub-grain structure in alloy (a) T6-initial-dislocation; (b) DCT3h-T6-dislocation pile-up; (c) DCT4h-T6-sub-grain

3 討論3.1 合金的組織

合金晶內(nèi)析出相變化的原因是，合金經(jīng)固溶淬火后的深冷處理提高了α-Al基體的過(guò)飽和度，使后續(xù)的析出驅(qū)動(dòng)力增大 在時(shí)效初期合金中形成了大量GP區(qū)，隨后發(fā)生連續(xù)脫溶轉(zhuǎn)變形成η'相和η相；同時(shí)，處于低溫條件下合金中的原子擴(kuò)散速率較低、遷移距離較短，抑制了η'相和η相的生長(zhǎng) 因此，用DCT-T6處理后晶內(nèi)析出相的尺寸比T6處理的小

在0~4 h范圍內(nèi)，隨著深冷時(shí)間的增加和在析出驅(qū)動(dòng)力的作用下晶內(nèi)大量的GP區(qū)先脫溶轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相使其密度提高；深冷時(shí)間為4 h時(shí)晶內(nèi)η'相的密度最高；在4~6 h時(shí)范圍內(nèi)，隨著深冷時(shí)間的延長(zhǎng)η'相在析出驅(qū)動(dòng)力的作用下進(jìn)一步脫溶轉(zhuǎn)變?yōu)棣窍嗍蛊涿芏忍岣叨?相的密度降低；深冷時(shí)間為6 h時(shí)晶內(nèi)η相密度最大[14]

合金位錯(cuò)密度變化的原因是，溫度由室溫降低至-193℃，因合金中析出相與α-Al基體相的膨脹系數(shù)不同使其產(chǎn)生了微塑性變形進(jìn)而產(chǎn)生了冷致壓應(yīng)力 根據(jù)固體物質(zhì)物態(tài)方程 [10]

VT=V0eα(T-T0)(1)

體積的變化為

ΔV=VT-V0=V0[eα(T-T0)-1](2)

式中V0為當(dāng)溫度為T0時(shí)固體的體積，VT為當(dāng)溫度為T時(shí)固體的體積，α為膨脹系數(shù) 在深冷過(guò)程中合金發(fā)生的體積收縮，即為體積應(yīng)變 平均壓應(yīng)力應(yīng)排除合金原有的內(nèi)應(yīng)力并取3個(gè)主應(yīng)力的均值，因此合金受到的平均壓應(yīng)力可表示為

σm=Kθ=K[eα(T-T0)-1](3)

式中K為合金的彈性模量；7075鋁合金的膨脹系數(shù)為24.3×10-6 K-1，彈性模量為71.7 GPa 計(jì)算結(jié)果表明，在深冷過(guò)程中合金產(chǎn)生的壓應(yīng)力σm=-409 MPa，大于文獻(xiàn)[13]中的固溶淬火后310 MPa的屈服強(qiáng)度 合金內(nèi)應(yīng)力疊加超過(guò)屈服強(qiáng)度，有利于晶粒細(xì)化、使位錯(cuò)密度提高

在后續(xù)的時(shí)效過(guò)程中，位錯(cuò)密度的提高，一方面使合金發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶，晶界處的位錯(cuò)快速擴(kuò)散 在擴(kuò)散過(guò)程中產(chǎn)生一些不穩(wěn)定的位錯(cuò)，這些不穩(wěn)定的位錯(cuò)之間的交互作用使亞晶生成[14]；另一方面，原子擴(kuò)散通道增多使晶界析出相的尺寸和間距增大 在0~6 h范圍內(nèi)，隨著深冷時(shí)間的延長(zhǎng)合金產(chǎn)生的微塑性變形量增大而使冷致壓應(yīng)力增大，從而使位錯(cuò)密度提高 因此，深冷時(shí)間為6 h時(shí)合金中的位錯(cuò)密度最高 位錯(cuò)密度的提高使位錯(cuò)之間發(fā)生交互作用而生成亞晶，因此位錯(cuò)密度越大亞晶的數(shù)量越多 這表明，深冷時(shí)間為6 h時(shí)合金中亞晶的數(shù)量最多 同時(shí)，由于合金中產(chǎn)生了冷致壓應(yīng)力，晶界被認(rèn)為是應(yīng)力釋放的主要區(qū)域 因此，與T6處理相比，采用DCT-T6處理使原本呈連續(xù)分布的GBP破碎成細(xì)小、斷續(xù)分布的GBP，且在3~6 h范圍內(nèi)，隨著深冷時(shí)間的延長(zhǎng)位錯(cuò)密度提高使原子擴(kuò)散通道增多，進(jìn)而使GBP的尺寸和間距不斷增大 深冷時(shí)間為3 h時(shí)GBP的尺寸最小，深冷時(shí)間為6 h時(shí)GBP的間距最大

3.2 合金的性能

析出相、位錯(cuò)密度以及亞晶，是影響合金性能的三個(gè)重要因素 合金的強(qiáng)度，主要受晶內(nèi)細(xì)小析出相變化的影響[15~17] 當(dāng)晶內(nèi)析出相的尺寸較小時(shí)，即析出相主要為細(xì)小GP區(qū)和η'相，位錯(cuò)容易切過(guò)析出相 這表明，位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)機(jī)制為切過(guò)機(jī)制，強(qiáng)化效果可表示為[18]

Δτcup=λf1/2γ1/2(4)

式中λ為常數(shù)，f為析出相的體積分?jǐn)?shù)，γ為析出相的尺寸 當(dāng)晶內(nèi)析出相尺寸相對(duì)較大時(shí)，即析出相主要為粗大的η相，位錯(cuò)難以切過(guò)析出相 因此，位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)機(jī)制為繞過(guò)機(jī)制，強(qiáng)化效果可表示為[19]

Δτbypass=δf1/2γ-1(5)

式中δ為常數(shù)，f為析出相的體積分?jǐn)?shù)，γ為析出相的尺寸 這表明，析出相較為細(xì)小時(shí)7075鋁合金的強(qiáng)度與析出相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)呈正相關(guān)，而當(dāng)析出相較為粗大時(shí)7075鋁合金的強(qiáng)度與析出相的體積分?jǐn)?shù)呈正相關(guān)，而與析出相的尺寸呈負(fù)相關(guān) 同時(shí)，對(duì)于7075鋁合金而言，析出相的種類使其強(qiáng)度提高的程度不同，起主要作用的是與基體半共格的η'相，與基體呈非共格的η相的作用較小 故η'相的密度越大，合金的強(qiáng)度越高

位錯(cuò)密度對(duì)合金的強(qiáng)度的影響主要與位錯(cuò)滑移啟動(dòng)力τp有關(guān)，根據(jù)Peirls-Nabarro公式[20]

τp=fx,maxb=2G1-υexp(-2πωb)(6)

當(dāng)ω增大時(shí)τp增大，位錯(cuò)的強(qiáng)化效果更加顯著，但是位錯(cuò)密度的提高使合金中的缺陷增多，反而使合金的強(qiáng)度降低 式(6)中fx,max為滑移面相鄰兩層原子間的最大作用力，b為柏氏矢量，G為剪切模量，為泊松比，ω為位錯(cuò)密度；其中ω等于，為滑移面的面間距

亞晶對(duì)合金的強(qiáng)度的影響，主要與其數(shù)量和尺寸有關(guān) 亞晶，是原始晶粒破碎和位錯(cuò)重排后存在于合金內(nèi)的細(xì)小晶粒 隨著亞晶數(shù)量的增加，細(xì)晶強(qiáng)化效果更加顯著 根據(jù)Hall-Petch公式，細(xì)晶強(qiáng)化效果與亞晶晶粒的尺寸呈負(fù)相關(guān)

合金的塑性，主要與GBP的尺寸和分布有關(guān) 基于GBP的分布對(duì)合金塑性影響的文獻(xiàn)[14]，連續(xù)分布的GBP對(duì)合金的塑性不利 同時(shí)，合金的微塑性變形使合金中產(chǎn)生大量位錯(cuò)，位錯(cuò)隨著變形的發(fā)生不斷運(yùn)動(dòng)易在晶內(nèi)缺陷處富集，從而使合金斷裂 這表明，粗大的GBP對(duì)合金的塑性有害

綜上所述，與T6處理相比，DCT-T6處理使合金晶析出相的尺寸雖略有減小，但是密度卻顯著提高 且合金中的位錯(cuò)密度及亞晶數(shù)量增加，析出強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化及細(xì)晶強(qiáng)化的協(xié)同作用使合金的強(qiáng)度提高；此外，GBP的分布也由T6處理后的連續(xù)分布變?yōu)镈CT-T6處理后的斷續(xù)分布 DCT-T6處理后的GBP尺寸也比T6處理后的小，因此用DCT-T6處理后合金的塑性提高

在0~4 h范圍內(nèi)，隨著深冷時(shí)間的不斷延長(zhǎng)η'相的密度提高、位錯(cuò)密度及亞晶數(shù)量增加，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)機(jī)制由繞過(guò)機(jī)制變?yōu)榍羞^(guò)機(jī)制，切過(guò)強(qiáng)化效果也隨之增強(qiáng)；同時(shí)，位錯(cuò)強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化效果不斷增強(qiáng)使合金的強(qiáng)度提高 深冷時(shí)間為4 h時(shí)，強(qiáng)度到達(dá)最大值；在此范圍內(nèi)GBP的分布由連續(xù)分布轉(zhuǎn)變?yōu)閿嗬m(xù)分布，尺寸先減小后增大，使合金的塑性先提高后降低 在4~6 h范圍內(nèi)，隨著深冷時(shí)間的延長(zhǎng)合金中粗大的η相不斷增多，位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)機(jī)制由切過(guò)機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)槔@過(guò)機(jī)制，且位錯(cuò)密度增大后在晶界處塞積，合金受到一定應(yīng)力時(shí)易在晶界處開裂而使合金的強(qiáng)度降低，GBP的尺寸進(jìn)一步增大使合金的塑性進(jìn)一步降低

4 結(jié)論

(1) DCT-T6處理能提高7075鋁合金中析出相的密度、降低析出相的尺寸，提高位錯(cuò)密度并生成一定數(shù)量的亞晶

(2) 隨著深冷時(shí)間的延長(zhǎng)η'相的密度先提高后降低，η相的密度及位錯(cuò)密度提高 4 h為時(shí)間拐點(diǎn)

(3) 7075鋁合金經(jīng)DCT-T6處理后拉伸性能提高、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率隨深冷時(shí)間的延長(zhǎng)先提高后降低，時(shí)間拐點(diǎn)分別為4 h和3 h；深冷時(shí)間為4 h時(shí)合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值645 MPa，深冷時(shí)間為3 h時(shí)伸長(zhǎng)率達(dá)到最大值13%

(4) DCT-T6處理使合金性能提高的機(jī)理，是η'相和η相尺寸的減小、密度的提高以及GBP尺寸和分布的改善而產(chǎn)生的彌散強(qiáng)化、位錯(cuò)密度提高產(chǎn)生的位錯(cuò)強(qiáng)化以及亞晶產(chǎn)生的細(xì)晶強(qiáng)化

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DOI

The effect of laser heat treatment, in stead of the retrogression process within the traditional retrogression and re-aging (RRA) treatment, on the microstructure and mechanical property of 7075 Al-alloy was investigated. The results show that the laser heat treatment can effectively replace the regression process of RRA. The hardness of the resulted 7075 Al-alloy exhibits the aging feature with double peaks. After pre-aging, laser treatment (850 W, 2 mm/s) and re-aging, the hardness of 7075 Al-alloy reaches the value of the second peak-aged ones with the highest hardness of 181 HBW, which then presented oxidation-wear character during wear test. The second peak-aged alloy possesses higher hardness and much better tribological performance than the first peak-aged ones. Which may be ascribed to the large number of fine precipitates of η'- and η-phase within the laser treated 7075 Al-alloy.

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Precipitation strengthening model of AA 7055 aluminium alloy

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AA 7055 aluminium alloy has been widely applied in aviation and aerospace applications, especially after T7751 heat treatment, owing to its excellent properties, such as high strength and good stress corrosion and fatigue resistances. For 7XXX aluminium alloys, aging hardening is the main strengthening mechanism, and the hardening effect is determined by the microstructural features of precipitates including morphology, composition, volume fraction, nucleation density, and size distribution. To further improve the property of alloy and expand the breadth of applications, establishing a precise predictive model regarding strength performance associated with the precipitates is necessary. In this work, based on the quantitative results of the precipitates obtained using small angle X-ray scattering techniques, the strengthening models of AA 7055 Al alloys aged at 120 and 160oC were investigated. Precipitation kinetics show that at the early stages of aging, the evolution of radius and the half thickness of plate-like precipitates are both linear with t1/2 (t means the aging time). Conversely, at the later stages of aging, they are linear with t1/3. The evolution of the volume fraction of the precipitates follows a JMA (Johnson-Mehl-Avrami)-type equation. Strength contributions from both GPI zones and η' precipitates are considered. Moreover, strengthening modeling considered both the modulus and coherency strain strengthening mechanisms of these two kinds of precipitates that had been built for the AA 7055 Al alloy aged at 120 and 160oC. Therefore, yield strength during aging can be predicted.

陳軍洲, 呂良星, 甄 良 等.

AA7055鋁合金時(shí)效析出強(qiáng)化模型

[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2021, 57(3): 353

DOI [本文引用: 1]

利用小角度X射線散射技術(shù)獲得的系列定量信息，綜合運(yùn)用時(shí)效析出動(dòng)力學(xué)理論和析出相切過(guò)、繞過(guò)強(qiáng)化機(jī)制，研究了AA 7055鋁合金在120和160℃時(shí)效過(guò)程中的屈服強(qiáng)度演變模型 結(jié)果表明，在時(shí)效早期盤狀析出相的盤面半徑和半厚度均與t^1/2 (t為時(shí)效時(shí)間)成線性關(guān)系；在時(shí)效后期，析出相尺寸則與t^1/3成線性關(guān)系 時(shí)效過(guò)程中析出相體積分?jǐn)?shù)與t的變化關(guān)系遵循JMA (Johnson-Mehl-Avrami)型表達(dá)式 綜合考慮了GPI區(qū)和η'相2類析出相對(duì)合金強(qiáng)度的貢獻(xiàn)，并且分別考察了這2類析出相的模量強(qiáng)化機(jī)制和共格應(yīng)變強(qiáng)化機(jī)制，最終建立了AA 7055鋁合金在120和160℃時(shí)效過(guò)程中的屈服強(qiáng)度變化模型，確定了該合金時(shí)效過(guò)程中析出相與屈服強(qiáng)度之間的定量關(guān)系

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加工7075航空鋁合金用金剛石涂層刀具的制備及其切削性能

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