Al－Zn－Mg－Cu－Zr－0.5Er合金型材组织性能研究

王少华，马志锋，张显峰，孙 刚，冯朝辉，李 伟，陆 政

（北京航空材料研究院，北京100095）

Al－Zn－Mg－Cu系超高强铝合金，因其具有高强度、低密度和良好的加工性能等优点，是航空航天领域广泛应用的结构材料之一[1－3］。为了提高铝合金的综合性能或者某一方面的性能，添加微量的稀土元素是个有效的途径。研究表明，铝合金中加入微量Sc形成LI2型Al3Sc相，晶格常数与Al基体相近，可以有效地细化晶粒和强烈的时效强化效应[4］。微量Ag可以提高Al－Zn－Mg－Cu合金的时效硬化速度，提高GP区的稳定温度区间[5］。Er的价格低廉，这使得Er在铝工业中的推广应用具有很大的优越性，在 Al－Mg[6］，Al－Zn－Mg[7－9］和Al－Li[10］合金中添加微量的Er，可有效细化合金的铸态晶粒；提高合金的硬度、强度和再结晶温度。但是，关于微量元素Er对高Zn含量的Al－Zn－Mg－Cu系合金组织性能的影响及相关机理的报道较少[11，12］。

本工 作 研 究 的 Al－Zn－Mg－Cu－Zr－0.5Er（质 量 分数%，下同）合金型材是一种新的超高强合金，该合金型材的Zn含量较高，但是Cu和Mg的含量较低，合金中还添加入了0.5%的Er，但是关于该合金组织性能的研究鲜见报道。因此，本工作较系统地研究了Er元素在该合金型材的存在形式及对组织性能的影响，为将来Er元素在Al－Zn－Mg－Cu超高强铝合金的推广应用提供参考。

1 实验材料及方法

实验材料为2.5mm 厚的 Al－Zn－Mg－Cu－Zr（－0.5 Er）合金型材，基体合金（以下简称合金1）与加Er微合金化后合金（以下简称合金2）的化学成分见表1。

Al－Zn－Mg－Cu－Zr（－0.5Er）合金型材经470℃／2h固溶、室温水淬后，进行120℃／4h＋165℃／8h双级时效处理。两种合金时效后的拉伸实验在 WDW－1 00kN试验机上进行，拉伸试样沿挤压方向截取。显微组织采用MEFS型多功能金相显微镜观察，第二相及断口分析在JSM－M5600LN型扫描电镜上进行。合金时效后沉淀相的析出情况在JEM－2010型透射电镜上观察，加速电压为200kV。采用电子背散射衍射（EBSD）技术分析了合金型材的晶粒大小、晶粒取向及再结晶信息。背散射电子衍射分析在LEO－1450扫描电镜配备的Channel 4（EBSD）系统进行。进行晶粒组织分析时采用的步长是0.6μm，范围为300μm×200μm。

表1 Al－Zn－Mg－Cu－Zr（－0.5Er）合金的化学成分（质量分数／%）Table 1 Chemical compositions of the Al－Zn－Mg－Cu－Zr（－0.5Er）alloys（mass fraction／%）

2 实验结果

2.1 显微组织

图1为两种合金型材固溶处理后的显微组织图片，合金1的晶粒沿挤压方向（L向）为明显的纤维状组织；合金横向（LT向）的晶粒组织尺寸有所增加，仍为拉长的组织，只是发生了部分的回复再结晶和晶粒长大。合金2晶粒沿挤压方向（L向）为明显的纤维状组织；合金横向（LT向）的晶粒组织尺寸细小，仍为拉长的平行组织，未发现回复再结晶，合金晶界处沿挤压方向存在许多未溶的第二相粒子。

图2给出了合金2型材固溶后未溶相的SEM图片和EDS分析，结果显示未溶的第二相基本为Al8Cu4Er相[11］，尺寸大小不等，大约为1～10μm，说明挤压变形后，合金晶界处的Al8Cu4Er相破碎的不充分，仍然残留有10μm这样比较大尺寸的未溶相，对合金的强度和韧性不利。

2.2 拉伸性能

图1 Al－Zn－Mg－Cu（－0.5Er）合金型材固溶后的三维光学显微组织照片 （a）合金1；（b）合金2Fig.1 Three－dimensional optical micrographs of Al－Zn－Mg－Cu（－0.5Er）alloy profile after solid solution treatment （a）alloy 1；（b）alloy 2

图2 Al－Zn－Mg－Cu－Zr－0.5Er型材固溶后第二相的SEM（a）和EDS分析（b）Fig.2 SEM and EDS of second phase in Al－Zn－Mg－Cu－Zr－0.5Er alloy profiles after solid solution treatment （a）SEM；（b）EDS

表2 Al－Zn－Mg－Cu－Zr（－0.5Er）合金型材120℃／4h＋165℃／8h双级时效后的拉伸性能Table 2 Tensile properties of Al－Zn－Mg－Cu－Zr（－0.5Er）alloy profile after 120℃／4h＋165℃／8htemper

两种合金型材在120℃／4h＋165℃／8h时效后的拉伸性能如表2所示，可见，Er的加入降低了合金型材的强度和韧性，但提高了合金型材的电导率。对比基体合金型材，合金2的强度降低约9%，伸长率降低了2.7%，电导率提高了3.3%。

2.3 拉伸断口

合金1的断口主要以穿晶的剪切和韧窝混合型断裂为主，剪切带和韧窝是断口的主要特征，而且在韧窝处未见到任何的第二相粒子（图3（a））。合金2与合金1的断裂机制基本一致，只是整个断口韧窝的比例增加，而且几乎每个韧窝的底部都存在一个或多个第二相粒子，如图3（b），（c）所示。第二相粒子的尺寸约为1～3μm，对其进行EDS分析，结果显示第二相粒子都为 Al8Cu4Er相（图3（c），（d））。

图3 Al－Zn－Mg－Cu－Zr（－0.5Er）合金型材双级时效处理后拉伸断口的SEM 形貌和EDS分析（a）合金1，SEM；（b），（c）合金2，SEM；（d）图3（c）中粒子的 EDSFig.3 SEM and EDS of tensile fracture of Al－Zn－Mg－Cu－Zr（－0.5Er）alloy profiles after two step aging treatment（a）alloy 1，SEM；（b），（c）alloy 2，SEM；（d）EDS of particle in fig.3（c）

2.4 TEM组织分析

图4为合金2基体内第二相粒子的TEM图片和EDS分析，晶内分布着一些尺寸约为50nm的黑色圆形粒子，经过EDS分析可知，这些粒子也为Al8Cu4Er相。这些粒子的尺寸较小，而且呈规则的圆形，与存在于晶界的1～10μm的Al8Cu4Er相粒子（图3（d））成分类似，但是对合金组织性能起的作用却截然不同。

图5和图6为合金经过120℃／4h＋165℃／8h双级时效后的TEM照片，晶内和晶界处的明场相均是在〈011〉Al带轴下得到的。合金1晶内存在着棒状和圆形两种形态的沉淀相，而且主要以圆形的沉淀相为主，尺寸多集中在10～20nm（图5（a））。晶界沉淀相粗化严重，呈圆形且沿着晶界断续分布。晶界附近存在明显的晶界无析出带（PFZ），过时效现象明显（如图5（b））。〈001〉Al带轴下的衍射斑点花样如图5（a）中小图所示，〈001〉Al带轴下可以清晰地发现在1／3｛220｝，2／3｛220｝的位置出现了η′（η）相的衍射花样，晶内沉淀相主要为与基体半共格的η′相和非共格的η相，并且η相数量居多[13］，说明此时合金的强度已经处在下降的阶段。合金2晶内沉淀相的析出情况与合金1基本一致，没有明显区别（图5（b））。

图4 Al－Zn－Mg－Cu－Zr－0.5Er合金型材均匀化处理后第二相的 TEM（a）和EDS分析（b）Fig.4 SEM and EDS of second phase in Al－Zn－Mg－Cu－Zr（－0.5Er）alloy after homogenization （a）TEM；（b）EDS

图5 Al－Zn－Mg－Cu－Zr（－0.5Er）合金型材双级时效后的 TEM 照片和选区电子衍射图（a）合金1，〈001〉SADP；（b）合金2，〈001〉SADPFig.5 TEM images and SAD patterns of Al－Zn－Mg－Cu－Zr（－0.5Er）alloy profiles after two step aging treatment（a）alloy 1，〈001〉SADP；（b）alloy 2，〈001〉SADP

图6 Al－Zn－Mg－Cu－Zr（－0.5Er）合金型材双级时效后的晶界 TEM 图片 （a）合金1；（b）合金2Fig.6 TEM images of grain boundaries of Al－Zn－Mg－Cu－Zr（－0.5Er）alloy profile after two step aging treatment （a）alloy 1；（b）alloy 2

合金1和合金2型材晶界处的沉淀相均沿晶界断续分布，晶界附近有较窄的晶界无析出带，有明显的过时效特征。

仔细对比合金2与合金1型材经过120℃／4h＋165℃／8h双级时效后的晶内和晶界的TEM照片，发现沉淀相种类、尺寸和数量没有明显差异。所以，Er的加入对合金型材的时效析出情况没有产生明显的影响。

2.5 EBSD晶粒取向分析

对于变形铝合金而言，合金固溶后的回复再结晶程度对合金性能也是至关重要的，图7为采用EBSD技术观察合金1和合金2型材固溶后组织的再结晶情况的分析结果，观察的区域为合金型材的横向（在晶界和亚晶界图中，蓝色线代表取向差为3～5°；红色线代表取向差为5～10°；细黑线代表取向差为10～15°；粗黑线代表取向差为大于15°）。在合金1型材中，合金的晶粒由挤压的纤维状组织和许多小尺寸的近等轴晶粒组成，而且纤维组织部分晶粒的尺寸也较大（见图7（a））。通过合金1型材的晶界和亚晶界图可以清晰地发现合金发生了比较严重的再结晶，在拉长的晶粒之间存在许多小尺寸的近等轴晶粒（见图7（b））。合金2型材的晶粒中大部分的晶粒为拉长的纤维状晶粒，晶粒尺寸较小，仅发生了少量的再结晶（见图7（c），（d））。

图7 Al－Zn－Mg－Cu－Zr（－0.5Er）合金型材横向截面的 EBSD晶粒形貌和晶界图（a）合金1，晶粒形貌图；（b）合金1，晶界图；（c）合金2，晶粒形貌图；（d）合金2，晶界图Fig.7 EBSD maps showing grain morphology and boundary in transverse direction of Al－Zn－Mg－Cu－Zr（－0.5Er）alloy profile（a）alloy 1，grain morphology；（b）alloy 1，grain boundary；（c）alloy 2，grain morphology；（d）alloy 2，grain boundary

3 分析与讨论

3.1 Er对合金组织形貌的影响

合金1型材经过固溶处理后，合金晶内和晶界的第二相基本都回溶到了基体，合金元素在晶内和晶界分布都很均匀（如图1（a））。合金2型材中加入0.5%Er后，大部分的Er元素是以Al8Cu4Er相的形式存在于晶界处。为了研究合金中Al8Cu4Er相的回溶温度，测试了含Er合金在铸态和均匀化态的DSC曲线，结果如图8所示。DSC分析显示合金的铸态组织中存在两个明显的吸热峰，一个在474℃，另一个在575℃。前一个峰对应 MgZn2相的回溶，而575℃出现的吸热峰对应的是Al8Cu4Er相的回溶反应。传统的均匀化和固溶工艺不能有效的促进该相的回溶。因此，合金2型材经过挤压变形和固溶处理破碎了并溶解了一部分的Al8Cu4Er相，但是由于变形量有限，合金中还是存在大量的Al8Cu4Er残留相（见图1（b）和图2）。

图8 合金2的DSC曲线Fig.8 The DSC curves of alloy 2

如图7所示，挤压变形和固溶处理后，合金2的晶粒尺寸要更细小，而且再结晶的程度要明显小于合金1型材。说明合金1在挤压和固溶处理后，内部发生了再结晶和晶粒的长大。但是，Er的加入可以有效地抑制合金的回复再结晶和晶界的迁移合并，使得合金保持了挤压态的纤维状组织。合金中加入微量Er后，形成了难回溶的Al8Cu4Er相，这些相主要偏聚在晶界，大部分的粒子在挤压变形后发生破碎，尺寸1～5μm不等（见图2，3）。另外，在晶内还分布着一类Al8Cu4Er相，尺寸约为50nm（见图4）。这两类粒子都可以钉扎位错和晶界的迁移，有效抑制合金回复再结晶和晶粒长大，保持合金的变形态组织。

3.2 Er对合金拉伸性能的影响

Al－Zn－Mg－Cu系合金的强度主要依赖于时效后的沉淀强化相，而主要的强化相就是MgZn2相，另外还有几种强化相，例如S（Al2CuMg），T（Al2Mg3Zn3）和θ（Al2Cu）相等，只不过它们的强化作用没有MgZn2相作用明显。因为在合金中Er的加入在晶界处形成了大量的Al8Cu4Er相，所以固溶在基体的Cu原子数量减少，在时效过程中S（Al2CuMg），和θ（Al2Cu）的数量就会大量减少，而它们的强化作用也会大大削弱，合金的强度降低。

合金固溶时效后，在合金的晶内和晶界仍然有大量的Al8Cu4Er相，尺寸为1～5μm。这些相比较脆而且和基体的结合力不够强，在受到拉应力作用时，大量位错在第二相粒子处塞积，迫使粒子破碎或者与基体分离产生裂纹，形成韧窝型断裂，降低了合金的强度，这种断裂最主要的特征就是在韧窝的底部有第二相粒子。

通过对比合金1与合金2型材时效后的沉淀相析出情况，没有发现Er的加入对沉淀相的种类、数量和尺寸有明显的影响。含Er合金强度降低主要是因为0.5%Er的添加量偏高，合金晶内的固溶量有限，合金中大量的元素Er以残留的Al8Cu4Er相存在，而常规的均匀化和固溶处理难以促使该相的回溶，在拉伸过程中成为裂纹源，导致合金在残留相处断裂，影响合金的强度。

本研究中挤压型材的变形量有限，合金中残留的Al8Cu4Er相没有得到充分的变形和破碎，较大尺寸的未溶相在高温固溶过程中没有溶解，相对尺寸较小的破碎相回溶到了基体中，说明大变形量对Al8Cu4Er相的回溶有促进作用。因此，本研究采用金属模铸造方法分别制备了含有0.12%Er和0.48%Er的20mm厚的铸锭，并通过九个道次的轧制得到了2mm厚的板材，不同合金板材T6态的室温拉伸性能如表3所示。结果显示经过多个道次大变形量轧制后的合金板材，合金强度随Er含量的增加而升高。这说明多道次的反复碾压有效的破碎了合金中残留的Al8Cu4Er相，大量小尺寸的Al8Cu4Er相在随后的固溶处理中回溶，减小了合金拉伸过程中裂纹源的数量，有效地提高了合金的强度。

表3 Al－Zn－Mg－Cu－Zr（－Er）合金板材T6态的拉伸性能Table 3 Tensile properties of Al－Zn－Mg－Cu－Zr（－Er）alloy plates after T6temper

3.3 Er对合金电导率的影响

电导率与合金的抗应力腐蚀性能密切相关，一般合金的抗应力腐蚀性能随合金电导率的增加而提高，因此电导率通常被作为判定合金性能的一个重要指标。本工作采用Starink模型[14］讨论了合金1与合金2型材的电导率差异，合金的电导率可以用下面的公式（1）表示。合金1与合金2型材的时效析出行为相似，因此基体中的元素Zn和Mg的浓度基本一致，电导率的差异主要是Cu元素所致。在合金2型材中，Er的加入使得大量的Cu原子与Er原子结合形成了Al8Cu4Er相，在随后的固溶时效处理也仅有少部分小尺寸的相溶解，大部分的Al8Cu4Er相仍以第二相的形式存在合金中。

式中：σM（t）为基体电导率；ρM（t）为基体电阻；ρ0为不含合金元素的基体电阻；t为时效时间；xZn（t），xMg（t）和xCu（t）为Zn，Mg和Cu在基体中的浓度。可见，在合金时效析出程度相近的情况下，由于Cu原子的析出，合金2型材的电导率一直高于合金1型材，显示Er元素的添加增加了合金的抗应力腐蚀性能。

综上所述，尽管本工作研究的 Al－Zn－Mg－Cu－Zr－0.5Er合金强度有所下降，但根据本工作对该合金较系统的研究可知，在Al－Zn－Mg－Cu系合金中添加Er元素应控制在0.5%以下（建议0.1%～0.3%为宜），并尽可能地通过变形破碎Al8Cu4Er相，采用多级高温精密固溶处理，促进该相的回溶，这样可以得到强度和抗应力腐蚀性能优异的合金。

4 结论

（1）Al－Zn－Mg－Cu－Zr－0.5Er合金型材中，元素 Er主要以未溶Al8Cu4Er相的形式存在，可以钉扎位错和晶界的迁移，有效抑制合金回复再结晶和晶粒长大，保持合金的变形态组织。

（2）0.5%Er的添加使得合金型材的强度降低，主要是因为合金型材中残留了大量的Al8Cu4Er相，在变形过程中由于位错塞积形成裂纹，降低了合金的强度。但是，合金的电导率有所提高。

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