7050鋁合金，屬于Al-Zn-Mg-Cu系合金，具有密度小、強度高、可加工性能好、抗剝落腐蝕性和抗應力腐蝕開裂 （SCC） 性好等優點，常用于航空航天、現代汽車輕量化、交通工具、工裝夾具等方面。閻大京觀察到7475鋁合金單級時效時存在雙峰現象。陳小明等證明了單級時效雙峰現象存在于7000系鋁合金中并具有一定的普適性。單級低溫超長時效工藝生產效率較低，企業的生產成本較高。為了了解顯微組織結構對力學性能和SCC行為的影響，研究人員利用電子顯微衍射技術對T73狀態下過時效的顯微結構等進行了大量的研究。一般認為，中低溫的沉淀析出的順序為：過飽和固溶體→基體固溶相 （GP區）→η‘（MgZn2）→η（MgZn2）。其中，η’相為過渡相，具有六角結構；η為穩定相，也具有六角結構，但η‘相與η相的晶格常數不同。現階段7xxx系鋁合金的抗SCC性能受到普遍關注，大多數材料工作者認為SCC主要是氫致斷裂過程，所以氫脆 （HE） 問題一直受到廣泛的重視。雙級雙峰時效兼顧了強度和塑韌，但雙級峰值時效對抗SCC性能的影響至今尚不清楚。本文利用拉伸實驗、硬度測試、斷面形貌觀測研究了7050鋁合金的力學性能，并采用陰極滲氫法、定氫儀、能譜儀 （EDS） 和掃描電鏡 （SEM） 等手段研究了雙級雙峰時效工藝對7050鋁合金抗SCC性能的影響，闡明時效硬化特性機理，為工業應用提供技術指導。

1 實驗方法

1.1 實驗材料

實驗所選用的7050鋁合金是美國ALCOA公司生產的板材，厚55 mm，通過機械加工得到15 mm×15 mm×10 mm試樣。合金化學組分 （質量分數，%） 為：Zn 6.62，Mg 0.60，Cu 0.20，Zr 0.10，Ti 0.20，Mn 0.30，Cr 0.20，Fe 0.35，Si 0.30，Al 余量。

1.2 雙級時效制度

固溶處理在空氣爐中進行，固溶溫度控制在 （743±5） K，固溶時間70 min，水淬，采用電熱鼓風干燥箱進行干燥，其溫度精度控制在±5 K。雙級時效制度下，一級時效分別在383和393 K溫度下時效8 h；二級時效分別在423和433 K下進行長時間時效，時效時間控制在0~140 h之內。

1.3 力學性能測試

硬度采用HR-150型洛氏硬度計，測定5個試樣，最后取平均值。實驗前，依次使用200#、600#、1200#砂紙將試樣表面磨光，除去氧化膜，酒精清洗，吹干。沿L-T方向截取拉伸試樣，按照GB/T16865-1997標準執行，采用AG-10TA萬能試驗機進行力學性能測試，測定3個試樣，最后取平均值。

1.4 斷裂韌性測試

在INSTRON8801型材料試驗機器上進行斷裂韌性測試，實驗方法按照GB/T4161-2007標準執行，緊湊拉伸測定材料的斷裂韌度，沿L-T方向取樣，先預置裂紋，再進行緊湊拉伸。緊湊拉伸實物圖如圖1所示。

1.5 滲氫實驗

采用電化學陰極滲氫法，實驗裝置見圖2。試樣為陰極，碳棒為陽極。電源為SK1700SL-2A型直流穩流電源。電解液成分為1 mol/L H2SO4溶液，并添加微量As2O3毒化劑，毒化劑的作用是阻礙氫原子結合成氫分子，以提高試樣表面氫原子的濃度。滲氫在室溫下進行，滲氫電流密度控制在 （20±1） mA/cm2，充氫時間分別為0，3，6和9 h。為了避免氫散失造成的誤差，在充氫完畢5 h內進行拉伸。

1.6 慢應變拉伸應力腐蝕實驗

嚴格按照GB/T16865-1997標準進行實驗。試樣充氫后，在DP-WDML-3型慢速率拉伸應力腐蝕試驗機上進行，應變速率為5×10-7s-1。試樣尺寸如圖3所示，短橫向為長軸方向，斷裂后與SCC最敏感方向一致。試樣經熱處理并去除氧化膜。

1.7 氫含量的測定

在EMGA-621型定氫儀上進行。經熱處理后的試樣洗滌吹干后，稱重，然后置于石墨坩堝內，再加助溶劑錫粒，采用低電壓高電流的脈沖加熱，高溫熔融，釋放出氫，在載氣氬氣的帶動下，通過除塵，干燥進入檢測池，自動電子檢測裝置根據熱導率的變化直接讀出氫的含量。

1.8 顯微組織觀察

試樣先拋光，再采用Keller試劑 （2.5%HNO3+1.5%HCI+1.0%HF+95%H2O，體積分數） 腐蝕，使用Hitachi S-4700型SEM對緊湊拉伸斷口進行形貌觀察，采用EM400T型透射電鏡 （TEM） 進行微觀組織分析，成分分析采用TEM自帶EDS進行。

2 結果與討論

2.1 雙級時效制度對力學性能的影響

圖4是7050鋁合金經雙級時效制度處理后的硬度、強度和延伸率隨時效時間的變化曲線。由圖4可知，雙峰現象存在于7050雙級時效中，時效硬度、強度曲線均隨著雙級時效時間的延長先上升后下降，下降到一定程度后，再上升后下降，出現M型的雙峰現象，且硬度和強度的趨勢保持一致。延伸率隨著時效的進行基本呈下降趨勢，但在各個峰值位置略有增加呈一定的峰值。

2.2 雙級時效制度對斷裂韌性的影響

經不同條件的雙級時效處理后，7050鋁合金的斷裂韌性不同。熱處理制度為743 K×70 min+393 K×55 h （單級） 時，KIc值為32.2 MPa·m1/2；743 K×70 min+393 K×8 h+423 K×17 h時，KIc值為30.1 MPa·m1/2；743 K×70 min+393 K×8 h+423 K×33 h時，KIc值為30.3 MPa·m1/2；743 K×70 min+393 K×8 h+423 K×45 h時，KIc值為38.5 MPa·m1/2；723 K×70 min+393 K×8 h+423 K×57 h時，KIc值為28.7 MPa·m1/2。其中，45 h時合金的斷裂韌性達到最大值38.5 MPa?m1/2。單級時效峰值55 h時[8]，雖然強度硬度較高，但斷裂韌性卻比較低。

圖5是雙級時效制度下試樣的斷口形貌。時效制度為743 K/70 min+393 K/8 h+423 K，時效時間分別為17，33，45和57 h。從圖5c中可以看出，第二時效峰斷口處韌窩幾乎均勻分布，韌窩較小，密度較大。從斷口韌窩分布情況可以判斷，對應743 K×70 min+393 K×8 h+423 K×45 h熱處理制度的試樣，其斷裂韌性最佳。從圖5a的斷口可以看出，韌窩大、數量少，屬于沿晶斷裂，硬脆質點出現在韌窩的底部，同時存在剪切片，可以判斷該時效制度下材料較脆。從圖5b和d可以看出，韌窩少，且存在可作為應力源的硬脆相粒子，與基體的交界處萌生孔隙或空洞，開始產生微小裂紋，裂紋擴展質點從周圍斷開，產生坑狀韌窩。對圖5c和d中A和B兩點進行EDS分析，分析結果見表1。

A和B兩點韌窩處除Fe和Si含量不同外，其他元素成分基本相同，其中A處Fe和Si含量遠比B處少得多，從這點可以說明Fe和Si的含量對斷裂韌性有一定影響。韌窩中心存在第二相粒子，可作為裂紋發源地，一旦受外力作用，位錯被推向第二相粒子。而第二相粒子性質硬脆，逐漸堆積在基體界面，形成微小孔洞，外力持續作用下新的位錯環不斷被推向微孔，微孔迅速擴展，最后導致材料斷裂。

2.3 雙級時效制度對氫含量及慢應變拉伸性能的影響

定氫實驗結果如表2所示。經雙極時效制度處理后，即固溶溫度743 K，固溶時間70 min，一級時效溫度393 K，一級時效時間8 h；二級時效溫度423 K，時效時間分別為17，33和45 h，7050鋁合金剛好處于雙峰的各個峰位。從實驗結果可以看出，隨著充氫時間的延長，氫含量是上升的；從相同的充氫時間來看，處在第二時效峰值時氫的含量最低。

表3所示為7050鋁合金充氫0，3，6和9 h后的慢應變拉伸 （SSRT） 實驗結果。對比表3與圖4可知，充氫前和充氫后7050鋁合金強度與硬度均存在雙峰現象。充氫后合金在3種時效狀態下的斷裂強度均有所下降，而第二峰處合金斷裂強度的下降程度明顯比第一峰處的小。也就是說，第二峰的氫脆敏感性比較弱。對比圖5未充氫時，4種時效制度下，斷口均存在比較明顯的韌窩。從圖6充氫3 h的SEM像可以看出，4種時效制度下，斷口雖然還有部分韌窩出現，但相對密度減小，韌窩直徑較大，斷裂以沿晶為主，部分韌窩出現穿晶現象。尤其是處于谷底時 （33 h），開始出現明顯的脆化現象。第一峰時效形變量的下降也比第二峰時效更為顯著。過時效時 （57 h） 出現明顯的穿晶斷裂，并伴有二次裂紋，第一峰時效出現穿晶準解理。但第二峰時效仍以沿晶斷裂為主，且保持著一定量的平坦韌窩，此時脆性最小。通過以上觀察可見，充氫使得合金塑性發生了變化。材料是否發生脆化，取決于斷裂前后塑性變形量的大小，而延伸率損失所產生的氫，來源于應力腐蝕裂紋頂端附近發生的電化學反應，在應力場及濃度梯度的作用下，沿晶界擴散并導致晶界的弱化，晶界上氫的濃度決定了SCC敏感性，它與晶界承受的有效垂直拉應力的大小有關，并且在很大程度上受自由Mg和Zn濃度的影響。SCC由兩個過程組成，首先必須有足夠的氫在裂紋頂端附近形成，然后是氫擴散到晶界上去導致脆裂。這兩者之中進行的較慢的過程將控制SCC的全過程，應力腐蝕裂紋的擴展將受氫擴散的控制。因此，時效制度和充氫均對7050鋁合金的SCC性能具有一定的影響。

2.4 雙級時效制度對組織性能的影響

圖7a為7050鋁合金時效17 h后的顯微組織，屬于第一峰值時效狀態。從7a可以看出，共格的GP區分布彌散，質點細小，呈球形點狀結構。采用高分辨電鏡進一步觀察GP區的形狀特點，如圖8a所示。GP區形成于晶內，擴散到晶界，并均勻分布于基體中，質點呈細小的針狀，此時形核速率也達到最大值。細小的GP區容易被位錯切過，一些有利的位相將會產生共面滑移，形成滑移帶，在晶界附近造成堆積，引起局部應力集中，降低了合金的塑性和斷裂韌性。以GP區為主要強化相的合金，基體沉淀相 （MPT） 強度低，基體一旦發生變形，在大量滑移系開動的同時，有利的位向一經位錯滑移通過，后續的滑移將連續進行，從而減少了粒子在滑移面上的有效截面積，甚至會發生GP區的溶解。這時會產生嚴重變形的滑移帶。在晶界附近產生應力集中，導致抗應力腐蝕性能 （SCR） 和斷裂性能的下降以及塑性的下降。

圖7b為7050鋁合金時效33 h時的顯微組織，屬于力學性能谷底時效狀態。從圖7b中可以看出，晶內析出的GP區開始長大，粗化現象開始明顯，由原先的細小球狀結構轉變為粗大球狀并有所拉長，質點間距離拉大，沉淀相密度下降；而晶界上有極少量的η’相析出，質點很細小，沿晶界連續分布。合金從第一時效峰過渡到谷低時，基體中的空位濃度降低，促使合金的形核率下降。隨著時效時間的增加，已形成的GP區開始粗化，因此體積分數開始下降。但是，剛形成的η‘相無法擔當起阻礙位錯的作用，所以強度開始大幅度的下降，直到下降到晶界上有極少量的η’相逐漸析出并開始起到阻礙位錯作用時，合金強度與硬度開始有所回升。延伸率較第一峰值也有所下降的原因可能是：晶內不均勻變形增加和晶界強度下降。過谷底，時效程度增加，導致晶界上大量的η‘開始向基體內擴散，局部開始形成非共格，強度開始提高。

圖7c為7050鋁合金時效45 h時的顯微組織，屬于第二峰值時效狀態。從圖7c中可見，只留下部分的GP區，呈粗大圓斑狀；在晶內可以看到析出相η’相，細小的均勻質點分布于晶內，呈細小的針狀，間距非常小；如圖8b所示，體積分數較大，晶界上的η‘相開始聚集粗化，開始轉變為平穩的η相，并出現斷續現象。致晶界上大量的η’相開始聚集變粗，并逐漸過渡為非共格的η相，同時朝著降低體系能量的方向發展，該結構有利于基體變形的展開，斷裂韌性的提高。

圖7d為7050鋁合金時效57 h時的顯微組織，屬于過時效狀態。可見，晶內η‘相開始長大并轉化為平衡態下的η相，已轉化的η相開始粗化，細針狀質點開始逐漸減少并消失，粗大板狀結構質點開始增多，晶界上離散分布的η相開始尺寸膨脹，大范圍斷續現象開始逐漸形成。即晶界沉淀相呈連續網狀分布。該種沉淀相對合金的性能是不利的，這是因為晶界區是材料變形過程的協調區，晶界沉淀相一般以η’相和η相存在，它們相對于基體有一定可動性，因而阻礙了變形過程中晶粒的相對運動，宏觀上表現為材料的塑性、韌性有所降低。

3 結論

（1） 7050鋁合金雙級時效中出現雙峰現象，且對應第二峰比第一峰的力學性能和顯微組織好。743 K/70 min+393 K/8 h+423 K/長時間時效下得到最大的硬度和強度，以及較好的延伸率。相對單級時效，縮短了時效時間，提高了熱處理效率，降低了成本。

（2） 充氫后斷口有部分韌窩出現，但相對密度減少，韌窩直徑較大，斷裂以沿晶為主，部分韌窩出現穿晶現象。尤其是處于谷底 （33 h），開始出現明顯的脆化現象。過時效 （57 h） 出現明顯的穿晶斷裂，并伴有二次裂紋，第一峰時效出現穿晶準解理，但第二峰時效仍以沿晶斷裂為主，且保持著一定量的平坦韌窩，此時脆性最小。說明充氫使得合金塑性發生了變化。

（3） 第一峰強度峰的強化依靠高密度的GP區，而第二時效峰靠板條狀的η‘相和GP區共同作用。