第三部分 終極版(11組)

1、題目：70757075鋁合金厚板，用于飛機(jī)框架、整體壁板、起落架、鋁合金厚板，用于飛機(jī)框架、整體壁板、起落架、蒙皮蒙皮要求：要求：高的強(qiáng)度，良好的韌性和抗應(yīng)力腐蝕性能高的強(qiáng)度，良好的韌性和抗應(yīng)力腐蝕性能（b490MPab490MPa) )板材尺寸：板材尺寸：20mm20mm1000mm1000mm1200mm1200mm 應(yīng)力腐蝕：應(yīng)力腐蝕：材料、機(jī)械零件或構(gòu)件在靜應(yīng)力（主要是材料、機(jī)械零件或構(gòu)件在靜應(yīng)力（主要是 拉應(yīng)力）和腐蝕的共同作用下產(chǎn)生的失效現(xiàn)象拉應(yīng)力）和腐蝕的共同作用下產(chǎn)生的失效現(xiàn)象熱處理工藝設(shè)計(jì)加熱速度加熱速度加熱溫度加熱溫度保溫時(shí)間保溫時(shí)間冷卻速度冷卻速度冷卻時(shí)間冷卻時(shí)間5/mi

2、n46024h5/min92min（方案一）（方案一） 預(yù)先熱處理：擴(kuò)散退火預(yù)先熱處理：擴(kuò)散退火擴(kuò)散退火是鋁合金鑄件和擴(kuò)散退火是鋁合金鑄件和進(jìn)行熱塑性變形后最常用進(jìn)行熱塑性變形后最常用的一種退火處理工藝，其的一種退火處理工藝，其主要目的是主要目的是消除在熱變形消除在熱變形的過程中出現(xiàn)的偏析、第的過程中出現(xiàn)的偏析、第二相晶粒粗大、不平衡共二相晶粒粗大、不平衡共晶體以及硬脆相沿晶界分晶體以及硬脆相沿晶界分布等缺陷布等缺陷。擴(kuò)散退火工藝。擴(kuò)散退火工藝曲線如圖曲線如圖3 所示。所示。加熱速度及冷卻速度：加熱速度及冷卻速度： 加熱速度的大小以加熱速度的大小以鑄錠不產(chǎn)生裂紋鑄錠不產(chǎn)生裂紋和和不發(fā)生大不發(fā)生

3、大變形變形為原則。有些合金冷卻為原則。有些合金冷卻太快會(huì)產(chǎn)生淬火效應(yīng)太快會(huì)產(chǎn)生淬火效應(yīng)；而；而過慢冷卻又會(huì)析出較粗大第二相過慢冷卻又會(huì)析出較粗大第二相，使加工時(shí)，使加工時(shí)易形成易形成帶狀組織帶狀組織，固溶處理時(shí)難以完全溶解，因，固溶處理時(shí)難以完全溶解，因此會(huì)減小時(shí)效強(qiáng)化效果。從經(jīng)濟(jì)性原則和提高生此會(huì)減小時(shí)效強(qiáng)化效果。從經(jīng)濟(jì)性原則和提高生產(chǎn)效益的角度，并結(jié)合鋁合金的特點(diǎn)，選擇產(chǎn)效益的角度，并結(jié)合鋁合金的特點(diǎn)，選擇5/min的加熱速度和隨后的隨爐空冷可較好的的加熱速度和隨后的隨爐空冷可較好的滿足要求。滿足要求。 加熱溫度：加熱溫度： 在擴(kuò)散退火過程中起主要作用的是在擴(kuò)散退火過程中起主要作用的是擴(kuò)散

4、退火溫度擴(kuò)散退火溫度。溫度稍有。溫度稍有升高升高，擴(kuò)散過程將，擴(kuò)散過程將大大加速大大加速，因此為了加，因此為了加速擴(kuò)散過程，應(yīng)盡可能提供速擴(kuò)散過程，應(yīng)盡可能提供擴(kuò)散溫度擴(kuò)散溫度。進(jìn)行擴(kuò)散退火。進(jìn)行擴(kuò)散退火時(shí)，加熱溫度的上限時(shí)，加熱溫度的上限不得超過合金中低熔點(diǎn)共晶的融不得超過合金中低熔點(diǎn)共晶的融化溫度化溫度；若高于此溫度，則鑄錠組織中的低熔點(diǎn)共晶；若高于此溫度，則鑄錠組織中的低熔點(diǎn)共晶體將被融化而出現(xiàn)體將被融化而出現(xiàn)過燒現(xiàn)象過燒現(xiàn)象。 通常采用的擴(kuò)散退火溫度為通常采用的擴(kuò)散退火溫度為0.90.95Tm。Tm表表示示鑄錠實(shí)際開始融化溫度鑄錠實(shí)際開始融化溫度，它低于平衡相圖中的固相，它低于平衡相圖

5、中的固相線。根據(jù)查找手冊(cè)和資料，溫度范圍為線。根據(jù)查找手冊(cè)和資料，溫度范圍為455470，結(jié)合結(jié)合7075鋁合金的熔點(diǎn)，我們選擇退火溫度鋁合金的熔點(diǎn)，我們選擇退火溫度460左左右，能夠很好地達(dá)到擴(kuò)散的目的，且不會(huì)造成過燒和右，能夠很好地達(dá)到擴(kuò)散的目的，且不會(huì)造成過燒和熔化。熔化。保溫時(shí)間：保溫時(shí)間： 保溫時(shí)間基本上取決于保溫時(shí)間基本上取決于非平衡相溶解非平衡相溶解及及晶內(nèi)偏析消晶內(nèi)偏析消除除所需要的時(shí)間。但由于這兩個(gè)過程同時(shí)發(fā)生，故保所需要的時(shí)間。但由于這兩個(gè)過程同時(shí)發(fā)生，故保溫時(shí)間并非此兩過程所需時(shí)間的代數(shù)和。溫時(shí)間并非此兩過程所需時(shí)間的代數(shù)和。對(duì)于對(duì)于7075鋁合金，我們根據(jù)手冊(cè)和相關(guān)文獻(xiàn)

6、所提供的鋁合金，我們根據(jù)手冊(cè)和相關(guān)文獻(xiàn)所提供的的數(shù)據(jù)，時(shí)間范圍為的數(shù)據(jù)，時(shí)間范圍為2024h，按照常規(guī)方法選擇，按照常規(guī)方法選擇24h，可較好的達(dá)到，可較好的達(dá)到組織均勻，消除枝晶偏析或明顯減少組織均勻，消除枝晶偏析或明顯減少第二相化合物第二相化合物的目的。的目的。擴(kuò)散退火時(shí)組織和性能的變化：擴(kuò)散退火時(shí)組織和性能的變化：擴(kuò)散退火時(shí)，主要的組織變化是擴(kuò)散退火時(shí)，主要的組織變化是枝晶偏析消除枝晶偏析消除、非平非平衡相溶解衡相溶解和和過飽和的元素相沉淀過飽和的元素相沉淀，溶質(zhì)的濃度逐漸擴(kuò)溶質(zhì)的濃度逐漸擴(kuò)散散。擴(kuò)散退火后的組織變化，使室溫下擴(kuò)散退火后的組織變化，使室溫下塑性提高塑性提高并使并使冷、熱變

7、形工藝性能改善冷、熱變形工藝性能改善，擴(kuò)散退火可，擴(kuò)散退火可降低變形降低變形抗力，減少變形功消耗，提高設(shè)備生產(chǎn)效率，擴(kuò)抗力，減少變形功消耗，提高設(shè)備生產(chǎn)效率，擴(kuò)散退火還可消除鑄錠殘余應(yīng)力，改善鑄錠的機(jī)械散退火還可消除鑄錠殘余應(yīng)力，改善鑄錠的機(jī)械加工性能。加工性能。擴(kuò)散處理主要是消除成分偏析其并不能使粗大的擴(kuò)散處理主要是消除成分偏析其并不能使粗大的第二相及共晶相徹底溶解，因此必須通過后續(xù)的第二相及共晶相徹底溶解，因此必須通過后續(xù)的變形細(xì)化第二相變形細(xì)化第二相及經(jīng)及經(jīng)固溶處理固溶處理以達(dá)到減少或消除以達(dá)到減少或消除第二相。第二相。最終熱處理：回歸再時(shí)效最終熱處理：回歸再時(shí)效(RRA)(RRA)熱處

8、理熱處理 RRA RRA實(shí)質(zhì)上是一種實(shí)質(zhì)上是一種三級(jí)時(shí)效三級(jí)時(shí)效工藝，主要包括以下步驟工藝，主要包括以下步驟( (如圖所示如圖所示) )：(1)(1)對(duì)合金進(jìn)行常規(guī)固溶處理；對(duì)合金進(jìn)行常規(guī)固溶處理；(2)(2)采用采用T6T6峰值時(shí)效將合金時(shí)效到最大強(qiáng)度；峰值時(shí)效將合金時(shí)效到最大強(qiáng)度；(3)(3)在較高溫度下在較高溫度下120120進(jìn)行短時(shí)的回歸處理；進(jìn)行短時(shí)的回歸處理；(4)(4)采用采用T6T6制度重新時(shí)效到最大強(qiáng)度。制度重新時(shí)效到最大強(qiáng)度。RRA RRA 制度時(shí)效工藝數(shù)據(jù)制度時(shí)效工藝數(shù)據(jù)固溶處理（常規(guī)）固溶處理（常規(guī)）加熱溫度加熱溫度470470保溫時(shí)間保溫時(shí)間1h1h淬火冷卻速度淬火冷

9、卻速度100100/s/s預(yù)時(shí)效預(yù)時(shí)效加熱溫度加熱溫度120120保溫時(shí)間保溫時(shí)間24h24h回歸處理回歸處理加熱溫度加熱溫度180180保溫時(shí)間保溫時(shí)間1h1h再時(shí)效再時(shí)效加熱溫度加熱溫度120120保溫時(shí)間保溫時(shí)間24h24h如圖所示為最終熱處理工藝圖，成為如圖所示為最終熱處理工藝圖，成為RRA回歸再時(shí)效回歸再時(shí)效工藝制包括固溶處理和時(shí)效兩部分。工藝制包括固溶處理和時(shí)效兩部分。固溶處理固溶處理鋁合金的固溶處理是一種使合金發(fā)生時(shí)形成的固鋁合金的固溶處理是一種使合金發(fā)生時(shí)形成的固溶體一快速冷卻方溶體一快速冷卻方沉淀強(qiáng)化沉淀強(qiáng)化的先行工序，其目是的先行工序，其目是為了將固溶處理式獲得為了將固溶處

10、理式獲得亞穩(wěn)定的過飽和固溶體亞穩(wěn)定的過飽和固溶體，給自然時(shí)效和人工時(shí)效創(chuàng)造必要的條件，以求在給自然時(shí)效和人工時(shí)效創(chuàng)造必要的條件，以求在隨后的時(shí)效時(shí)獲得高的強(qiáng)度和足夠的塑形。隨后的時(shí)效時(shí)獲得高的強(qiáng)度和足夠的塑形。對(duì)固溶效果影響最大的是對(duì)固溶效果影響最大的是固溶溫度固溶溫度，其次是，其次是固溶固溶時(shí)間時(shí)間。 固溶溫度對(duì)力學(xué)性能的影響固溶溫度對(duì)力學(xué)性能的影響將試樣在將試樣在450450490490固溶處理固溶處理下保溫下保溫60min60min，然后進(jìn)行，然后進(jìn)行120120* *2 24 4h h時(shí)效，其力學(xué)性能結(jié)果見表時(shí)效，其力學(xué)性能結(jié)果見表1.1.1.1.根據(jù)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)根據(jù)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)做出不同固溶溫

11、度下合金的拉伸性能和顯微硬化變化曲線做出不同固溶溫度下合金的拉伸性能和顯微硬化變化曲線，如圖，如圖1.11.1、1.21.2 可以看出，隨著固溶溫度的升高，可以看出，隨著固溶溫度的升高，70757075的抗拉強(qiáng)度、屈服的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率和顯微硬度都呈現(xiàn)出先升高后降低的趨勢(shì)，強(qiáng)度、伸長率和顯微硬度都呈現(xiàn)出先升高后降低的趨勢(shì)，峰值出現(xiàn)在峰值出現(xiàn)在470470的時(shí)候。的時(shí)候。固溶溫度對(duì)組織的影響固溶溫度對(duì)組織的影響450固溶時(shí)組織中粗大的第二相較多，固溶時(shí)組織中粗大的第二相較多，490固溶后固溶后的第二相最少，單并不能完全消失。而在的第二相最少，單并不能完全消失。而在450470固溶溫度范

12、圍內(nèi)，晶粒大小基本不變，沒有發(fā)生明顯固溶溫度范圍內(nèi)，晶粒大小基本不變，沒有發(fā)生明顯長大，但是當(dāng)固溶溫度升高至長大，但是當(dāng)固溶溫度升高至480時(shí)，晶粒有稍微時(shí)，晶粒有稍微長大趨向，長大趨向，490時(shí)晶粒發(fā)生明顯粗化，長大現(xiàn)象。時(shí)晶粒發(fā)生明顯粗化，長大現(xiàn)象。固溶時(shí)間對(duì)力學(xué)性能的影響固溶時(shí)間對(duì)力學(xué)性能的影響 將合金在將合金在470下固溶，保溫時(shí)間分別為下固溶，保溫時(shí)間分別為20、40、60、80、100、120min，時(shí)效制度均為，時(shí)效制度均為120*24h，力，力學(xué)性能結(jié)果如學(xué)性能結(jié)果如1.2。從表和圖片可以看出固溶時(shí)間沒有固溶溫度對(duì)力學(xué)性能影從表和圖片可以看出固溶時(shí)間沒有固溶溫度對(duì)力學(xué)性能影響那

13、么大，隨著固溶時(shí)間的延長，合金的抗強(qiáng)度、屈服強(qiáng)響那么大，隨著固溶時(shí)間的延長，合金的抗強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率和顯微硬度都呈現(xiàn)先度、伸長率和顯微硬度都呈現(xiàn)先升高升高至至峰值峰值然后逐漸然后逐漸降低降低的趨勢(shì)，峰值出現(xiàn)在的趨勢(shì)，峰值出現(xiàn)在60min60min的時(shí)候，時(shí)間大于的時(shí)候，時(shí)間大于60min60min合金的合金的強(qiáng)度、伸長率和顯微硬度均有下降強(qiáng)度、伸長率和顯微硬度均有下降固溶時(shí)間對(duì)組織的影響固溶時(shí)間對(duì)組織的影響從圖可以看出，保溫時(shí)間為從圖可以看出，保溫時(shí)間為20min20min時(shí)，組織中存在大量的第時(shí)，組織中存在大量的第二相顆粒，晶粒尺寸保持在較低水平，隨溫度時(shí)間延長至二相顆粒，晶粒尺寸保持

14、在較低水平，隨溫度時(shí)間延長至60min60min，第二相數(shù)量減少，尺寸減小，晶粒也沒有發(fā)生明顯，第二相數(shù)量減少，尺寸減小，晶粒也沒有發(fā)生明顯長大長大。當(dāng)保溫時(shí)間長至。當(dāng)保溫時(shí)間長至120min120min時(shí)，除了晶粒變得粗大外，第時(shí)，除了晶粒變得粗大外，第二相數(shù)目減少并不多，尺寸較小也不明顯，這說明超過二相數(shù)目減少并不多，尺寸較小也不明顯，這說明超過60min60min繼續(xù)延長保溫時(shí)間意義不大。繼續(xù)延長保溫時(shí)間意義不大。 固溶處理后組織和性能的變化：固溶處理后組織和性能的變化：固溶處理使合金組織中的晶界固溶處理使合金組織中的晶界第二相明顯減少第二相明顯減少，同時(shí)，同時(shí)增大了合金的增大了合金的固

15、溶程度固溶程度，增大了，增大了相變驅(qū)動(dòng)力相變驅(qū)動(dòng)力，加速了，加速了時(shí)效動(dòng)力學(xué)時(shí)效動(dòng)力學(xué)，使合金呈相對(duì)，使合金呈相對(duì)過時(shí)效過時(shí)效狀態(tài)，在后續(xù)的時(shí)狀態(tài)，在后續(xù)的時(shí)效過程中，析出相在晶界呈相對(duì)不連續(xù)狀態(tài)，阻礙了效過程中，析出相在晶界呈相對(duì)不連續(xù)狀態(tài)，阻礙了合金被連續(xù)腐蝕，從而提高合金的合金被連續(xù)腐蝕，從而提高合金的抗腐蝕性能抗腐蝕性能；強(qiáng)化固溶處理提高了合金內(nèi)部強(qiáng)化固溶處理提高了合金內(nèi)部成分均勻性成分均勻性；由于強(qiáng)化；由于強(qiáng)化固溶得到的組織相對(duì)于常規(guī)固溶處理晶粒的固溶得到的組織相對(duì)于常規(guī)固溶處理晶粒的等軸性等軸性的的得到改善，從而降低了得到改善，從而降低了腐蝕剝落敏感性腐蝕剝落敏感性。時(shí)效處理時(shí)效處

16、理 7075合金是典型的時(shí)效強(qiáng)化型合金，其在固溶態(tài)的強(qiáng)合金是典型的時(shí)效強(qiáng)化型合金，其在固溶態(tài)的強(qiáng)度、硬度較低，必須經(jīng)過時(shí)效處理才能獲得高強(qiáng)度和度、硬度較低，必須經(jīng)過時(shí)效處理才能獲得高強(qiáng)度和高硬度或強(qiáng)度、硬度與韌性及抗應(yīng)力腐蝕性或抗剝落高硬度或強(qiáng)度、硬度與韌性及抗應(yīng)力腐蝕性或抗剝落腐蝕性的良好匹配。時(shí)效分為腐蝕性的良好匹配。時(shí)效分為單級(jí)時(shí)效、雙級(jí)時(shí)效和單級(jí)時(shí)效、雙級(jí)時(shí)效和三級(jí)時(shí)效三級(jí)時(shí)效等，其中，單級(jí)時(shí)效是雙級(jí)時(shí)效和三級(jí)時(shí)效等，其中，單級(jí)時(shí)效是雙級(jí)時(shí)效和三級(jí)時(shí)效等時(shí)效制度的基礎(chǔ)，且單級(jí)時(shí)效可以達(dá)到合金的強(qiáng)度等時(shí)效制度的基礎(chǔ)，且單級(jí)時(shí)效可以達(dá)到合金的強(qiáng)度、硬度峰值；雙級(jí)時(shí)效雖然一定程度上降低了合金

17、的、硬度峰值；雙級(jí)時(shí)效雖然一定程度上降低了合金的強(qiáng)度和硬度，但能使其抗腐蝕性能大大改善。強(qiáng)度和硬度，但能使其抗腐蝕性能大大改善。2.1 時(shí)效對(duì)力學(xué)性能的影響時(shí)效對(duì)力學(xué)性能的影響（1）時(shí)效溫度對(duì)力學(xué)性能的影響）時(shí)效溫度對(duì)力學(xué)性能的影響合金經(jīng)合金經(jīng)47060min固溶處理后，分別在固溶處理后，分別在100、110、120、130、140溫度下時(shí)效，保溫時(shí)間均是溫度下時(shí)效，保溫時(shí)間均是24h，其，其力學(xué)性能結(jié)果見表。力學(xué)性能結(jié)果見表。時(shí)效溫度與拉伸性能的關(guān)系曲線時(shí)效溫度與拉伸性能的關(guān)系曲線時(shí)效溫度與顯微硬度的關(guān)系曲線時(shí)效溫度與顯微硬度的關(guān)系曲線由圖由圖2.22.2和和2.32.3可以看出，隨著時(shí)效溫

18、度的升高，合金的可以看出，隨著時(shí)效溫度的升高，合金的強(qiáng)度、硬度先升高到峰值隨后又下降，而伸長率基本上強(qiáng)度、硬度先升高到峰值隨后又下降，而伸長率基本上呈下降趨勢(shì)。強(qiáng)度、硬度峰值出現(xiàn)在時(shí)效溫度為呈下降趨勢(shì)。強(qiáng)度、硬度峰值出現(xiàn)在時(shí)效溫度為120120的的時(shí)候。時(shí)候。（2）時(shí)效時(shí)間對(duì)力學(xué)性能的影響）時(shí)效時(shí)間對(duì)力學(xué)性能的影響合金經(jīng)合金經(jīng)470470 x 60minx 60min固溶處理后，在固溶處理后，在120120溫度下時(shí)效，溫度下時(shí)效，分別保溫分別保溫9 9、1414、1919、2424、2929、3434、39h39h，其力學(xué)性能結(jié)果，其力學(xué)性能結(jié)果見表見表隨著時(shí)效時(shí)間的延長，合金的強(qiáng)度、硬度逐漸

19、升高到峰值，隨著時(shí)效時(shí)間的延長，合金的強(qiáng)度、硬度逐漸升高到峰值，然后開始下降；伸長率時(shí)效初期下降較快，時(shí)效后期略有增然后開始下降；伸長率時(shí)效初期下降較快，時(shí)效后期略有增加，但變化不大。時(shí)效峰值出現(xiàn)在加，但變化不大。時(shí)效峰值出現(xiàn)在24h24h，由上述結(jié)果可知，由上述結(jié)果可知，70757075的峰值時(shí)效制度為的峰值時(shí)效制度為120120X 24hX 24h。2.2 時(shí)效對(duì)掃描組織形貌的影響時(shí)效對(duì)掃描組織形貌的影響固溶處理后得到的是一種不穩(wěn)定的過飽和固溶體，時(shí)效過固溶處理后得到的是一種不穩(wěn)定的過飽和固溶體，時(shí)效過程就是過飽和固溶體發(fā)生分解的過程。超高強(qiáng)鋁合金的時(shí)程就是過飽和固溶體發(fā)生分解的過程。超高

20、強(qiáng)鋁合金的時(shí)效析出序列為：效析出序列為：過飽和固溶體過飽和固溶體-GP區(qū)區(qū)-過渡相過渡相(MgZn2)-平衡相平衡相(MgZn2)。隨著時(shí)效溫度的升高，隨著時(shí)效溫度的升高，相的數(shù)量相的數(shù)量增多，強(qiáng)化效果增強(qiáng)，強(qiáng)增多，強(qiáng)化效果增強(qiáng)，強(qiáng)度和硬度也逐漸升高。度和硬度也逐漸升高。當(dāng)時(shí)效溫度為當(dāng)時(shí)效溫度為120120時(shí)，析出更多的時(shí)，析出更多的相，且尺寸小，彌散相，且尺寸小，彌散度高，由于度高，由于相強(qiáng)度較高，位錯(cuò)由切過機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)槔@過機(jī)制相強(qiáng)度較高，位錯(cuò)由切過機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)槔@過機(jī)制，受到的阻力最大，因而此時(shí)強(qiáng)化作用最大，合金的強(qiáng)度、硬，受到的阻力最大，因而此時(shí)強(qiáng)化作用最大，合金的強(qiáng)度、硬度達(dá)到峰值，但伸長率

21、有所下降。度達(dá)到峰值，但伸長率有所下降。隨著溫度進(jìn)一步升高至隨著溫度進(jìn)一步升高至130130 時(shí)，時(shí)，相尺寸逐漸長大，強(qiáng)化相尺寸逐漸長大，強(qiáng)化作用降低，合金強(qiáng)度、硬度下降。作用降低，合金強(qiáng)度、硬度下降。當(dāng)時(shí)效溫度達(dá)到當(dāng)時(shí)效溫度達(dá)到140140時(shí)，時(shí)，相進(jìn)一步長大，部分還可以轉(zhuǎn)相進(jìn)一步長大，部分還可以轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的、尺寸較大的變?yōu)榉€(wěn)定的、尺寸較大的相，減弱了強(qiáng)化效果，此時(shí)強(qiáng)度、相，減弱了強(qiáng)化效果，此時(shí)強(qiáng)度、硬度下降，伸長率也稍有降低。硬度下降，伸長率也稍有降低。時(shí)效處理后組織和性能的變化：時(shí)效處理后組織和性能的變化： 7075 7075合金是典型的時(shí)效強(qiáng)化型合金，其在固溶合金是典型的時(shí)效強(qiáng)化型合金

22、，其在固溶態(tài)的強(qiáng)度、硬度較低，必須經(jīng)過態(tài)的強(qiáng)度、硬度較低，必須經(jīng)過時(shí)效處理時(shí)效處理才能獲得才能獲得高強(qiáng)度和高硬度或強(qiáng)度、硬度與韌性及抗應(yīng)力腐蝕高強(qiáng)度和高硬度或強(qiáng)度、硬度與韌性及抗應(yīng)力腐蝕性或抗剝落腐蝕性的良好匹配性或抗剝落腐蝕性的良好匹配。 在時(shí)效過程中在時(shí)效過程中70757075鋁合金主要鋁合金主要強(qiáng)化相強(qiáng)化相為晶內(nèi)的為晶內(nèi)的亞穩(wěn)相亞穩(wěn)相(MgZn2)(MgZn2)，在第一階段為，在第一階段為預(yù)析出階段預(yù)析出階段，晶內(nèi)溶質(zhì)原子處于過飽和階段，析出動(dòng)力大，同時(shí)晶內(nèi)溶質(zhì)原子處于過飽和階段，析出動(dòng)力大，同時(shí)由于合金是從這幾階段開始時(shí)效，形核位置多由于合金是從這幾階段開始時(shí)效，形核位置多, ,因因而

23、在這一階段形核率較高，析出物相對(duì)來說長大趨而在這一階段形核率較高，析出物相對(duì)來說長大趨勢(shì)??；在隨后的短時(shí)加熱過程中，由于升溫，抑制勢(shì)小；在隨后的短時(shí)加熱過程中，由于升溫，抑制了析出物的長大和析出，并有少許溶解，為第二階了析出物的長大和析出，并有少許溶解，為第二階段的再時(shí)效提供物質(zhì)基礎(chǔ)和動(dòng)力；段的再時(shí)效提供物質(zhì)基礎(chǔ)和動(dòng)力； 在第二階段，由于過飽和程度比第一階段小，同時(shí)由在第二階段，由于過飽和程度比第一階段小，同時(shí)由于預(yù)析出的效果，過冷度相對(duì)較低，因而形核率較小于預(yù)析出的效果，過冷度相對(duì)較低，因而形核率較小，但同時(shí)長大速率也較小。因此，經(jīng)過再時(shí)效，但同時(shí)長大速率也較小。因此，經(jīng)過再時(shí)效，7075鋁

24、合金的強(qiáng)化相呈現(xiàn)一種鋁合金的強(qiáng)化相呈現(xiàn)一種彌散均勻分布彌散均勻分布的狀態(tài)，獲得的狀態(tài)，獲得良好的強(qiáng)度、韌性和抗腐蝕性能，強(qiáng)化了鋁合金的綜良好的強(qiáng)度、韌性和抗腐蝕性能，強(qiáng)化了鋁合金的綜合力學(xué)性能。合力學(xué)性能。（方案二）（方案二）預(yù)備熱處理：擴(kuò)散退火預(yù)備熱處理：擴(kuò)散退火最終熱處理：強(qiáng)化固溶和雙級(jí)時(shí)效最終熱處理：強(qiáng)化固溶和雙級(jí)時(shí)效 強(qiáng)化固溶處理強(qiáng)化固溶處理加熱溫度加熱溫度465465保溫時(shí)間保溫時(shí)間30min30min加熱溫度加熱溫度475475保溫時(shí)間保溫時(shí)間30min30min 雙級(jí)時(shí)效雙級(jí)時(shí)效加熱溫度加熱溫度110110保溫時(shí)間保溫時(shí)間5h5h加熱溫度加熱溫度150150保溫時(shí)間保溫時(shí)間14h

25、14h強(qiáng)化固溶處理普通固溶處理采取單一的溫度和時(shí)間進(jìn)行，它是目前普通固溶處理采取單一的溫度和時(shí)間進(jìn)行，它是目前最常用的固溶工藝。固溶處理需避免因生成過渡液相最常用的固溶工藝。固溶處理需避免因生成過渡液相而使晶界弱化的而使晶界弱化的過燒現(xiàn)象過燒現(xiàn)象，這需將固溶溫度控制在多，這需將固溶溫度控制在多相共晶點(diǎn)之下，導(dǎo)致殘余結(jié)晶相不易完全固溶從而降相共晶點(diǎn)之下，導(dǎo)致殘余結(jié)晶相不易完全固溶從而降低了合金的斷裂韌性。因此單級(jí)固溶在工業(yè)應(yīng)用中不低了合金的斷裂韌性。因此單級(jí)固溶在工業(yè)應(yīng)用中不能滿足人們對(duì)材料性能的需求。強(qiáng)化固溶處理是比普能滿足人們對(duì)材料性能的需求。強(qiáng)化固溶處理是比普通固溶處理時(shí)間更長，加熱溫度更

26、長。通固溶處理時(shí)間更長，加熱溫度更長。強(qiáng)化固溶最佳處理工藝為：強(qiáng)化固溶最佳處理工藝為：在在 465 465 保溫保溫30min 30min 后后, ,再加熱到再加熱到475475，保溫，保溫30min30min，水冷淬火；，水冷淬火；它分為它分為3 3個(gè)階段：個(gè)階段：在相對(duì)較低的溫度下保溫一段時(shí)間，這個(gè)階段的固在相對(duì)較低的溫度下保溫一段時(shí)間，這個(gè)階段的固溶是影響合金力學(xué)性能的主要因素；溶是影響合金力學(xué)性能的主要因素；以一定的速度升到一個(gè)較高溫度；以一定的速度升到一個(gè)較高溫度；在這個(gè)較高的溫度下保溫一段時(shí)間。逐步升溫處理在這個(gè)較高的溫度下保溫一段時(shí)間。逐步升溫處理可使可使極限固溶溫度極限固溶溫度

27、高于高于多相共晶溫度多相共晶溫度, ,同時(shí)能同時(shí)能避免組避免組織過燒織過燒, ,有效有效強(qiáng)化了殘余結(jié)晶相的固溶強(qiáng)化了殘余結(jié)晶相的固溶, ,顯著提高了顯著提高了合合金的力學(xué)性能金的力學(xué)性能。組織性能分析 固溶固溶+T6+T6處理（處理（470/30min+120/24min470/30min+120/24min）經(jīng)過經(jīng)過100100倍和倍和400400倍下觀察倍下觀察固溶+T6處理處理后組織照片(a)100 (b)4002、強(qiáng)化固溶處理強(qiáng)化固溶處理（465/30min+475/30min）分析：由圖可見，在分析：由圖可見，在465465/30min+475/30min+475/30min/30m

28、in時(shí)，其晶粒細(xì)時(shí)，其晶粒細(xì)小、強(qiáng)度更高、分布更均勻。小、強(qiáng)度更高、分布更均勻。常規(guī)的固溶條件下，仍有大量的第二相未固溶；常規(guī)的固溶條件下，仍有大量的第二相未固溶；而在強(qiáng)化固溶條件下，而在強(qiáng)化固溶條件下，所有粗大的第二相和共晶所有粗大的第二相和共晶相幾乎全部固溶相幾乎全部固溶, , 與常規(guī)固溶相比，與常規(guī)固溶相比，組織均勻性組織均勻性有了根本改觀，且未見有了根本改觀，且未見再結(jié)晶晶粒長大再結(jié)晶晶粒長大，通過強(qiáng)，通過強(qiáng)化固溶，可使鑄錠組織中遺傳下來的粗大第二相化固溶，可使鑄錠組織中遺傳下來的粗大第二相和共晶相的溶解速度和固溶程度大幅度增加，可和共晶相的溶解速度和固溶程度大幅度增加，可以達(dá)到基本以

29、達(dá)到基本消除粗大第二相的目的消除粗大第二相的目的。合金組織中由于粗大第二相尺寸和數(shù)量的減少合金組織中由于粗大第二相尺寸和數(shù)量的減少, , 使合金的性能略有提高，伸長率的提高尤為顯著使合金的性能略有提高，伸長率的提高尤為顯著，與常規(guī)的熱處理工藝相比，性能提高近，與常規(guī)的熱處理工藝相比，性能提高近20%, 20%, 且且伸長率仍能維持很高水平。伸長率仍能維持很高水平。雙級(jí)時(shí)效處理：7075合金是典型的時(shí)效強(qiáng)化型合金，其在合金是典型的時(shí)效強(qiáng)化型合金，其在固溶態(tài)的強(qiáng)固溶態(tài)的強(qiáng)度、硬度較低度、硬度較低，必須經(jīng)過，必須經(jīng)過時(shí)效處理時(shí)效處理才能獲得才能獲得高強(qiáng)度和高強(qiáng)度和高硬度或強(qiáng)度、硬度與韌性及抗應(yīng)力腐蝕

30、性或抗剝落高硬度或強(qiáng)度、硬度與韌性及抗應(yīng)力腐蝕性或抗剝落腐蝕性腐蝕性的良好匹配。的良好匹配。 雙級(jí)時(shí)效雙級(jí)時(shí)效加熱溫度加熱溫度110110保溫時(shí)間保溫時(shí)間5h5h加熱溫度加熱溫度150150保溫時(shí)間保溫時(shí)間14h14h70757075鋁合金的雙級(jí)時(shí)效制度為：一級(jí)時(shí)效加熱溫度一鋁合金的雙級(jí)時(shí)效制度為：一級(jí)時(shí)效加熱溫度一般為般為100100120120，保溫時(shí)間為，保溫時(shí)間為3 324h24h；二級(jí)時(shí)效加熱；二級(jí)時(shí)效加熱溫度一般為溫度一般為155155180180，保溫時(shí)間為，保溫時(shí)間為8 830h.30h.綜合考綜合考慮雙級(jí)時(shí)效因子組合如下表：慮雙級(jí)時(shí)效因子組合如下表：通過正交法確定二級(jí)淬火的最

31、佳加熱溫度和保溫時(shí)間。以抗拉通過正交法確定二級(jí)淬火的最佳加熱溫度和保溫時(shí)間。以抗拉強(qiáng)度、顯微硬度和伸長率作為性能指標(biāo)，這三個(gè)指標(biāo)越大越好強(qiáng)度、顯微硬度和伸長率作為性能指標(biāo)，這三個(gè)指標(biāo)越大越好。正交法計(jì)算如下。正交法計(jì)算如下雙級(jí)時(shí)效的一級(jí)時(shí)效溫度為雙級(jí)時(shí)效的一級(jí)時(shí)效溫度為110110，保溫時(shí)間，保溫時(shí)間5h5h，二級(jí)時(shí)效溫，二級(jí)時(shí)效溫度為度為150150，保溫時(shí)間，保溫時(shí)間14h14h雙級(jí)時(shí)效的組織和性能的變化：雙級(jí)時(shí)效的組織和性能的變化： 第一級(jí)時(shí)效的時(shí)效溫度第一級(jí)時(shí)效的時(shí)效溫度較低較低，該階段主要作用是成核，形，該階段主要作用是成核，形成的析出相是成的析出相是大量細(xì)小的彌散的大量細(xì)小的彌散的

32、GPGP區(qū)區(qū)； 第二級(jí)時(shí)效的時(shí)效溫度第二級(jí)時(shí)效的時(shí)效溫度較高較高，在晶內(nèi)組織形態(tài)主要分布均，在晶內(nèi)組織形態(tài)主要分布均勻的盤狀相，勻的盤狀相，亞晶界上的析出相為具有較大尺寸的亞晶界上的析出相為具有較大尺寸的相相，大角度晶界上的析出相主要是，大角度晶界上的析出相主要是相相。延長時(shí)效時(shí)間（提。延長時(shí)效時(shí)間（提高時(shí)效溫度），晶內(nèi)的高時(shí)效溫度），晶內(nèi)的相粗化，晶界相粗化，晶界相長大，晶相長大，晶界形貌變?yōu)椴贿B續(xù)分布，同時(shí)無沉淀析出帶變寬，合金組界形貌變?yōu)椴贿B續(xù)分布，同時(shí)無沉淀析出帶變寬，合金組織變?yōu)檫^時(shí)效狀態(tài)?？椬?yōu)檫^時(shí)效狀態(tài)。 經(jīng)雙級(jí)時(shí)效熱處理后，經(jīng)雙級(jí)時(shí)效熱處理后，合金的強(qiáng)度會(huì)下降，但抗腐蝕性提合金

33、的強(qiáng)度會(huì)下降，但抗腐蝕性提高。高。強(qiáng)化固溶與單級(jí)固溶相比，在不增加合金元素強(qiáng)化固溶與單級(jí)固溶相比，在不增加合金元素總含量總含量的條件下提高了的條件下提高了固溶體的過飽和度固溶體的過飽和度，同時(shí)減少了粗大，同時(shí)減少了粗大未溶結(jié)晶相未溶結(jié)晶相, ,對(duì)于對(duì)于提高時(shí)效析出程度提高時(shí)效析出程度和和改善抗斷裂性改善抗斷裂性能能具有積極意義，是提高合金綜合性能的一條有效途具有積極意義，是提高合金綜合性能的一條有效途徑。徑。但在工業(yè)應(yīng)中仍存在但在工業(yè)應(yīng)中仍存在2 2個(gè)問題：個(gè)問題： A. A. 隨著溫度的升高隨著溫度的升高, ,合金晶粒逐漸長大，晶粒長大又合金晶粒逐漸長大，晶粒長大又會(huì)導(dǎo)致強(qiáng)度下降；會(huì)導(dǎo)致強(qiáng)度

34、下降；B. B. 溫度的升高也會(huì)導(dǎo)致合金中的過剩相逐漸減少，溫度的升高也會(huì)導(dǎo)致合金中的過剩相逐漸減少，第二相的彌散強(qiáng)化作用降低，從而使合金軟化第二相的彌散強(qiáng)化作用降低，從而使合金軟化。兩種方案的比較RRARRA熱處理后晶粒都呈纖維狀延性斷裂，纖維狀斷口熱處理后晶粒都呈纖維狀延性斷裂，纖維狀斷口表面含有大量細(xì)小的韌窩。由圖可看到未脫落的顆粒表面含有大量細(xì)小的韌窩。由圖可看到未脫落的顆粒，由于第二相顆粒的溶解效果較好，導(dǎo)致裂紋源減少，由于第二相顆粒的溶解效果較好，導(dǎo)致裂紋源減少，析出相數(shù)量增加，析出相數(shù)量增加( (屈服強(qiáng)度增加屈服強(qiáng)度增加) )，保證了合金的高，保證了合金的高強(qiáng)度和良好的延伸率。強(qiáng)度和良好的延伸率。經(jīng)經(jīng)RRARRA處理，合金能保持處理，合金能保持T6T6狀態(tài)的力學(xué)性能，是因?yàn)闋顟B(tài)的力學(xué)性能，是因?yàn)樵撎幚頎顟B(tài)下晶內(nèi)組織處于峰值時(shí)效