2024年3月10日发(作者：欧涵梅)
T6I4和T6I6时效处理对7050铝合金疲劳性能的影响
陈宇强;宋文炜;潘素平;刘文辉
【摘 要】采用硬度测试、力学拉伸测试、透射电镜分析(TEM)以及疲劳性能测试
等方法研究T6I4和T6I6这2种间断时效处理对7050合金力学拉伸性能以及疲
劳寿命的影响.研究结果表明:与T6时效相比,T6I6峰时效合金的屈服强度和抗拉强
度分别提高5.2 MPa和10.6 MPa,同时伸长率也增大1.9％;T6I4峰时效合金的伸
长率增大2.9％,但强度略有下降;经T6I4和T6I6时效处理后,合金晶内具有高密度
的η'相而晶界则分布着不连续的η相;在相同疲劳加载条件下,T6I6峰时效态合金
的裂纹源数目最少,T6I4峰时效态合金的裂纹源数目次之,而T6峰时效态合金的裂
纹源数目最多;此外,与T6时效相比,T6I6和T6I4峰时效态合金的疲劳寿命均明显
增加,其中T6I6峰时效态合金疲劳寿命的增幅最大.
【期刊名称】《中南大学学报（自然科学版）》
【年(卷),期】2016(047)010
【总页数】9页(P3332-3340)
【关键词】7050铝合金;间断时效;疲劳寿命;微观组织
【作 者】陈宇强;宋文炜;潘素平;刘文辉
【作者单位】湖南科技大学机电工程学院,湖南湘潭,411201;湖南科技大学机电工
程学院,湖南湘潭,411201;中南大学高等研究中心,湖南长沙,410083;湖南科技大学
机电工程学院,湖南湘潭,411201;湖南科技大学高温耐磨材料及制备技术湖南省国
防技术重点实验室,湖南湘潭,411201
【正文语种】中 文
【中图分类】TG146.2
Al-Zn-Mg-Cu合金具有密度低、比强高、断裂韧性好等优点，在航空航天领域有
着非常广泛的应用。受飞行振动的影响，飞机构件在长期服役过程中容易产生疲劳
损伤现象并严重威胁着航空飞行安全[1]。Al-Zn-Mg-Cu合金作为重要的航空结构
材料，其疲劳损伤问题一直是研究人员关注的焦点[2−3]。研究表明，为使合金具
备优良的疲劳性能，不但要求其具有较高的强度，而且要保持良好的韧性。长期以
来，热处理一直是提高合金的综合力学性能的有效方法。例如，通过时效处理，合
金在T6态(峰时效)具有最高的强度，但合金的韧性和抗疲劳性能都较差[4]。过时
效(T7)处理可以明显提高合金的韧性，并在一定程度上提高合金的抗疲劳性能，但
降低了合金的强度[5]。此外，回归再时效(RRA)也能明显提高合金的韧性和抗疲劳
性能，但合金的强度相比于T6态仍然有明显降低。近年来，一种新型的间断时效
(interrupted aging)工艺被澳大利亚CSIRO公司率先研发并在Al-Cu-Mg[6]，
Al-Mg-Si[7−8]和Al-Zn-Mg-Cu[9−10]等一系列铝合金上得到广泛应用。这种间
断时效主要包括T6I4(I-interrupted)和T6I6这2种时效处理制度。T6I4处理是
将合金在常规单级时效(T6)处理后，再在较低温度(25~65℃)下进行长时间二级时
效处理。而T6I6处理是将经T6I4处理后的合金升温至原一级时效处理(T6)温度并
进行三级时效处理。时效处理能够在大幅度提高Al-Zn-Mg-Cu合金韧性的基础上，
还可以确保其强度，从而使合金具有优良的综合力学性能。例如，杨新鹏等[9]针
对T6I6处理对合金强度和韧性的影响进行了研究，发现经T6I6处理后，合金的
强度与T6峰时效处理状态基本持平但韧性明显增加。而LI等[10]的研究结果表明，
经T6I6处理后，合金的强度甚至高于T6峰时效态的强度。此外，盛晓菲等[7−8]
利用间断时效处理对合金的抗应力腐蚀性能进行了研究并取得了良好的实验结果。
尽管针对间断时效处理对Al-Zn-Mg-Cu合金力学行为的影响已有大量研究，但涉
及该合金疲劳性能的研究较少。为此，本文作者以目前航空领域应用广泛的7050
铝合金为研究对象，通过不同的热处理制备T6，T6I4和T6I6这3种热处理状态
的合金并针对合金的疲劳性能进行研究，分析间断时效处理对Al-Zn-Mg-Cu合金
疲劳损伤行为的影响。
实验所用的7050合金锻件由西南铝业(集团)有限责任公司提供，其长×宽×高为
100 mm×150 mm×250 mm，化学成分为Al-6.4Zn-2.1Cu-2.1Mg- 0.1Zr。
从锻件上截取39个长×宽×高为15 mm×15 mm×150 mm的试样进行475℃/1
h固溶处理，随后水淬至室温。然后，将试样分为3组，分别采用T6，T6I4和
T6I6这3种热处理制度进行不同时效处理。其中，T6时效采用的温度为120 ℃。
T6I4时效的一级时效处理制度为120 ℃/0.5 h，随后在65 ℃进行二级时效。
T6I6时效采用采用的一级、二级时效处理制度分别为120 ℃/0.5 h，65 ℃/240 h，
随后在120 ℃进行三级时效。
利用HV-10显微硬度试验机对试样进行硬度测试，从而获得这3种时效制度的硬
化曲线。通过分析硬化曲线，在3种热处理制度中分别选取峰时效状态的试样进
行力学性能测试和疲劳性能测试。室温拉伸试验和疲劳试验在MTS-Landmark疲
劳试验机上进行，试样粒度分别如图1(a)和(b)所示。其中，疲劳试验采用的应力
比R=σmin/σmax=0.1，加载频率为20 Hz。
采用POLYVER-MET型金相显微镜对合金的晶粒粒度和形貌进行分析。利用FEI
Sirion 200场发射扫描电镜(SEM)对疲劳试样的断口形貌进行分析。合金的析出相
形貌特征采用TecnaiG2 20透射电镜(TEM)进行观察。其中，TEM试样在−25℃
以下利用MT-PI型双喷电解减薄仪进行减薄，双喷液采用25%(体积分数，下同)
硝酸+75%甲醇混合溶液。
2.1 合金的时效硬化曲线
图2所示为合金在T6，T6I4和T6I6这3种不同时效处理下的硬化曲线。从图2
可见：在T6时效 (120 ℃)条件下，合金的维氏硬度首先随着时效时间增加而逐
步增加，在24 h时达到峰值硬度202.2；继续延长时效时间，合金的硬度逐步降
低；经历120 ℃/0.5 h的时效处理后合金再在65 ℃时效(T6I4)时，随着时效时间
的延长，合金的硬度逐步增加，但硬化速率要小得多；当时效时间为240 h时，
T6I4态合金硬度达到峰值198.5，随后延长时效时间，合金的硬度变化不明显；
经120 ℃/0.5 h+65 ℃/240 h的2级时效后，合金在T6I6处理的第3级时效
(120 ℃)过程中，维氏硬度随着时效时间的增加而缓慢增加，在12 h时达到峰值
硬度217.6。此后，硬度随着时效时间的增加而逐步降低。
2.2 合金的室温力学拉伸性能
根据硬度测试的结果，实验分别选取120 ℃/24 h (T6峰时效)、120 ℃/0.5
h+65 ℃/240 h(T6I4峰时效)、120 ℃/0.5 h+65 ℃/240 h+120 ℃/12 h(T6I6峰
时效)这3种热处理态的合金分别进行力学性能测试和疲劳性能测试。
表1所示为不同热处理状态合金的室温拉伸性能。从表1可以看出：原始锻造态
合金的强度非常低；经过固溶和时效处理后，合金的强度大幅度增加，其中，合金
在T6I4峰时效态的强度略比T6峰时效态的强度低，但合金的伸长率明显增大(提
高约2.9%)；经T6I6峰时效处理后，合金的屈服强度σ0.2和抗拉强度σb相比于
T6峰时效态都略有增加(分别提高5.2 MPa和10.6 MPa)，同时伸长率也提高
1.9%。这证实了间断时效确实能提高合金的综合力学性能。
2.3 合金的微观组织分析
为了分析间断时效处理对合金性能的影响机理，对3种不同热处理状态的合金进
行金相组织分析，结果如图3所示。从图3可以看出：T6峰时效态合金的晶粒呈
明显的饼状，其在轧向(L)、横向(LT)和轧面法相(ST)这3个方向的平均晶粒粒度约
为85，68和24 μm；T6I4和T6I6峰时效态合金的晶粒形貌与T6峰时效态的晶
粒形貌基本相同，这说明间断时效并不会对合金的晶粒形貌产生明显影响。
图4所示为合金经不同时效处理后晶内区域的TEM形貌照片。从图4可见：合金
在120 ℃时效 0.5 h后，晶内析出了粒度为5~15 nm的细小析出相。经选取衍
射分析可知，该析出相主要是η′相。η′相是Al-Zn-Mg-Cu合金中常见的强化相
[11]，通常在合金的时效过程中析出。从图4(a)可以看出：合金晶内η′相的粒度
较小且密度并不高，这也与合金在该处理条件下并未达到峰时效(即强度较低)的实
验结果相吻合。在T6峰时效条件下(图4(b))，合金晶内的η′相的粒度和密度都明
显增大，但仍可以发现部分粒度为10 nm左右的细小η′相。
在T6I4峰时效状态，合金晶内η′相的密度非常高，同时η′相的粒度相比于
120 ℃/0.5 h时效处理态也略有增加(图4(c))。这说明经120 ℃/0.5 h时效处理
的合金在随后的65 ℃保温过程中仍然有一定η′相析出。该结果与盛晓菲等[7, 12]
的研究结果相吻合。在T6I6峰时效状态(图4(d))，合金的析出相粒度与T6峰时
效态时的合金粒度基本相当，但是析出相密度更大。在一些粗大η′相周边可以观
察到数量众多的、由二次析出所产生的细小η′相粒子(如图4(d)中白色箭头所示)。
一般认为，合金的强度与其晶内析出相的形貌密切相关[13−14]。T6I4合金在第1
级时效短时过程中，由于温度较高，η′相在合金中快速形核。在随后的低温长时间
时效(65 ℃)过程中，由于温度降低，基体过饱和度增加，析出相在第1级时效基
础上又会发生2次形核，形成了数量更多、粒度更细小的弥散析出相。在T6I4峰
时效态，合金析出相的密度很高且粒度较小，因此，合金不但强度较高而且韧性也
很好。T6I6处理是在T6I4的基础上再进行3级时效。在3级时效过程中，原本
在T6I4处理中产生的高密度的η′相粒子迅速长大，因此，合金的强度也明显提高。
由于在T6I6处理过程中η′相经历了第1和第2级时效过程中的2次形核，因此，
相比于简单的T6时效处理，T6I6时效峰时效态合金的析出相密度更大，强度也更
高。
图5所示为合金经不同时效处理后晶界附近区域的TEM形貌。从图5(a)可见：在
120 ℃时效0.5 h后，合金晶界处断续分布着大量粒度为5~15 nm的η平衡相；
随着时效时间增加，晶界处η相的数量逐渐增加。在T6峰时效态下(图5(b))，合
金晶界处的η相粒度增加至20 nm左右并且成连续的链状分布。T6I4峰时效态合
金晶界处的析出相形貌与图5(a)所示的形貌相似，η相粒度较小，呈不连续的链状
分布(图5(c))。T6I6峰时效态合金晶界处η相平均粒度最大，为30~40 nm (图
5(d))。但与T6峰时效态不同，这些η相在晶界处呈明显的不连续分布。
合金晶界处析出相的形貌同样对于其力学性能有显著影响[15−16]。在T6峰时效
状态下，晶界处的η相呈连续的链状分布。这种连续分布的析出相一方面可以对
晶界附近区域的位错运动产生强烈的阻碍作用，另一方面又能抑制晶界自身的扭转
以及滑移等运动，因此，合金的强度较高。但是，这种强烈抑制作用同时也阻碍了
晶粒之间的协调变形，容易引发合金变形不均并产生局部损伤，因此，这种连续析
出的晶界形貌会降低合金的韧性，即合金的伸长率较低(表1)。合金在T6I4和
T6I6峰时效态下晶界处η相均呈不连续分布特征。相比于T6峰时效状态，这2
种合金的伸长率较高。
2.4 合金的疲劳性能
图6所示为通过疲劳寿命测试获得的3种不同热处理状态合金的最大应力σmax
与疲劳寿命Nf的关系曲线。从图6可以看出：这3种热处理状态合金的疲劳寿命
都随着实验应力的降低而明显增大，T6峰时效态合金的疲劳极限出现在210 MPa
左右；在相同受力条件下，T6I4峰时效态合金的疲劳寿命相比于T6峰时效态略增
大，其疲劳极限约为225 MPa。在3种热处理状态合金中，T6I6峰时效态合金的
抗疲劳性能最好，其疲劳极限约为243 MPa。
为了分析间断时效处理对合金疲劳损伤行为的影响，对3种合金的疲劳断口进行
SEM形貌观察。图7~9所示分别为T6峰时效态、T6I4峰时效态、T6I6峰时效
态合金在σmax=270 MPa加载条件下疲劳断裂后的断口形貌照片。从图7(a)可
以看出：T6峰时效态合金的断口右侧有大面积的“山峰状”隆起。
在单周疲劳加载过程中，受小尺度屈服的影响，合金裂纹稳态扩展区域的断面较为
平整且与加载方向基本垂直。该“山峰状”隆起区域的断面与加载方向呈45°左右
的夹角。可以判断，该区域并非产生于裂纹稳态扩展阶段，而是在断裂瞬间由撕裂
过程即瞬断区所产生。在合金的断面上，该隆起区域(瞬断区)面积占整个断面的
50%以上，这说明合金裂纹经历的扩展时间并不长，即合金的疲劳寿命较短(29
523周)。此外，在合金断口上可以观察到5个明显的疲劳裂纹源。通过分析(图
7(b)~(f))，这些裂纹源呈明显的“放射状”并且都分布在合金试样的表面区域。部
分裂纹源起始于试样表面的杂质相粒子(图7(g))。
与T6峰时效态合金的断口形貌不同，T6I4峰时效态合金的疲劳断口整体上较平整。
从图8(a)可见：合金的瞬断区出现在断口的左下方且面积较小。在合金中可以观
察到3处呈放射状的疲劳裂纹源(图8(b)~(d))。同样，这些裂纹源也都分布在试样
的表面。3种合金中T6I6峰时效态合金的断口最平整(图9(a))，疲劳裂纹源数目
最少(图9(b)和(c))且裂纹扩展区域面积最大。这与合金在该受力状态下具有最长疲
劳寿命(58 697周)的实验结果一致。
图10所示为部分合金试样在不同受力状态下的疲劳裂纹源数目。从图10可以看
出：合金的疲劳裂纹源数目随着最大应力的上升而明显增加，其中，T6峰时效态
合金裂纹源数目在σmax=245 MPa时为3个，而在σmax=340 MPa时则增加
到12个。在T6I6峰时效态合金中，裂纹源数目也从σmax=245 MPa时的1个
增加至σmax=360 MPa时的7个。此外，在不同受力状态下，T6峰时效态合金
均展现出最多的疲劳裂纹源，而T6I6峰时效态合金的疲劳裂纹源则最少。
在疲劳过程中，合金受到反复加载而产生变形，当变形累积到极限程度时则会发生
破损而形成裂纹源[17−18]。合金疲劳裂纹源的产生主要取决于2个方面，即合金
抵抗变形的能力和累积变形的能力。在一般情况下，合金抵抗变形的能力主要取决
于其强度，而累积变形的能力则部分体现在合金的伸长率上。由表1可知：与T6
峰时效态合金相比，合金在T6I6峰时效态的强度和伸长率都要高，因此，其具有
更大的抵抗变形和累积变形能力，疲劳裂纹源难以产生，裂纹源的数目也较少。与
T6峰时效态合金相比，T6I4峰时效态合金的强度虽然略低，但其伸长率要高很多
(高3.1%)，因此，合金累积变形的能力强，也不容易产生裂纹源。此外，拥有较
多疲劳裂纹源的T6I6峰时效态合金具有较低的疲劳寿命。这是因为若裂纹源数目
越多，则合金试样发生破损区域的面积就越大，合金从裂纹源产生直至发生断裂的
时间也就越短。
1) 与T6峰时效态合金相比，T6I6峰时效合金的强度和伸长率明显增大，而T6I4
峰时效合金的伸长率明显增大但强度略有降低。
2) 在T6I4和T6I6峰时效合金中，晶内都具有高密度的η′相而晶界则分布着不连
续的η相。
3) 随着最大应力增加，合金疲劳裂纹源的数目逐渐增加。在相同加载条件下，T6
峰时效态合金的裂纹源数目最多，T6I6峰时效态合金的裂纹源数目最少。
4) 在3种时效态合金中，T6I6峰时效态合金的疲劳寿命最长，T6峰时效态合金
的疲劳寿命最短。在R=0.1的加载条件下，T6，T6I4和T6I6峰时效态合金的疲
劳极限分别为210，225和243 MPa。
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2024年3月10日发(作者：欧涵梅)
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长率增大2.9％,但强度略有下降;经T6I4和T6I6时效处理后,合金晶内具有高密度
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的裂纹源数目最少,T6I4峰时效态合金的裂纹源数目次之,而T6峰时效态合金的裂
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增加,其中T6I6峰时效态合金疲劳寿命的增幅最大.
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金在T6态(峰时效)具有最高的强度，但合金的韧性和抗疲劳性能都较差[4]。过时
效(T7)处理可以明显提高合金的韧性，并在一定程度上提高合金的抗疲劳性能，但
降低了合金的强度[5]。此外，回归再时效(RRA)也能明显提高合金的韧性和抗疲劳
性能，但合金的强度相比于T6态仍然有明显降低。近年来，一种新型的间断时效
(interrupted aging)工艺被澳大利亚CSIRO公司率先研发并在Al-Cu-Mg[6]，
Al-Mg-Si[7−8]和Al-Zn-Mg-Cu[9−10]等一系列铝合金上得到广泛应用。这种间
断时效主要包括T6I4(I-interrupted)和T6I6这2种时效处理制度。T6I4处理是
将合金在常规单级时效(T6)处理后，再在较低温度(25~65℃)下进行长时间二级时
效处理。而T6I6处理是将经T6I4处理后的合金升温至原一级时效处理(T6)温度并
进行三级时效处理。时效处理能够在大幅度提高Al-Zn-Mg-Cu合金韧性的基础上，
还可以确保其强度，从而使合金具有优良的综合力学性能。例如，杨新鹏等[9]针
对T6I6处理对合金强度和韧性的影响进行了研究，发现经T6I6处理后，合金的
强度与T6峰时效处理状态基本持平但韧性明显增加。而LI等[10]的研究结果表明，
经T6I6处理后，合金的强度甚至高于T6峰时效态的强度。此外，盛晓菲等[7−8]
利用间断时效处理对合金的抗应力腐蚀性能进行了研究并取得了良好的实验结果。
尽管针对间断时效处理对Al-Zn-Mg-Cu合金力学行为的影响已有大量研究，但涉
及该合金疲劳性能的研究较少。为此，本文作者以目前航空领域应用广泛的7050
铝合金为研究对象，通过不同的热处理制备T6，T6I4和T6I6这3种热处理状态
的合金并针对合金的疲劳性能进行研究，分析间断时效处理对Al-Zn-Mg-Cu合金
疲劳损伤行为的影响。
实验所用的7050合金锻件由西南铝业(集团)有限责任公司提供，其长×宽×高为
100 mm×150 mm×250 mm，化学成分为Al-6.4Zn-2.1Cu-2.1Mg- 0.1Zr。
从锻件上截取39个长×宽×高为15 mm×15 mm×150 mm的试样进行475℃/1
h固溶处理，随后水淬至室温。然后，将试样分为3组，分别采用T6，T6I4和
T6I6这3种热处理制度进行不同时效处理。其中，T6时效采用的温度为120 ℃。
T6I4时效的一级时效处理制度为120 ℃/0.5 h，随后在65 ℃进行二级时效。
T6I6时效采用采用的一级、二级时效处理制度分别为120 ℃/0.5 h，65 ℃/240 h，
随后在120 ℃进行三级时效。
利用HV-10显微硬度试验机对试样进行硬度测试，从而获得这3种时效制度的硬
化曲线。通过分析硬化曲线，在3种热处理制度中分别选取峰时效状态的试样进
行力学性能测试和疲劳性能测试。室温拉伸试验和疲劳试验在MTS-Landmark疲
劳试验机上进行，试样粒度分别如图1(a)和(b)所示。其中，疲劳试验采用的应力
比R=σmin/σmax=0.1，加载频率为20 Hz。
采用POLYVER-MET型金相显微镜对合金的晶粒粒度和形貌进行分析。利用FEI
Sirion 200场发射扫描电镜(SEM)对疲劳试样的断口形貌进行分析。合金的析出相
形貌特征采用TecnaiG2 20透射电镜(TEM)进行观察。其中，TEM试样在−25℃
以下利用MT-PI型双喷电解减薄仪进行减薄，双喷液采用25%(体积分数，下同)
硝酸+75%甲醇混合溶液。
2.1 合金的时效硬化曲线
图2所示为合金在T6，T6I4和T6I6这3种不同时效处理下的硬化曲线。从图2
可见：在T6时效 (120 ℃)条件下，合金的维氏硬度首先随着时效时间增加而逐
步增加，在24 h时达到峰值硬度202.2；继续延长时效时间，合金的硬度逐步降
低；经历120 ℃/0.5 h的时效处理后合金再在65 ℃时效(T6I4)时，随着时效时间
的延长，合金的硬度逐步增加，但硬化速率要小得多；当时效时间为240 h时，
T6I4态合金硬度达到峰值198.5，随后延长时效时间，合金的硬度变化不明显；
经120 ℃/0.5 h+65 ℃/240 h的2级时效后，合金在T6I6处理的第3级时效
(120 ℃)过程中，维氏硬度随着时效时间的增加而缓慢增加，在12 h时达到峰值
硬度217.6。此后，硬度随着时效时间的增加而逐步降低。
2.2 合金的室温力学拉伸性能
根据硬度测试的结果，实验分别选取120 ℃/24 h (T6峰时效)、120 ℃/0.5
h+65 ℃/240 h(T6I4峰时效)、120 ℃/0.5 h+65 ℃/240 h+120 ℃/12 h(T6I6峰
时效)这3种热处理态的合金分别进行力学性能测试和疲劳性能测试。
表1所示为不同热处理状态合金的室温拉伸性能。从表1可以看出：原始锻造态
合金的强度非常低；经过固溶和时效处理后，合金的强度大幅度增加，其中，合金
在T6I4峰时效态的强度略比T6峰时效态的强度低，但合金的伸长率明显增大(提
高约2.9%)；经T6I6峰时效处理后，合金的屈服强度σ0.2和抗拉强度σb相比于
T6峰时效态都略有增加(分别提高5.2 MPa和10.6 MPa)，同时伸长率也提高
1.9%。这证实了间断时效确实能提高合金的综合力学性能。
2.3 合金的微观组织分析
为了分析间断时效处理对合金性能的影响机理，对3种不同热处理状态的合金进
行金相组织分析，结果如图3所示。从图3可以看出：T6峰时效态合金的晶粒呈
明显的饼状，其在轧向(L)、横向(LT)和轧面法相(ST)这3个方向的平均晶粒粒度约
为85，68和24 μm；T6I4和T6I6峰时效态合金的晶粒形貌与T6峰时效态的晶
粒形貌基本相同，这说明间断时效并不会对合金的晶粒形貌产生明显影响。
图4所示为合金经不同时效处理后晶内区域的TEM形貌照片。从图4可见：合金
在120 ℃时效 0.5 h后，晶内析出了粒度为5~15 nm的细小析出相。经选取衍
射分析可知，该析出相主要是η′相。η′相是Al-Zn-Mg-Cu合金中常见的强化相
[11]，通常在合金的时效过程中析出。从图4(a)可以看出：合金晶内η′相的粒度
较小且密度并不高，这也与合金在该处理条件下并未达到峰时效(即强度较低)的实
验结果相吻合。在T6峰时效条件下(图4(b))，合金晶内的η′相的粒度和密度都明
显增大，但仍可以发现部分粒度为10 nm左右的细小η′相。
在T6I4峰时效状态，合金晶内η′相的密度非常高，同时η′相的粒度相比于
120 ℃/0.5 h时效处理态也略有增加(图4(c))。这说明经120 ℃/0.5 h时效处理
的合金在随后的65 ℃保温过程中仍然有一定η′相析出。该结果与盛晓菲等[7, 12]
的研究结果相吻合。在T6I6峰时效状态(图4(d))，合金的析出相粒度与T6峰时
效态时的合金粒度基本相当，但是析出相密度更大。在一些粗大η′相周边可以观
察到数量众多的、由二次析出所产生的细小η′相粒子(如图4(d)中白色箭头所示)。
一般认为，合金的强度与其晶内析出相的形貌密切相关[13−14]。T6I4合金在第1
级时效短时过程中，由于温度较高，η′相在合金中快速形核。在随后的低温长时间
时效(65 ℃)过程中，由于温度降低，基体过饱和度增加，析出相在第1级时效基
础上又会发生2次形核，形成了数量更多、粒度更细小的弥散析出相。在T6I4峰
时效态，合金析出相的密度很高且粒度较小，因此，合金不但强度较高而且韧性也
很好。T6I6处理是在T6I4的基础上再进行3级时效。在3级时效过程中，原本
在T6I4处理中产生的高密度的η′相粒子迅速长大，因此，合金的强度也明显提高。
由于在T6I6处理过程中η′相经历了第1和第2级时效过程中的2次形核，因此，
相比于简单的T6时效处理，T6I6时效峰时效态合金的析出相密度更大，强度也更
高。
图5所示为合金经不同时效处理后晶界附近区域的TEM形貌。从图5(a)可见：在
120 ℃时效0.5 h后，合金晶界处断续分布着大量粒度为5~15 nm的η平衡相；
随着时效时间增加，晶界处η相的数量逐渐增加。在T6峰时效态下(图5(b))，合
金晶界处的η相粒度增加至20 nm左右并且成连续的链状分布。T6I4峰时效态合
金晶界处的析出相形貌与图5(a)所示的形貌相似，η相粒度较小，呈不连续的链状
分布(图5(c))。T6I6峰时效态合金晶界处η相平均粒度最大，为30~40 nm (图
5(d))。但与T6峰时效态不同，这些η相在晶界处呈明显的不连续分布。
合金晶界处析出相的形貌同样对于其力学性能有显著影响[15−16]。在T6峰时效
状态下，晶界处的η相呈连续的链状分布。这种连续分布的析出相一方面可以对
晶界附近区域的位错运动产生强烈的阻碍作用，另一方面又能抑制晶界自身的扭转
以及滑移等运动，因此，合金的强度较高。但是，这种强烈抑制作用同时也阻碍了
晶粒之间的协调变形，容易引发合金变形不均并产生局部损伤，因此，这种连续析
出的晶界形貌会降低合金的韧性，即合金的伸长率较低(表1)。合金在T6I4和
T6I6峰时效态下晶界处η相均呈不连续分布特征。相比于T6峰时效状态，这2
种合金的伸长率较高。
2.4 合金的疲劳性能
图6所示为通过疲劳寿命测试获得的3种不同热处理状态合金的最大应力σmax
与疲劳寿命Nf的关系曲线。从图6可以看出：这3种热处理状态合金的疲劳寿命
都随着实验应力的降低而明显增大，T6峰时效态合金的疲劳极限出现在210 MPa
左右；在相同受力条件下，T6I4峰时效态合金的疲劳寿命相比于T6峰时效态略增
大，其疲劳极限约为225 MPa。在3种热处理状态合金中，T6I6峰时效态合金的
抗疲劳性能最好，其疲劳极限约为243 MPa。
为了分析间断时效处理对合金疲劳损伤行为的影响，对3种合金的疲劳断口进行
SEM形貌观察。图7~9所示分别为T6峰时效态、T6I4峰时效态、T6I6峰时效
态合金在σmax=270 MPa加载条件下疲劳断裂后的断口形貌照片。从图7(a)可
以看出：T6峰时效态合金的断口右侧有大面积的“山峰状”隆起。
在单周疲劳加载过程中，受小尺度屈服的影响，合金裂纹稳态扩展区域的断面较为
平整且与加载方向基本垂直。该“山峰状”隆起区域的断面与加载方向呈45°左右
的夹角。可以判断，该区域并非产生于裂纹稳态扩展阶段，而是在断裂瞬间由撕裂
过程即瞬断区所产生。在合金的断面上，该隆起区域(瞬断区)面积占整个断面的
50%以上，这说明合金裂纹经历的扩展时间并不长，即合金的疲劳寿命较短(29
523周)。此外，在合金断口上可以观察到5个明显的疲劳裂纹源。通过分析(图
7(b)~(f))，这些裂纹源呈明显的“放射状”并且都分布在合金试样的表面区域。部
分裂纹源起始于试样表面的杂质相粒子(图7(g))。
与T6峰时效态合金的断口形貌不同，T6I4峰时效态合金的疲劳断口整体上较平整。
从图8(a)可见：合金的瞬断区出现在断口的左下方且面积较小。在合金中可以观
察到3处呈放射状的疲劳裂纹源(图8(b)~(d))。同样，这些裂纹源也都分布在试样
的表面。3种合金中T6I6峰时效态合金的断口最平整(图9(a))，疲劳裂纹源数目
最少(图9(b)和(c))且裂纹扩展区域面积最大。这与合金在该受力状态下具有最长疲
劳寿命(58 697周)的实验结果一致。
图10所示为部分合金试样在不同受力状态下的疲劳裂纹源数目。从图10可以看
出：合金的疲劳裂纹源数目随着最大应力的上升而明显增加，其中，T6峰时效态
合金裂纹源数目在σmax=245 MPa时为3个，而在σmax=340 MPa时则增加
到12个。在T6I6峰时效态合金中，裂纹源数目也从σmax=245 MPa时的1个
增加至σmax=360 MPa时的7个。此外，在不同受力状态下，T6峰时效态合金
均展现出最多的疲劳裂纹源，而T6I6峰时效态合金的疲劳裂纹源则最少。
在疲劳过程中，合金受到反复加载而产生变形，当变形累积到极限程度时则会发生
破损而形成裂纹源[17−18]。合金疲劳裂纹源的产生主要取决于2个方面，即合金
抵抗变形的能力和累积变形的能力。在一般情况下，合金抵抗变形的能力主要取决
于其强度，而累积变形的能力则部分体现在合金的伸长率上。由表1可知：与T6
峰时效态合金相比，合金在T6I6峰时效态的强度和伸长率都要高，因此，其具有
更大的抵抗变形和累积变形能力，疲劳裂纹源难以产生，裂纹源的数目也较少。与
T6峰时效态合金相比，T6I4峰时效态合金的强度虽然略低，但其伸长率要高很多
(高3.1%)，因此，合金累积变形的能力强，也不容易产生裂纹源。此外，拥有较
多疲劳裂纹源的T6I6峰时效态合金具有较低的疲劳寿命。这是因为若裂纹源数目
越多，则合金试样发生破损区域的面积就越大，合金从裂纹源产生直至发生断裂的
时间也就越短。
1) 与T6峰时效态合金相比，T6I6峰时效合金的强度和伸长率明显增大，而T6I4
峰时效合金的伸长率明显增大但强度略有降低。
2) 在T6I4和T6I6峰时效合金中，晶内都具有高密度的η′相而晶界则分布着不连
续的η相。
3) 随着最大应力增加，合金疲劳裂纹源的数目逐渐增加。在相同加载条件下，T6
峰时效态合金的裂纹源数目最多，T6I6峰时效态合金的裂纹源数目最少。
4) 在3种时效态合金中，T6I6峰时效态合金的疲劳寿命最长，T6峰时效态合金
的疲劳寿命最短。在R=0.1的加载条件下，T6，T6I4和T6I6峰时效态合金的疲
劳极限分别为210，225和243 MPa。
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