7055铝合金的化学成分_物相组成及其性能特点(3)

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上　海　有　色　金　属第29卷

在7055超高强铝合金中,Fe和Si是有害杂

(Fe,Mn,Cu)A16、质,可能生成(Fe、Cr)3SiAl12、Cu2FeAl7和Mg2Si等杂质相粗大粒子。在合金中

度和塑性。经过高温长时间强化均匀化处理,共晶相的数量、尺寸有所减少,但共晶相仍只能部分溶入基体。即使经过热挤压变形,仍保留了部分粗大的第二相粒子。

S(Al2CuMg)相:该相属斜方晶系,点阵常数为a=014nm,b=01025nm,c=01715nm。

Al3Zr相:由于Zr在Al中的溶解度极低,微

主要以不溶或难溶的A1FeSi等脆性相的形式存在。热加工变形后,容易形成沿变形方向断续排列的带状组织。塑性变形过程中,由于基体与脆性相变形不协调,容易在相界面上形成孔隙,产生微细裂纹,成为宏观裂纹的发源地,显著降低合金的断裂韧性。7055超高强铝合金是在7075铝合金的基础上进一步控制这两种有害元素的含量发展起来的。7055超高强铝合金的Fe的含量必须控制在0115%以下,Si含量控制在011%以下。

[4]

量Zr的加入也容易析出Al3Zr粒子。一般认为Al3Zr为弥散分布在晶内和晶界上的微小质点,

对细化合金晶粒、提高合金强度、韧性、时效效果和抗腐蚀性能都是有益的。

一般认为,7055铝合金的沉淀顺序是:α(过饱和固溶体)→GP区→η’(2过渡相)η(2)→233P与基体共,GP区沿基体的,随着时效时间的延长和温度的升高,其厚度虽无明显增加,但直径却迅速增大。η’为过渡相,与基体保持半共格六方结构,在基体的(111)面上呈六角形板状沉淀,与基体的取向关系为{0001}η’//{111}a、{1010}η’//{110}a;η为平衡相,与基体非共格,为六方结

2　7055合金的物相组成及其作用

据文献[5]报道,7055合金中主要的物相

η(MgZn2)、S(Al2CuMg为:α2Al(固溶体)、T(Al2Zn3Mg2)和Al3Zr。

α2Al(:,由纯AlMgCu、r等原子,形。除Zr的原子半径为01216nm,大于基体原子半径外,合金中其它元素的原子半径均小于基体原子的原子半径

(Cu:01157nm,Zn:01153nm,Mg:01172nm。因此,当合金元素溶入纯Al基体中时,面心立方结构发生畸变扭曲,固溶体晶体的点阵常数应小于纯Al的点阵常数。通过X射线衍射精确测量固溶体的点阵常数,可以发现固溶体的固溶度越大,固溶体的点阵常数越小。另外,固溶度的大小还可以通过测量合金试样的电导率来反映。当合金元素溶入Al中对Al原子的原始晶格的影响,这种晶格畸变使电子通过材料的过程变得更加困难,电导率将降低。合金元素尺寸的大小对纯Al电导率也有一定影响,尺寸小于Al原子的Si和Zn对电导率的影响小于Mg和Cu,而合金

构,呈板条状。

合金的强度主要依赖于基体沉淀相(MPt)。在固溶处理后的整个时效过程中,合金的强度基本上随各时效阶段的基体组织而变化。不过,基

η’相中的一种或两种体的强度到底由GP区、

联合决定,至今没有定论。有人认为,主要强化

相是GP区,即基体组织中刚刚出现η’相时,合金的强度最高,此时强化的贡献主要来自GP区粒子在基体中所引起的内应力及位错穿过它们时所引起的化学效应对位错运动的阻碍作用。如果时效到以η’相为主时,则基体的强度明显下降。也有人通过计算得出结论,认为主要强化相是η’相,还有人则认为是两者共同作用的结果。但是,无论是何种质点作为强化相,其体积分数越大、越弥散,则强化效果越好。若沉淀相质点刚性大,且分布很均匀,则必然对抗应力腐蚀性能及韧性有利。因为这些分布均匀、刚性较大的质点能更有力地阻碍变形过程中位错的运动,从而提高合金的强度。连续网状分布的晶界

元素对Al合金的电导率的实际影响是每种单独元素影响的合成。

η(MgZn2)相:该相为六方结构。点阵常数a=015233nm,c=018566nm。非平衡的MgZn2相

是主要强化相。

T(Al2Mg2Zn3)相:晶体结构和点阵常数都不清楚。一般认为这种共晶相严重影响合金的强