2024年10月13日发(作者：桑惜蕊)
第２９卷第５期
２０１０年１０月
电 子显微学报
Ｖｏ１．２９．Ｎｏ．５
２０１０—１０
Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｃｈｉｎｅｓｅ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ Ｓｏｃｉｅｔｙ
文章编号：１０００—６２８１（２０１０）０５—０４５５—０６
７ｘｘｘ系Ａ１ＺｎＭｇＣｕ铝合金早中期时效
强化析出相的研究
万彩云，陈江华 ，杨修波，刘吉梓，伍翠兰，赵新奇
（湖南大学材料科学与工程学院高分辨电镜中心，湖南长沙４１００８２）
摘 要：用高分辨透射电镜（ＨＲＴＥＭ）和显微维氏硬度计细致地研究分析了７ｘｘｘ系Ａ１ＺｎＭｇＣｕ铝合金的单级时效
硬化和强化相析出行为，从不同的晶体学方向跟踪观察了硬化析出相形貌和晶体学演变规律。结果表明：在１２０
℃保温时效该合金具有很明显的时效硬化特性，时效４ ｈ硬度即为２１０ ＨＶ，时效２０ ｈ达到峰值２２７ ＨＶ；继续时效，
存在一个较长时间的时效平台。ＧＰＩＩ区在时效最初１０ ｍｉｎ后即迅速形成，与基体完全共格；７／ 相由ＧＰＩＩ区发展而
来，在时效８ ｈ左右形成，也与基体完全共格；合金峰值时效是ＧＰＩＩ区与 相联合起主要强化作用。时效２０２ ｈ，观
察到初期的Ｔ１相。没有观察到所谓｛１００｝面上的ＧＰＩ区。
关键词：Ａ１ＺｎＭｇＣｕ系铝合金；析出相；硬度
中图分类号：ＴＧ１３５ ．１；ＴＧ１４６．２；ＴＧ１１５．２１ ５．３ 文献标识码：Ａ
广泛应用于航空航天、交通运输及其它军工、民
用行业的７ｘｘｘ系Ａ１ＺｎＭｇＣｕ铝合金是一种典型的可
０．４％的六氯乙烷精炼，静置约１０ ｍｉｎ，浇入直径为
１２０ ｍｍ的铁模中成锭。将铸锭车成直径为８５ ｍｍ
的圆柱，然后４６０℃均匀化处理２４ ｈ。再在１２５０ Ｔ
型热挤压机上进行挤压，挤压前的预热温度４００℃
～
时效强化铝合金 “ 。通常认为该合金的时效强化
相析出顺序是
。
：ＳＳＳＳ－－－￣ＧＰ区（ＧＰＩ／ＧＰＩＩ）一 一
其中ＳＳＳＳ为过饱和固溶体，叩 是与基体半共格
４３０℃，挤压简直径８５ ｍｍ，模具嘴直径１２．５
的亚稳析出相，田为与基体非共格的平衡析出相
（ＭｇＺｎ，）。该合金具有高强、高韧、低密度、良好的
抗应力腐蚀性等特点。这些优良的性能与合金的析
出相密切相关。所以，适当地控制沉淀相的析出过
ｍｍ，挤压比约４９，控制适当的挤压速率和挤压筒温
度以获得均匀的性能。挤压后空冷，再进行单级时
效热处理：４６５℃固溶１ ｈ，水淬，转移时间不超过５
Ｓ，随后在１２０ ｃ《＝甲基硅油浴炉中进行不同时间的时
效热处理。
程，特别是它们的尺寸、大小、数量、密度等，对获得
良好的综合性能至关重要。国内外许多学者就这方
面已进行了广泛而深入的研究，取得了很大的成就。
利用ＨＸＤ一１０００Ｔ型显微硬度仪测量硬度，加载
力９．８０ Ｎ，载荷时间１５ ｓ。透射电镜（ＴＥＭ）试样经
机械减薄至约１００ ｍ，冲成直径为３ ｍｍ的小圆片，
用１０％高氯酸乙醇电解液双喷减薄。电解液的温
度控制在一２０℃～一３０℃，电流１０ ｍＡ，电压２０ Ｖ。
在ＪＥＭ一３０１０型ＨＲＴＥＭ上观察合金的显微组织结
构，电镜加速电压为２００ ｋＶ。
然而，对该合金微观结构的演变过程多年来都不能
形成统一的观点 ’ ’“ 。本文从最基本的固溶单级
时效出发，结合硬度曲线，利用ＨＲＴＥＭ从多个晶体
学方向研究了该合金的硬化相析出行为，以推动目
前尚无统一定论的该系列合金纳米析出相的研究。
１ 实验
合金的名义成分按Ａ１—８．４Ｚｎ一２．２Ｍｇ一２．３Ｃｕ一
２结果与讨论
２．１硬度
０．２Ｚｒ（ｗｔ．％）配制，采用９９．９％高纯铝为原料，在
图１为合金４６５ ｃＩ＝／１ ｈ固溶处理后在１２０℃条
件下不同时间时效的硬度曲线。由图可知，该
Ａ１ＺｎＭｇＣｕ系合金时效硬化特性显著，峰值时效前硬
电阻炉石墨坩埚中进行熔炼。其中合金元素ｃｕ和
ｚｒ以中间合金Ａ１一Ｃｕ５０（ｗｔ．％）和Ａ１一Ｚｒ４（ｗｔ．％）形
式加入。温度控制在７００℃～７４０ ｃＣ，加入０．２％～
收稿日期：２０１０—０２－２３；修订日期：２０１０－０３－０１
度快速激增，时效５ ｍｉｎ，合金硬度即上升了近７０
基金项目：国家自然科学基金资助项目（５０７７１０４３）；国家基础研究计划资助项目（Ｎｏ．２００８ＣＢ６１７６０８和Ｎｏ．２００９ＣＢ６２３７０４）
作者简介：万彩云（１９８４一），女（汉族），湖南人，硕士．
通讯作者：陈江华（１９６２一），男（汉族），教授，博士研究生导师．Ｅ－ｍａｉｌ：ｊｈｃｈｅｎ１２３＠ｈｎｕ．ｃｎ．
４５６ 电子显微学报Ｊ．Ｃｈｉｎ．Ｅｌｅｃｔｒ．Ｍｉｃｒｏｓｃ．Ｓｏｃ 第２９卷
图１合金经４６５℃／ｈ固溶处理后１２０℃时效条件下的硬度一时问关系曲线。ａ：整体；ｂ：局部放大
Ｆｉｇ．１ Ｈａｒｄｎｅｓｓ ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ ｏｆ ｔｈｉｓ ａｌｌｏｙ ｄｕｒｉｎｇ ａｇｅｉｎｇ ａｔ １２０℃ａｆｔｅｒ ４６５℃／ｈ ｓｏｌｕｔｅ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ．
ａ：ｔｏｔａｌ；ｂ：ｅｎｌａｒｇｅ ｏｆ ｐａｒｔ
ＨＶ，时效４ ｈ硬度接近峰值，时效２０ ｈ达到峰值
２２７ ＨＶ。随后硬度稍有下降，在（２０５±５）ＨＶ范围
ＴＥＭ像可见此时部分ＧＰＩＩ区已经变大，呈长条状；
ＨＲＴＥＭ像显示这些长条状的厚约０．９ ｎｍ，长约４
内波动，存在一个较长时间的时效平台。时效２０２ ｈ
还没有明显的下降趋势。
２．２析出相组织结构和演变
２．２．１ ＴＥＭ及ＨＲＴＥＭ的观察
ｎｍ，与基体完全共格。由图３可知这些长条状相其
实是底面平行于｛１１１｝ 。的圆片层析出相，其长度是
圆片的直径。图２ｃ，２Ｃ是时效４ ｈ的ＴＥＭ像及其
ＨＲＴＥＭ像。此时，合金硬度已很高。从ＴＥＭ像可
观察到此时基体中的析出相应力场衬度更明显，分
纳米析出相弥散强化是Ａ１ＺｎＭｇＣｕ合金的主要
强化机制。合金硬度依赖于纳米析出相的形貌、大
布均匀弥散，层厚增加。相对应的ＨＲＴＥＭ像也表
明这些析出相继续长大到厚约１ ｎｍ，长约５ ｎｍ，与
基体完全共格。随着时效时间的进一步延长，到２０
ｈ时，合金硬度达到峰值，为２２７ ＨＶ。此时，ＴＥＭ像
没有明显的变化，但其ＨＲＴＥＭ像显示析出相的平
均尺寸有所增长、增厚。时效至９６ ｈ时，析出相进
一
小、结构及分布状态。为整体地研究该合金的时效
强化机制，从如图１所示的工艺条件下抽取一些典
型的时间段样品用ＴＥＭ进行形貌像及相应ＨＲＴＥＭ
像观察，结果如图２示。为便于了解析出相（ＧＰＩＩ
区）与铝基体的晶体学取向关系，图３给出两者间
关系的示意图。
步粗化长大，密度下降，相应的ＨＲＴＥＭ像也显示
从图２ａ，２Ａ可见即使时效短１０ ｍｉｎ，基体中已
析出很多细小弥散的ＧＰＩＩ区。与固溶态相比，合金
硬度上升了近７０ ＨＶ，说明析出相的强化作用明显。
相应的ＨＲＴＥＭ像显示此时这些析出相的形状还不
规则，应力场衬度也不明显。根据图３，在＜１１０＞
取向观察下的ＧＰＩＩ区应呈圆状或长条状。图２ｂ，
２Ｂ是时效１ ｈ的ＴＥＭ像和相应的ＨＲＴＥＭ像。从
析出相厚度约２．４ ｎｍ，长约８．２ ｎｍ。此时晶体结构
与前面相比也稍有不同，如图２ｅ，２Ｅ所示。图２ｆ，
２Ｆ是时效２０２ ｈ的ＴＥＭ像及其ＨＲＴＥＭ像。从图
中可见析出相的长大粗化进一步明显，厚约３．５
ｎｍ，长约１４ ｎｍ，与基体晶体结构的差异加大。峰值
时效后合金硬度有所下降，存在一个较长时间的时
效平台，（２０５±５）ＨＶ范围内波动。硬度下降与
第５期 万彩云等：７ｘｘｘ系Ａ１ＺｎＭｇＣｕ铝合金早中期时效强化析出相的研究 ４５７
图２ １２０ ｏＣ不同时效时间＜１１０＞取向的ＴＥＭ像及ＨＲＴＥＭ像。ａ，Ａ：１０ ｍｉｎ；ｂ，Ｂ：１ ｈ；ｃ，Ｃ：４ ｈ；ｄ，Ｄ：２０ ｈ；
ｅ，Ｅ：９６ ｈ；ｆ，Ｆ：２０２ ｈ；Ａ～Ｆ：Ｂａｒ＝５ ｎｍ；ａ～ｆ：Ｂａｒ＝２０ ｎｍ。
Ｆｉｇ．２ Ｂｒｉｇｈｔ．ｆｉｅｌｄ ＴＥＭ ｉｍａｇｅｓ＆ＨＲＴＥＭ ｎｅａｒ＜１ １０＞Ａｌ ｚｏｎｅｓ ｏｆ ｔｈｉｓ ７ｘｘｘ ａｌｌｏｙ ｓａｍｐｌｅｓ
ａｇｅｉｎｇ ａｔ １２０ ｏＣ ｗｉｔｈ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｔｉｍｅ．
ａ，Ａ：１０ ｒａｉｎ；ｂ，Ｂ：１ ｈ；ｃ，Ｃ：４ ｈ；ｄ，Ｄ：２０ ｈ；ｅ，Ｅ：９６ ｈ；ｆ，Ｆ：２０２ ｈ；Ａ～Ｆ：Ｂａｒ＝５ ｎｍ；ａ～ｆ：Ｂａｒ＝２０ ｎｍ．
特征衍射斑点。ＧＰＩＩ区是富锌的原子团簇，是７ｘｘｘ
系铝合金从４５０℃以上温度淬火后、７０℃以上时效
时形成的，约１ｎｍ厚，３～４ ｎｌｎ长，平行于｛１ １１｝ 。
面，与Ａｌ基体完全共格，基体没有明显的畸变。
为探究ＧＰ区的存在及形态发展过程，本文从
不同入射方向观察、研究了早期不同时间时效铝合
金的ＨＲＴＥＭ像。首次观察了［００１］ 。取向的
ＨＲＴＥＭ像。但从时效１０ ｍｉｎ～４ ｈ都没有发现所
图３析出相（ＧＰＩＩ区）与铝基体取向关系示意图。
Ｆｉｇ．３ Ｓｃｈｅｍａｔｉｃ ｄｒａｗｉｎｇ ｏｆ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ
ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ ｉｎ ｒｅｓｐｅｃｔ ｔｏ Ａ１ ｍａｔｒｉｘ．
谓沿｛１００｝ 。面存在的ＧＰＩ区。
图２右上的ＨＲＴＥＭ像说明了ＧＰＩＩ区的形成演
变过程图。２Ａ隐约可见在＜１１０＞ 方向投影为长
条状的析出相。由图３可知该相实际上为底面平行
ＧＰＩＩ区的粗化长大有关。
２．２．２ ＧＰ区的形成及演变
于｛１１ １｝ ，面的圆片状ＧＰＩＩ区，约一个｛１１ｌ｝ ．晶面
间距厚，直径２ ｎｍ。至时效１ ｈ时，该析出相长大为
约２个｛１１ １｝ 晶面间距厚，直径约为３．７ ｎｍ（图
２Ｂ），具有特定的外形，说明ＧＰＩＩ区已形成 。至
时效４ ｈ时，析出相应力场衬度明显，变为约５个
ＧＰ区是合金中预脱溶原子偏聚区的统称，即能
用ｘ射线衍射法测定出来的原子偏聚区，一般在时
效初期形成。有学者¨ 把７ｘｘｘ系铝合金中的
ＧＰ区细分成ＧＰＩ区和ＧＰＩＩ区。ＧＰＩ区从过饱和固
溶体溶质原子中均匀形核，是ｚｎ和Ａ１／Ｍｇ原子的
团簇。Ｚｎ／Ｍｇ比例由１～１．４之间变化，主要存在于
｛１００｝ 。面。在时效温度从室温到１４０℃的范围内
都可以形成，与淬火温度无关，呈圆片状。在铝合金
｛１（２ｎ＋１）／４ ０｝或｛１／３ ２／３ ３１１｝倒易空间处产生
｛１１ １｝ 晶面间距厚，即１．２ ｎｎｌ厚，直径４．７ ｎｍ。由
上述结果可见，ＧＰＩＩ区的形成速度极快，时效１０
ａｒｉｎ后就能生成，与基体完全共格，分布弥散，数量
众多，体积较小；随着时效时间的增加，它们的体积
变大，衍射衬度越来越明显。
４５８ 电子显微学报Ｊ．Ｃｈｉｎ．Ｅｌｅｃｔｒ．Ｍｉｃｒｏｓｃ．Ｓｏｃ 第２９卷
作为析出相的ＧＰＩＩ区是一个不断变化的过程，
一
也得出 相具有六方结构，点阵常数为ａ＝０．４９６
ｎｍ，Ｃ＝１．４０２ ｎｍ ｏ
方面原有的ＧＰＩＩ区不断长大，另一方面新的ＧＰＩＩ
区不断析出，使得整个基体中总是弥散分布着不同
体积大小的ＧＰＩＩ区。但随着时效的进行，由于溶质
沿＜ｌ １ １＞ 观察， 相是直径为３—４ ｎｍ的圆
状；沿＜ｌ １２＞＾Ｉ观察，是长５～６ ｎｍ，厚１～２ ｎｉｌｌ的
长条状。本文选择从＜１１２＞ 。方向入射观察。图４
是不同时间时效样品在该方向观察的 相的
ＨＲＴＥＭ像。从照片中发现这些析出相在该取向表
现为平行于｛１１１｝ 。的长条状，而实际其为圆片状，
原子、空位的减少，新的ＧＰＩＩ区析出速度会越来越
慢，所以峰值时效后基体中绝大部分是尺寸较大的
ＧＰＩＩ区。ＧＰＩＩ区的增多长大是时效最初阶段硬度
迅速增加的主要原因。
２．２．３田 相的形成及演变
＜０００１＞ ／／＜ｌ １１＞ 与基体共格。图４ａ是时效
８ ｈ的ＨＲＴＥＭ像。从图可见，此时析出相直径约５
ｎｍ，厚１．５ ｎｍ，为６倍｛１１ １｝ ，晶面间距厚。在相应
的ＦＦＴ图中发现垂直于｛¨１ ｌ 的条纹及ｌ／３、２／３
过渡相 与基体有很匹配的晶格结构，并有一
定的晶体学取向关系。由于结构上卵 过渡相与基
体的差别，较ＧＰ区与基体的差别更大些，故过渡相
形核功较ＧＰ区的大得多。因此， 过渡相应该是
由ＧＰＩＩ区直接演变过来的。关于 相结构有３种
｛２２０｝ ，处的衍射斑点，说明该析出相是叼 相 。
随着时效时间的增加，卵 相直径慢慢变大，厚度逐渐
增加，相应的衍射斑点也越来越强，如图４ｂ、Ｃ示。
观点：Ｍｏｎｄｏｌｆｏ¨ 等提出，田 相具有六方结构，Ⅱ＝
０．４９６ ｎｍ，ｃ＝０．８６８ ｉｌｍ；Ｇｒａｆ 等认为，卵 相虽
然具有六方结构，但点阵常数为ａ＝０．４９６ ｎｍ，Ｃ
＝１．４０３ ｎｍ；Ｇｊｏｎｎｅｓ。¨ 等还提出， 相具有单斜结
构，ａ＝ｂ＝０．４９７ ｎｍ，ｃ：０．５４４ ｎｍ， ＝
１２０。。其形貌为圆片状，直径约１５～２０／ｌｉｄ，厚度约
５ ｎｍ。后来ＬＩ” 等通过ＨＲＴＥＭ观察及模拟计算，
从ＦＦＴ图中还一直可发现微弱的ＧＰＩＩ区衍射斑点，
说明ＧＰＩＩ区与 相在结构上是相关的，或者说， 相
是在ＧＰＩＩ区的基础上发展而来的。 相可以从时效
８ ｈ左右就出现，随着时效时间的延长，除了形貌、尺
寸和分布变化之外，估计其内部成份也在演变。
图４不同时效时间＜１１２＞ ｌ取向的叩 相ＨＲＴＥＭ像。ａ：８ ｈ；ｂ：１２ ｈ；ｃ：２４ ｈ；Ｂａｒ＝５ ｎｍ
Ｆｉｇ．４ ＨＲＴＥＭ ｏｆ田 ｐｈａｓｅ ａｔ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ａｇｅｉｎｇ ｔｉｍｅ ｂｙ＜１１２＞＾ｌ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ．ａ：８ ｈ；ｂ：１２ ｈ； ：２４ ｈ；Ｂａｒ ５ ｌｉｒａ
２．２．４钾相的形成及演变
条柱状；图５ｃ中的呈六角形。由图５ａ、ｂ可见这些
在更高温度或更长保温时间下，过饱和固溶体
会析出平衡相。平衡相结构与成分均已处于平衡状
态，一般与基体非共格结合。但在出现的初期与基
体也有一定的晶体学取向关系。平衡相 的强化
效果较弱，具有六方结构，点阵常数为ａ＝０．５２１
ｎｍ，ｃ＝０．８６０ ｌ＇ｌｍ，空间群为Ｐ６１／ｍｍｃ，有９种不同
条柱状叼相的晶体结构与前面观察到的 相结构
不同，与铝基体的晶体结构也不一样，比叼 相更显
粗大。图５ａ中析出相直径约３ ｌｉＢ，长约１４ ｎｍ；图
５ｂ中析出相直径约５ ａｍ，长约２０ ｎｍ。相应的ＦＦＴ
也更清晰，线条更明锐，于２／３｛２２０｝ 处还隐约可见
两点分离的斑点。图５ｃ中的六角盘状 相呈规则
六边形。对应的ＦＦＴ图中也隐约可见２／３｛２２０｝ ．
处两点分离。２／３｛２２０｝ 。处两点分离是 相的特
的取向 。其形貌常为六角状或条柱状，直径约
２５ ａｍ，长度约１００～３００ ｎｍ。图５是时效２０２ ｈ样
品从不同方向入射观察到的初期１１相的ＨＲＴＥＭ
像。图５ａ、ｂ、Ｃ分别为＜ｌ１０＞ ＜１１２＞Ａｌ、
＜１ １ １＞ ．取向的ＨＲＴＥＭ像。图５ａ、ｂ中的 相呈
征，但由于 相的该特征比较模糊且ＦＦＴ又比叼 相
明锐很多，体积也比田 相大很多，本文把该相视为
初期卵相。随着时效时间的增加，这些初期叼相应
第５期 万彩云等：７ｘｘｘ系Ａ１ＺｎＭｇＣｕ铝合金早中期时效强化析出相的研究 ４５９
图５ 时效２０２ ｈ不同取向初期－ｑ相的ＨＲＴＥＭ像。Ｂａｒ：５ ｌｌｍ
Ｆｉｇ．５ ＨＲＴＥＭ ｏｆ ｐｈａｓｅ ｐｒｉｍｅ ａｔ ｓａｍｐｌｅｓ ａｇｅｉｎｇ ｆｏｒ ２０２ ｈｒｓ ｂｙ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ．Ｂａｒ＝５ ｎｍ
该会慢慢演变为体积更加粗大、结构更完整、与基体
非共格性更加明显的稳定叼相。因为２０２ ｈ时效，
初期卵相析出不多，基体中还大量分布叼 相及部分
ＧＰＩＩ区，所以硬度下降不明显。
铝合金的强度主要依赖于析出相。但是，何种
０，
大作 相 参
，■５
一、
］ ］ ］ ］ ］ ］
析出相对强度贡献最大，何种析出相能获得最佳的
强韧性及抗应力腐蚀性能的配合，人们所持的观点
不同。Ｐａｒｋ等 认为在Ｔ６状态下主要为＇７ 相强
化，在Ｔ７３状态下主要为 相强化；Ｄｅ Ｓａｎｃｔｉｓ¨ 认
为喷射成形７ｘｘｘ系高强铝合金在Ｔ６状态下主要是
ＧＰ区和弥散的叼 相强化；而Ｐａｒｉｓ等… 认为７ｘｘｘ
系合金在１２０ ｏＣ以下时效时主要为ＧＰ区强化，即
使在１２０℃时效到峰时效点，沉淀相仍主要是ＧＰ
区。但当合金过时效时，ＧＰ区转变为叼和 相。
本研究用硬度曲线及ＨＲＴＥＭ像，表明该合金在峰
值时效状态下为ＧＰＩＩ区及田 相起主要强化作用，过
时效阶段是＇７ 相和叩相起主要强化作用。
一 一 一 ～一一 一一～ 一 ．一一 一一～一 一 一一一～一
３ 结论
（１）所研究的７ｘｘｘ系Ａ１ＺｎＭｇＣｕ铝合金时效硬
化效果显著。１２０ ｏＣ时效４ ｈ硬度即为２１０ ＨＶ，时
效２０ ｈ硬度达到峰值２２７ ＨＶ；峰值时效后，存在一
个较长时间的时效硬度平台，硬度在（２０５±５）ＨＶ
波动。
（２）ＧＰＩＩ区形成速度极快，时效１０ ｍｉｎ以后就
可以出现，为平行于｛１Ｉ１｝ 面与基体共格的圆片状
析出物，直径在５ ｌｑｍ以下，厚度不超过６个｛１ １ １｝
面间距。ＨＲＴＥＭ没有观察到所谓沿铝｛１００｝面的
ＧＰＩ区。
（３）田 相由ＧＰＩＩ区发展而来，在时效８ ｈ以后
形成，也为平行于｛１１１｝ ．面与基体共格的圆片状析
出物，直径一般大于５ ａｍ，厚度大于６个｛１ １ １｝ 面
间距。随着时效时间的延长，其数量增多，尺寸变
４６０ 电子显微学报Ｊ．Ｃｈｉｎ．Ｅｌｅｃｔｒ．Ｍｉｃｒｏｓｃ．Ｓｏｃ 第２９卷
Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ａ，２００１，３０３：２２６—２３３．
Ｍａｔｅｒ，２００１，４９：３４４３—３４５１．
［１０］Ｄｅ Ｓａｎｃｔｉｃｓ Ｍ．Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｒａｐｉｄｌｙ
［１５］
Ｇａｎｇ Ｓｈａ，Ａｌｆｒｅｄ Ｃｅｒｅｚｏ．Ｅａｒｌｙ—ｓｔａｇｅ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ ｉｎ
ｓｏｌｉｄｉｆｉｅｄ ｕｌｔｒａｈｉｇｈ ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ａ１・－Ｚｎ・・Ｍｇ・－Ｃｕ ａｌｌｏｙｓ
Ａｌ－Ｚｎ—Ｍｇ－Ｃｕ ａｌｌｏｙ（７０５０）［Ｊ］．Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒ，２００４，
ｐｒｏｄｕｃｅｄ ｂｙ ｓｐｒａｙ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ
５２：４５０３—４５１６．
ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ａ，１９９１，１４１：１０３—１２１．
［１６］
Ｗｅｒｅｎｓｋｉｏｌｄ Ｊ Ｃ，Ｄｅｓｃｈａｍｐｓ Ａ， Ｂｒｅｃｈｅｔ Ｙ．
［１１］
Ｐａｒｉｓ Ｈ Ｇ，Ｓａｎｄｅｒｓ Ｔ Ｈ Ｊｒ，Ｒｉｄｄｌｅ Ｙ Ｗ．Ａｓｓｅｓｓｍｅｎｔ ｏｆ
Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ ａｎｄｍｏｄｅｌｉｎｇ ｏｆ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ ｋｉｎｅｔｉｃｓ ｉｎ
ｓｃａｎｄｉｕｍ ａｄｄｉｔｉｏｎｓ ｉｎ ａｌｕｍｉｎｕｍ ａｌｌｏｙ ｄｅｓｉｇｎ［Ａ］． ａｎ Ａ１－Ｚｎ－Ｍｇ ａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒ Ｓｃｉ Ｅｎｇ Ａ，２０００，Ａ２９３：
Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ Ｔｈｅ Ｓｉｘｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ
２６７—２７４．
Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｌｌｏｙｓ［Ｃ］．Ｊａｐａｎ：Ｔｏｋｙｏ，１９９８．４９９— ［１７］
Ｇｊｅｎｎｅｓ Ｊ，Ｓｉｍｅｎｓｅｎ Ｊ，Ｓｉｍｅｎｓｅｎ Ｃｈｒ Ｊ．Ａｃｔａ ｍｅｔａｌｌ，
５０４．
１９７０，１８：８８１—８８４．
［１２］
Ｇｒａｆ Ｒ，Ａｃａｄ Ｃ Ｒ．Ｓｃｉ，１９５７，２４４：３３７．
［１８］
Ｌｉ Ｘ Ｚ，Ｈａｎｓｅｎ Ｖ，Ｇｊｅｎｎｅｓ Ｊ，Ｗａｌｌｅｎｂｅｒｇ Ｌ Ｒ．Ａｃｔａ
［１３］
Ｍｏｎｄｏｌｆｏ Ｌ Ｆ．Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ Ａｌｌｏｙ：Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ
ｍａｔｅｒ，１９９９，４７：２６５１—２６５９．
Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ．Ｂｕｔｔｅｒｗｏｒｔｈｓ：Ｌｏｎｄｏｎ，１９７６．
［１９］
Ｋｏｍｕｒａ Ｙ，Ｔｏｋｕｎａｇａ Ｋ．Ａｃｔａ ｃｒｙｓｔｌａｌｏｇｒ，１９８０，Ｂ３６：
［１４］
Ｂｅｒｇ Ｌ Ｋ，Ｇｊ￣ｎｎｅｓ Ｊ，Ｈａｎｓｅｎ Ｖ，ｅｔ ａ１．ＧＰ—ｚｏｎｅｓ ｉｎ Ａ１・
１５４８—１５５２．
Ｚｎ－Ｍｇ ｌａｌｏｙｓ ａｎｄ ｔｈｅｉｒ ｒｏｌｅ ｉｎ ａｒｔｉｆｉｃｉａｌ ａｇｉｎｇ［Ｊ］．Ａｃｔａ
Ｓｔｕｄｙ ｏｆ ｔｈｅ ｅａｒｌｙ＆ｍｉｄ－ｓｔａｇｅ ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ
ｉｎ ａ ７ｘｘｘ ＡＩＺｎＭｇＣｕ ａｌｕｍｉｎｉｕｍ ａｌｌｏｙ
ＷＡＮ Ｃａｉ－ｙｕｎ，ＣＨＥＮ Ｊｉａｎｇ—ｈｕａ‘，ＹＡＮＧ Ｘｉｕ—ｂｏ，ＬＩＵ Ｊｉ—ｚｉ，ＷＵ Ｃｕｉ—ｌａｎ，ＺＨＡＯ Ｘｉｎ—ｑｉｎ
（Ｔｈｅ ｃｅｎｔｅｒ ｆｏｒ ｈｉｇｈ－ｒｅｓｏｌｕｔｉｏｎ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ ｏｆ ｃｏｌｌｅｇｅ ｏｆ ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，
Ｈｕｎａｎ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｃｈａｎｇｓｈａ Ｈｕｎａｎ ４１００８２，Ｃｈｉｎａ）
Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅ ｈａｒｄｎｅｓｓ ａｎｄ ｔｈｅ ｅａｒｌｙ ｓｔａｇｅ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ ｏｆ ａｎ ｅｘｔｒｕｄｅｄ Ａ１一Ｚｎ—Ｍｇ—Ｃｕ ａｌｌｏｙ ｗｅｒｅ ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ ｉｎ ｄｅｔａｉｌ ｂｙ ｍｉｃｒｏ Ｖｉｅｋｅｒ’
ｓ ｈａｒｄｎｅｓｓ ｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔｓ ａｎｄ ｈｉｇｈ—ｒｅｓｏｌｕｔｉｏｎ ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ，ｆｏｌｌｏｗｉｎｇ ｔｈｅ ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ ａｎｄ ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙ ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ
０ｆ ｔｈｅ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ．Ｉｔ ｗａｓ ｆｏｕｎｄ ｔｈａｔ ｔｈｅ ａｌｌｏｙ ｈａｓ ａ ｓｔｒｏｎｇ ａｇｅ ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｗｈｅｎ ａｎｎｅａｌｌｅｄ ａｔ １２０℃．Ａｇｉｎｇ ｆｏｒ ４ ｈ ｔｈｅ
ｈａｒｄｎｅｓｓ ｒｅａｃｈｅｓ ２１０ ＨＶ，ａｎｄ ｔｈｅ ａｌｌｏｙ ｒｅａｃｈｅｓ ｉｔｓ ｐｅａｋ ｈａｒｄｎｅｓｓ ｏｆ ２２７ ＨＶ ａｆｔｅｒ ２０ ｈ ｏｆ ａｇｉｎｇ．Ａｆｔｅｒ ｐｅａｋ ａｇｉｎｇ，ｔｈｅｒｅ ｉｓ
ａｐｐｒｏｘｉｍａｔｅｌｙ ａ ｐｌａｔｆｏｒｍ ｏｆ ｈａｒｄｎｅｓｓ ｆｏｒ ａ ｌｏｎｇ ｔｉｍｅ．ＧＰＩＩ ｚｏｎｅｓ ｃａｎ ｆｏｒｍ ｉｎ １０ ｍｉｎｕｔｅｓ ｏｆ ａｇｉｎｇ，ｃｏｍｐｌｅｔｅｌｙ ｃｏｈｅｒｅｎｔ ｗｉｔｈ ｔｈｅ Ａ１
ｍａｔｉｒｘ．Ｔｈｅ卵 ｐｈａｓｅ ｐａｒｔｉｃｌｅｓ，ｔｒａｎｓｆｏｒｍｅｄ ｆｒｏｍ ＧＰＩＩ ｚｏｎｅｓ，ｗｅｒｅ ｏｂｓｅｒｖｅｄ ｉｎ ｔｈｅ ｓａｍｐｌｅｓ ａｇｅｄ ｆｏｒ ８ ｈ．ＧＰＩＩ ｚｏｎｅｓ ａｎｄ ｐｈａｓｅ ａｒｅ
ｔｈｅ ｍａｉｎ ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ ｆｏｒ ｐｅａｋ ａｇｉｎｇ．Ａｇｉｎｇ ｆｏｒ ２０２ ｈ ｔｈｅ町ｐｈａｓｅ ｐｒｉｍｅ ｐａｒｔｉｃｌｅｓ ｗｅｒｅ ｏｂｓｅｒｖｅｄ．ＧＰＩ ｚｏｎｅｓ ｗｅｒｅ ｎｏｔ
ｏｂｓｅｒｖｅｄ．
Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ＡＩＺｎＭｇＣｕ ａｌｌｏｙ；ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ；ｈａｒｄｎｅｓｓ
2024年10月13日发(作者：桑惜蕊)
第２９卷第５期
２０１０年１０月
电 子显微学报
Ｖｏ１．２９．Ｎｏ．５
２０１０—１０
Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｃｈｉｎｅｓｅ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ Ｓｏｃｉｅｔｙ
文章编号：１０００—６２８１（２０１０）０５—０４５５—０６
７ｘｘｘ系Ａ１ＺｎＭｇＣｕ铝合金早中期时效
强化析出相的研究
万彩云，陈江华 ，杨修波，刘吉梓，伍翠兰，赵新奇
（湖南大学材料科学与工程学院高分辨电镜中心，湖南长沙４１００８２）
摘 要：用高分辨透射电镜（ＨＲＴＥＭ）和显微维氏硬度计细致地研究分析了７ｘｘｘ系Ａ１ＺｎＭｇＣｕ铝合金的单级时效
硬化和强化相析出行为，从不同的晶体学方向跟踪观察了硬化析出相形貌和晶体学演变规律。结果表明：在１２０
℃保温时效该合金具有很明显的时效硬化特性，时效４ ｈ硬度即为２１０ ＨＶ，时效２０ ｈ达到峰值２２７ ＨＶ；继续时效，
存在一个较长时间的时效平台。ＧＰＩＩ区在时效最初１０ ｍｉｎ后即迅速形成，与基体完全共格；７／ 相由ＧＰＩＩ区发展而
来，在时效８ ｈ左右形成，也与基体完全共格；合金峰值时效是ＧＰＩＩ区与 相联合起主要强化作用。时效２０２ ｈ，观
察到初期的Ｔ１相。没有观察到所谓｛１００｝面上的ＧＰＩ区。
关键词：Ａ１ＺｎＭｇＣｕ系铝合金；析出相；硬度
中图分类号：ＴＧ１３５ ．１；ＴＧ１４６．２；ＴＧ１１５．２１ ５．３ 文献标识码：Ａ
广泛应用于航空航天、交通运输及其它军工、民
用行业的７ｘｘｘ系Ａ１ＺｎＭｇＣｕ铝合金是一种典型的可
０．４％的六氯乙烷精炼，静置约１０ ｍｉｎ，浇入直径为
１２０ ｍｍ的铁模中成锭。将铸锭车成直径为８５ ｍｍ
的圆柱，然后４６０℃均匀化处理２４ ｈ。再在１２５０ Ｔ
型热挤压机上进行挤压，挤压前的预热温度４００℃
～
时效强化铝合金 “ 。通常认为该合金的时效强化
相析出顺序是
。
：ＳＳＳＳ－－－￣ＧＰ区（ＧＰＩ／ＧＰＩＩ）一 一
其中ＳＳＳＳ为过饱和固溶体，叩 是与基体半共格
４３０℃，挤压简直径８５ ｍｍ，模具嘴直径１２．５
的亚稳析出相，田为与基体非共格的平衡析出相
（ＭｇＺｎ，）。该合金具有高强、高韧、低密度、良好的
抗应力腐蚀性等特点。这些优良的性能与合金的析
出相密切相关。所以，适当地控制沉淀相的析出过
ｍｍ，挤压比约４９，控制适当的挤压速率和挤压筒温
度以获得均匀的性能。挤压后空冷，再进行单级时
效热处理：４６５℃固溶１ ｈ，水淬，转移时间不超过５
Ｓ，随后在１２０ ｃ《＝甲基硅油浴炉中进行不同时间的时
效热处理。
程，特别是它们的尺寸、大小、数量、密度等，对获得
良好的综合性能至关重要。国内外许多学者就这方
面已进行了广泛而深入的研究，取得了很大的成就。
利用ＨＸＤ一１０００Ｔ型显微硬度仪测量硬度，加载
力９．８０ Ｎ，载荷时间１５ ｓ。透射电镜（ＴＥＭ）试样经
机械减薄至约１００ ｍ，冲成直径为３ ｍｍ的小圆片，
用１０％高氯酸乙醇电解液双喷减薄。电解液的温
度控制在一２０℃～一３０℃，电流１０ ｍＡ，电压２０ Ｖ。
在ＪＥＭ一３０１０型ＨＲＴＥＭ上观察合金的显微组织结
构，电镜加速电压为２００ ｋＶ。
然而，对该合金微观结构的演变过程多年来都不能
形成统一的观点 ’ ’“ 。本文从最基本的固溶单级
时效出发，结合硬度曲线，利用ＨＲＴＥＭ从多个晶体
学方向研究了该合金的硬化相析出行为，以推动目
前尚无统一定论的该系列合金纳米析出相的研究。
１ 实验
合金的名义成分按Ａ１—８．４Ｚｎ一２．２Ｍｇ一２．３Ｃｕ一
２结果与讨论
２．１硬度
０．２Ｚｒ（ｗｔ．％）配制，采用９９．９％高纯铝为原料，在
图１为合金４６５ ｃＩ＝／１ ｈ固溶处理后在１２０℃条
件下不同时间时效的硬度曲线。由图可知，该
Ａ１ＺｎＭｇＣｕ系合金时效硬化特性显著，峰值时效前硬
电阻炉石墨坩埚中进行熔炼。其中合金元素ｃｕ和
ｚｒ以中间合金Ａ１一Ｃｕ５０（ｗｔ．％）和Ａ１一Ｚｒ４（ｗｔ．％）形
式加入。温度控制在７００℃～７４０ ｃＣ，加入０．２％～
收稿日期：２０１０—０２－２３；修订日期：２０１０－０３－０１
度快速激增，时效５ ｍｉｎ，合金硬度即上升了近７０
基金项目：国家自然科学基金资助项目（５０７７１０４３）；国家基础研究计划资助项目（Ｎｏ．２００８ＣＢ６１７６０８和Ｎｏ．２００９ＣＢ６２３７０４）
作者简介：万彩云（１９８４一），女（汉族），湖南人，硕士．
通讯作者：陈江华（１９６２一），男（汉族），教授，博士研究生导师．Ｅ－ｍａｉｌ：ｊｈｃｈｅｎ１２３＠ｈｎｕ．ｃｎ．
４５６ 电子显微学报Ｊ．Ｃｈｉｎ．Ｅｌｅｃｔｒ．Ｍｉｃｒｏｓｃ．Ｓｏｃ 第２９卷
图１合金经４６５℃／ｈ固溶处理后１２０℃时效条件下的硬度一时问关系曲线。ａ：整体；ｂ：局部放大
Ｆｉｇ．１ Ｈａｒｄｎｅｓｓ ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ ｏｆ ｔｈｉｓ ａｌｌｏｙ ｄｕｒｉｎｇ ａｇｅｉｎｇ ａｔ １２０℃ａｆｔｅｒ ４６５℃／ｈ ｓｏｌｕｔｅ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ．
ａ：ｔｏｔａｌ；ｂ：ｅｎｌａｒｇｅ ｏｆ ｐａｒｔ
ＨＶ，时效４ ｈ硬度接近峰值，时效２０ ｈ达到峰值
２２７ ＨＶ。随后硬度稍有下降，在（２０５±５）ＨＶ范围
ＴＥＭ像可见此时部分ＧＰＩＩ区已经变大，呈长条状；
ＨＲＴＥＭ像显示这些长条状的厚约０．９ ｎｍ，长约４
内波动，存在一个较长时间的时效平台。时效２０２ ｈ
还没有明显的下降趋势。
２．２析出相组织结构和演变
２．２．１ ＴＥＭ及ＨＲＴＥＭ的观察
ｎｍ，与基体完全共格。由图３可知这些长条状相其
实是底面平行于｛１１１｝ 。的圆片层析出相，其长度是
圆片的直径。图２ｃ，２Ｃ是时效４ ｈ的ＴＥＭ像及其
ＨＲＴＥＭ像。此时，合金硬度已很高。从ＴＥＭ像可
观察到此时基体中的析出相应力场衬度更明显，分
纳米析出相弥散强化是Ａ１ＺｎＭｇＣｕ合金的主要
强化机制。合金硬度依赖于纳米析出相的形貌、大
布均匀弥散，层厚增加。相对应的ＨＲＴＥＭ像也表
明这些析出相继续长大到厚约１ ｎｍ，长约５ ｎｍ，与
基体完全共格。随着时效时间的进一步延长，到２０
ｈ时，合金硬度达到峰值，为２２７ ＨＶ。此时，ＴＥＭ像
没有明显的变化，但其ＨＲＴＥＭ像显示析出相的平
均尺寸有所增长、增厚。时效至９６ ｈ时，析出相进
一
小、结构及分布状态。为整体地研究该合金的时效
强化机制，从如图１所示的工艺条件下抽取一些典
型的时间段样品用ＴＥＭ进行形貌像及相应ＨＲＴＥＭ
像观察，结果如图２示。为便于了解析出相（ＧＰＩＩ
区）与铝基体的晶体学取向关系，图３给出两者间
关系的示意图。
步粗化长大，密度下降，相应的ＨＲＴＥＭ像也显示
从图２ａ，２Ａ可见即使时效短１０ ｍｉｎ，基体中已
析出很多细小弥散的ＧＰＩＩ区。与固溶态相比，合金
硬度上升了近７０ ＨＶ，说明析出相的强化作用明显。
相应的ＨＲＴＥＭ像显示此时这些析出相的形状还不
规则，应力场衬度也不明显。根据图３，在＜１１０＞
取向观察下的ＧＰＩＩ区应呈圆状或长条状。图２ｂ，
２Ｂ是时效１ ｈ的ＴＥＭ像和相应的ＨＲＴＥＭ像。从
析出相厚度约２．４ ｎｍ，长约８．２ ｎｍ。此时晶体结构
与前面相比也稍有不同，如图２ｅ，２Ｅ所示。图２ｆ，
２Ｆ是时效２０２ ｈ的ＴＥＭ像及其ＨＲＴＥＭ像。从图
中可见析出相的长大粗化进一步明显，厚约３．５
ｎｍ，长约１４ ｎｍ，与基体晶体结构的差异加大。峰值
时效后合金硬度有所下降，存在一个较长时间的时
效平台，（２０５±５）ＨＶ范围内波动。硬度下降与
第５期 万彩云等：７ｘｘｘ系Ａ１ＺｎＭｇＣｕ铝合金早中期时效强化析出相的研究 ４５７
图２ １２０ ｏＣ不同时效时间＜１１０＞取向的ＴＥＭ像及ＨＲＴＥＭ像。ａ，Ａ：１０ ｍｉｎ；ｂ，Ｂ：１ ｈ；ｃ，Ｃ：４ ｈ；ｄ，Ｄ：２０ ｈ；
ｅ，Ｅ：９６ ｈ；ｆ，Ｆ：２０２ ｈ；Ａ～Ｆ：Ｂａｒ＝５ ｎｍ；ａ～ｆ：Ｂａｒ＝２０ ｎｍ。
Ｆｉｇ．２ Ｂｒｉｇｈｔ．ｆｉｅｌｄ ＴＥＭ ｉｍａｇｅｓ＆ＨＲＴＥＭ ｎｅａｒ＜１ １０＞Ａｌ ｚｏｎｅｓ ｏｆ ｔｈｉｓ ７ｘｘｘ ａｌｌｏｙ ｓａｍｐｌｅｓ
ａｇｅｉｎｇ ａｔ １２０ ｏＣ ｗｉｔｈ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｔｉｍｅ．
ａ，Ａ：１０ ｒａｉｎ；ｂ，Ｂ：１ ｈ；ｃ，Ｃ：４ ｈ；ｄ，Ｄ：２０ ｈ；ｅ，Ｅ：９６ ｈ；ｆ，Ｆ：２０２ ｈ；Ａ～Ｆ：Ｂａｒ＝５ ｎｍ；ａ～ｆ：Ｂａｒ＝２０ ｎｍ．
特征衍射斑点。ＧＰＩＩ区是富锌的原子团簇，是７ｘｘｘ
系铝合金从４５０℃以上温度淬火后、７０℃以上时效
时形成的，约１ｎｍ厚，３～４ ｎｌｎ长，平行于｛１ １１｝ 。
面，与Ａｌ基体完全共格，基体没有明显的畸变。
为探究ＧＰ区的存在及形态发展过程，本文从
不同入射方向观察、研究了早期不同时间时效铝合
金的ＨＲＴＥＭ像。首次观察了［００１］ 。取向的
ＨＲＴＥＭ像。但从时效１０ ｍｉｎ～４ ｈ都没有发现所
图３析出相（ＧＰＩＩ区）与铝基体取向关系示意图。
Ｆｉｇ．３ Ｓｃｈｅｍａｔｉｃ ｄｒａｗｉｎｇ ｏｆ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ
ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ ｉｎ ｒｅｓｐｅｃｔ ｔｏ Ａ１ ｍａｔｒｉｘ．
谓沿｛１００｝ 。面存在的ＧＰＩ区。
图２右上的ＨＲＴＥＭ像说明了ＧＰＩＩ区的形成演
变过程图。２Ａ隐约可见在＜１１０＞ 方向投影为长
条状的析出相。由图３可知该相实际上为底面平行
ＧＰＩＩ区的粗化长大有关。
２．２．２ ＧＰ区的形成及演变
于｛１１ １｝ ，面的圆片状ＧＰＩＩ区，约一个｛１１ｌ｝ ．晶面
间距厚，直径２ ｎｍ。至时效１ ｈ时，该析出相长大为
约２个｛１１ １｝ 晶面间距厚，直径约为３．７ ｎｍ（图
２Ｂ），具有特定的外形，说明ＧＰＩＩ区已形成 。至
时效４ ｈ时，析出相应力场衬度明显，变为约５个
ＧＰ区是合金中预脱溶原子偏聚区的统称，即能
用ｘ射线衍射法测定出来的原子偏聚区，一般在时
效初期形成。有学者¨ 把７ｘｘｘ系铝合金中的
ＧＰ区细分成ＧＰＩ区和ＧＰＩＩ区。ＧＰＩ区从过饱和固
溶体溶质原子中均匀形核，是ｚｎ和Ａ１／Ｍｇ原子的
团簇。Ｚｎ／Ｍｇ比例由１～１．４之间变化，主要存在于
｛１００｝ 。面。在时效温度从室温到１４０℃的范围内
都可以形成，与淬火温度无关，呈圆片状。在铝合金
｛１（２ｎ＋１）／４ ０｝或｛１／３ ２／３ ３１１｝倒易空间处产生
｛１１ １｝ 晶面间距厚，即１．２ ｎｎｌ厚，直径４．７ ｎｍ。由
上述结果可见，ＧＰＩＩ区的形成速度极快，时效１０
ａｒｉｎ后就能生成，与基体完全共格，分布弥散，数量
众多，体积较小；随着时效时间的增加，它们的体积
变大，衍射衬度越来越明显。
４５８ 电子显微学报Ｊ．Ｃｈｉｎ．Ｅｌｅｃｔｒ．Ｍｉｃｒｏｓｃ．Ｓｏｃ 第２９卷
作为析出相的ＧＰＩＩ区是一个不断变化的过程，
一
也得出 相具有六方结构，点阵常数为ａ＝０．４９６
ｎｍ，Ｃ＝１．４０２ ｎｍ ｏ
方面原有的ＧＰＩＩ区不断长大，另一方面新的ＧＰＩＩ
区不断析出，使得整个基体中总是弥散分布着不同
体积大小的ＧＰＩＩ区。但随着时效的进行，由于溶质
沿＜ｌ １ １＞ 观察， 相是直径为３—４ ｎｍ的圆
状；沿＜ｌ １２＞＾Ｉ观察，是长５～６ ｎｍ，厚１～２ ｎｉｌｌ的
长条状。本文选择从＜１１２＞ 。方向入射观察。图４
是不同时间时效样品在该方向观察的 相的
ＨＲＴＥＭ像。从照片中发现这些析出相在该取向表
现为平行于｛１１１｝ 。的长条状，而实际其为圆片状，
原子、空位的减少，新的ＧＰＩＩ区析出速度会越来越
慢，所以峰值时效后基体中绝大部分是尺寸较大的
ＧＰＩＩ区。ＧＰＩＩ区的增多长大是时效最初阶段硬度
迅速增加的主要原因。
２．２．３田 相的形成及演变
＜０００１＞ ／／＜ｌ １１＞ 与基体共格。图４ａ是时效
８ ｈ的ＨＲＴＥＭ像。从图可见，此时析出相直径约５
ｎｍ，厚１．５ ｎｍ，为６倍｛１１ １｝ ，晶面间距厚。在相应
的ＦＦＴ图中发现垂直于｛¨１ ｌ 的条纹及ｌ／３、２／３
过渡相 与基体有很匹配的晶格结构，并有一
定的晶体学取向关系。由于结构上卵 过渡相与基
体的差别，较ＧＰ区与基体的差别更大些，故过渡相
形核功较ＧＰ区的大得多。因此， 过渡相应该是
由ＧＰＩＩ区直接演变过来的。关于 相结构有３种
｛２２０｝ ，处的衍射斑点，说明该析出相是叼 相 。
随着时效时间的增加，卵 相直径慢慢变大，厚度逐渐
增加，相应的衍射斑点也越来越强，如图４ｂ、Ｃ示。
观点：Ｍｏｎｄｏｌｆｏ¨ 等提出，田 相具有六方结构，Ⅱ＝
０．４９６ ｎｍ，ｃ＝０．８６８ ｉｌｍ；Ｇｒａｆ 等认为，卵 相虽
然具有六方结构，但点阵常数为ａ＝０．４９６ ｎｍ，Ｃ
＝１．４０３ ｎｍ；Ｇｊｏｎｎｅｓ。¨ 等还提出， 相具有单斜结
构，ａ＝ｂ＝０．４９７ ｎｍ，ｃ：０．５４４ ｎｍ， ＝
１２０。。其形貌为圆片状，直径约１５～２０／ｌｉｄ，厚度约
５ ｎｍ。后来ＬＩ” 等通过ＨＲＴＥＭ观察及模拟计算，
从ＦＦＴ图中还一直可发现微弱的ＧＰＩＩ区衍射斑点，
说明ＧＰＩＩ区与 相在结构上是相关的，或者说， 相
是在ＧＰＩＩ区的基础上发展而来的。 相可以从时效
８ ｈ左右就出现，随着时效时间的延长，除了形貌、尺
寸和分布变化之外，估计其内部成份也在演变。
图４不同时效时间＜１１２＞ ｌ取向的叩 相ＨＲＴＥＭ像。ａ：８ ｈ；ｂ：１２ ｈ；ｃ：２４ ｈ；Ｂａｒ＝５ ｎｍ
Ｆｉｇ．４ ＨＲＴＥＭ ｏｆ田 ｐｈａｓｅ ａｔ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ａｇｅｉｎｇ ｔｉｍｅ ｂｙ＜１１２＞＾ｌ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ．ａ：８ ｈ；ｂ：１２ ｈ； ：２４ ｈ；Ｂａｒ ５ ｌｉｒａ
２．２．４钾相的形成及演变
条柱状；图５ｃ中的呈六角形。由图５ａ、ｂ可见这些
在更高温度或更长保温时间下，过饱和固溶体
会析出平衡相。平衡相结构与成分均已处于平衡状
态，一般与基体非共格结合。但在出现的初期与基
体也有一定的晶体学取向关系。平衡相 的强化
效果较弱，具有六方结构，点阵常数为ａ＝０．５２１
ｎｍ，ｃ＝０．８６０ ｌ＇ｌｍ，空间群为Ｐ６１／ｍｍｃ，有９种不同
条柱状叼相的晶体结构与前面观察到的 相结构
不同，与铝基体的晶体结构也不一样，比叼 相更显
粗大。图５ａ中析出相直径约３ ｌｉＢ，长约１４ ｎｍ；图
５ｂ中析出相直径约５ ａｍ，长约２０ ｎｍ。相应的ＦＦＴ
也更清晰，线条更明锐，于２／３｛２２０｝ 处还隐约可见
两点分离的斑点。图５ｃ中的六角盘状 相呈规则
六边形。对应的ＦＦＴ图中也隐约可见２／３｛２２０｝ ．
处两点分离。２／３｛２２０｝ 。处两点分离是 相的特
的取向 。其形貌常为六角状或条柱状，直径约
２５ ａｍ，长度约１００～３００ ｎｍ。图５是时效２０２ ｈ样
品从不同方向入射观察到的初期１１相的ＨＲＴＥＭ
像。图５ａ、ｂ、Ｃ分别为＜ｌ１０＞ ＜１１２＞Ａｌ、
＜１ １ １＞ ．取向的ＨＲＴＥＭ像。图５ａ、ｂ中的 相呈
征，但由于 相的该特征比较模糊且ＦＦＴ又比叼 相
明锐很多，体积也比田 相大很多，本文把该相视为
初期卵相。随着时效时间的增加，这些初期叼相应
第５期 万彩云等：７ｘｘｘ系Ａ１ＺｎＭｇＣｕ铝合金早中期时效强化析出相的研究 ４５９
图５ 时效２０２ ｈ不同取向初期－ｑ相的ＨＲＴＥＭ像。Ｂａｒ：５ ｌｌｍ
Ｆｉｇ．５ ＨＲＴＥＭ ｏｆ ｐｈａｓｅ ｐｒｉｍｅ ａｔ ｓａｍｐｌｅｓ ａｇｅｉｎｇ ｆｏｒ ２０２ ｈｒｓ ｂｙ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ．Ｂａｒ＝５ ｎｍ
该会慢慢演变为体积更加粗大、结构更完整、与基体
非共格性更加明显的稳定叼相。因为２０２ ｈ时效，
初期卵相析出不多，基体中还大量分布叼 相及部分
ＧＰＩＩ区，所以硬度下降不明显。
铝合金的强度主要依赖于析出相。但是，何种
０，
大作 相 参
，■５
一、
］ ］ ］ ］ ］ ］
析出相对强度贡献最大，何种析出相能获得最佳的
强韧性及抗应力腐蚀性能的配合，人们所持的观点
不同。Ｐａｒｋ等 认为在Ｔ６状态下主要为＇７ 相强
化，在Ｔ７３状态下主要为 相强化；Ｄｅ Ｓａｎｃｔｉｓ¨ 认
为喷射成形７ｘｘｘ系高强铝合金在Ｔ６状态下主要是
ＧＰ区和弥散的叼 相强化；而Ｐａｒｉｓ等… 认为７ｘｘｘ
系合金在１２０ ｏＣ以下时效时主要为ＧＰ区强化，即
使在１２０℃时效到峰时效点，沉淀相仍主要是ＧＰ
区。但当合金过时效时，ＧＰ区转变为叼和 相。
本研究用硬度曲线及ＨＲＴＥＭ像，表明该合金在峰
值时效状态下为ＧＰＩＩ区及田 相起主要强化作用，过
时效阶段是＇７ 相和叩相起主要强化作用。
一 一 一 ～一一 一一～ 一 ．一一 一一～一 一 一一一～一
３ 结论
（１）所研究的７ｘｘｘ系Ａ１ＺｎＭｇＣｕ铝合金时效硬
化效果显著。１２０ ｏＣ时效４ ｈ硬度即为２１０ ＨＶ，时
效２０ ｈ硬度达到峰值２２７ ＨＶ；峰值时效后，存在一
个较长时间的时效硬度平台，硬度在（２０５±５）ＨＶ
波动。
（２）ＧＰＩＩ区形成速度极快，时效１０ ｍｉｎ以后就
可以出现，为平行于｛１Ｉ１｝ 面与基体共格的圆片状
析出物，直径在５ ｌｑｍ以下，厚度不超过６个｛１ １ １｝
面间距。ＨＲＴＥＭ没有观察到所谓沿铝｛１００｝面的
ＧＰＩ区。
（３）田 相由ＧＰＩＩ区发展而来，在时效８ ｈ以后
形成，也为平行于｛１１１｝ ．面与基体共格的圆片状析
出物，直径一般大于５ ａｍ，厚度大于６个｛１ １ １｝ 面
间距。随着时效时间的延长，其数量增多，尺寸变
４６０ 电子显微学报Ｊ．Ｃｈｉｎ．Ｅｌｅｃｔｒ．Ｍｉｃｒｏｓｃ．Ｓｏｃ 第２９卷
Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ａ，２００１，３０３：２２６—２３３．
Ｍａｔｅｒ，２００１，４９：３４４３—３４５１．
［１０］Ｄｅ Ｓａｎｃｔｉｃｓ Ｍ．Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｒａｐｉｄｌｙ
［１５］
Ｇａｎｇ Ｓｈａ，Ａｌｆｒｅｄ Ｃｅｒｅｚｏ．Ｅａｒｌｙ—ｓｔａｇｅ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ ｉｎ
ｓｏｌｉｄｉｆｉｅｄ ｕｌｔｒａｈｉｇｈ ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ａ１・－Ｚｎ・・Ｍｇ・－Ｃｕ ａｌｌｏｙｓ
Ａｌ－Ｚｎ—Ｍｇ－Ｃｕ ａｌｌｏｙ（７０５０）［Ｊ］．Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒ，２００４，
ｐｒｏｄｕｃｅｄ ｂｙ ｓｐｒａｙ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ
５２：４５０３—４５１６．
ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ａ，１９９１，１４１：１０３—１２１．
［１６］
Ｗｅｒｅｎｓｋｉｏｌｄ Ｊ Ｃ，Ｄｅｓｃｈａｍｐｓ Ａ， Ｂｒｅｃｈｅｔ Ｙ．
［１１］
Ｐａｒｉｓ Ｈ Ｇ，Ｓａｎｄｅｒｓ Ｔ Ｈ Ｊｒ，Ｒｉｄｄｌｅ Ｙ Ｗ．Ａｓｓｅｓｓｍｅｎｔ ｏｆ
Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ ａｎｄｍｏｄｅｌｉｎｇ ｏｆ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ ｋｉｎｅｔｉｃｓ ｉｎ
ｓｃａｎｄｉｕｍ ａｄｄｉｔｉｏｎｓ ｉｎ ａｌｕｍｉｎｕｍ ａｌｌｏｙ ｄｅｓｉｇｎ［Ａ］． ａｎ Ａ１－Ｚｎ－Ｍｇ ａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒ Ｓｃｉ Ｅｎｇ Ａ，２０００，Ａ２９３：
Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ Ｔｈｅ Ｓｉｘｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ
２６７—２７４．
Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｌｌｏｙｓ［Ｃ］．Ｊａｐａｎ：Ｔｏｋｙｏ，１９９８．４９９— ［１７］
Ｇｊｅｎｎｅｓ Ｊ，Ｓｉｍｅｎｓｅｎ Ｊ，Ｓｉｍｅｎｓｅｎ Ｃｈｒ Ｊ．Ａｃｔａ ｍｅｔａｌｌ，
５０４．
１９７０，１８：８８１—８８４．
［１２］
Ｇｒａｆ Ｒ，Ａｃａｄ Ｃ Ｒ．Ｓｃｉ，１９５７，２４４：３３７．
［１８］
Ｌｉ Ｘ Ｚ，Ｈａｎｓｅｎ Ｖ，Ｇｊｅｎｎｅｓ Ｊ，Ｗａｌｌｅｎｂｅｒｇ Ｌ Ｒ．Ａｃｔａ
［１３］
Ｍｏｎｄｏｌｆｏ Ｌ Ｆ．Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ Ａｌｌｏｙ：Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ
ｍａｔｅｒ，１９９９，４７：２６５１—２６５９．
Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ．Ｂｕｔｔｅｒｗｏｒｔｈｓ：Ｌｏｎｄｏｎ，１９７６．
［１９］
Ｋｏｍｕｒａ Ｙ，Ｔｏｋｕｎａｇａ Ｋ．Ａｃｔａ ｃｒｙｓｔｌａｌｏｇｒ，１９８０，Ｂ３６：
［１４］
Ｂｅｒｇ Ｌ Ｋ，Ｇｊ￣ｎｎｅｓ Ｊ，Ｈａｎｓｅｎ Ｖ，ｅｔ ａ１．ＧＰ—ｚｏｎｅｓ ｉｎ Ａ１・
１５４８—１５５２．
Ｚｎ－Ｍｇ ｌａｌｏｙｓ ａｎｄ ｔｈｅｉｒ ｒｏｌｅ ｉｎ ａｒｔｉｆｉｃｉａｌ ａｇｉｎｇ［Ｊ］．Ａｃｔａ
Ｓｔｕｄｙ ｏｆ ｔｈｅ ｅａｒｌｙ＆ｍｉｄ－ｓｔａｇｅ ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ
ｉｎ ａ ７ｘｘｘ ＡＩＺｎＭｇＣｕ ａｌｕｍｉｎｉｕｍ ａｌｌｏｙ
ＷＡＮ Ｃａｉ－ｙｕｎ，ＣＨＥＮ Ｊｉａｎｇ—ｈｕａ‘，ＹＡＮＧ Ｘｉｕ—ｂｏ，ＬＩＵ Ｊｉ—ｚｉ，ＷＵ Ｃｕｉ—ｌａｎ，ＺＨＡＯ Ｘｉｎ—ｑｉｎ
（Ｔｈｅ ｃｅｎｔｅｒ ｆｏｒ ｈｉｇｈ－ｒｅｓｏｌｕｔｉｏｎ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ ｏｆ ｃｏｌｌｅｇｅ ｏｆ ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，
Ｈｕｎａｎ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｃｈａｎｇｓｈａ Ｈｕｎａｎ ４１００８２，Ｃｈｉｎａ）
Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅ ｈａｒｄｎｅｓｓ ａｎｄ ｔｈｅ ｅａｒｌｙ ｓｔａｇｅ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ ｏｆ ａｎ ｅｘｔｒｕｄｅｄ Ａ１一Ｚｎ—Ｍｇ—Ｃｕ ａｌｌｏｙ ｗｅｒｅ ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ ｉｎ ｄｅｔａｉｌ ｂｙ ｍｉｃｒｏ Ｖｉｅｋｅｒ’
ｓ ｈａｒｄｎｅｓｓ ｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔｓ ａｎｄ ｈｉｇｈ—ｒｅｓｏｌｕｔｉｏｎ ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ，ｆｏｌｌｏｗｉｎｇ ｔｈｅ ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ ａｎｄ ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙ ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ
０ｆ ｔｈｅ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ．Ｉｔ ｗａｓ ｆｏｕｎｄ ｔｈａｔ ｔｈｅ ａｌｌｏｙ ｈａｓ ａ ｓｔｒｏｎｇ ａｇｅ ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｗｈｅｎ ａｎｎｅａｌｌｅｄ ａｔ １２０℃．Ａｇｉｎｇ ｆｏｒ ４ ｈ ｔｈｅ
ｈａｒｄｎｅｓｓ ｒｅａｃｈｅｓ ２１０ ＨＶ，ａｎｄ ｔｈｅ ａｌｌｏｙ ｒｅａｃｈｅｓ ｉｔｓ ｐｅａｋ ｈａｒｄｎｅｓｓ ｏｆ ２２７ ＨＶ ａｆｔｅｒ ２０ ｈ ｏｆ ａｇｉｎｇ．Ａｆｔｅｒ ｐｅａｋ ａｇｉｎｇ，ｔｈｅｒｅ ｉｓ
ａｐｐｒｏｘｉｍａｔｅｌｙ ａ ｐｌａｔｆｏｒｍ ｏｆ ｈａｒｄｎｅｓｓ ｆｏｒ ａ ｌｏｎｇ ｔｉｍｅ．ＧＰＩＩ ｚｏｎｅｓ ｃａｎ ｆｏｒｍ ｉｎ １０ ｍｉｎｕｔｅｓ ｏｆ ａｇｉｎｇ，ｃｏｍｐｌｅｔｅｌｙ ｃｏｈｅｒｅｎｔ ｗｉｔｈ ｔｈｅ Ａ１
ｍａｔｉｒｘ．Ｔｈｅ卵 ｐｈａｓｅ ｐａｒｔｉｃｌｅｓ，ｔｒａｎｓｆｏｒｍｅｄ ｆｒｏｍ ＧＰＩＩ ｚｏｎｅｓ，ｗｅｒｅ ｏｂｓｅｒｖｅｄ ｉｎ ｔｈｅ ｓａｍｐｌｅｓ ａｇｅｄ ｆｏｒ ８ ｈ．ＧＰＩＩ ｚｏｎｅｓ ａｎｄ ｐｈａｓｅ ａｒｅ
ｔｈｅ ｍａｉｎ ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ ｆｏｒ ｐｅａｋ ａｇｉｎｇ．Ａｇｉｎｇ ｆｏｒ ２０２ ｈ ｔｈｅ町ｐｈａｓｅ ｐｒｉｍｅ ｐａｒｔｉｃｌｅｓ ｗｅｒｅ ｏｂｓｅｒｖｅｄ．ＧＰＩ ｚｏｎｅｓ ｗｅｒｅ ｎｏｔ
ｏｂｓｅｒｖｅｄ．
Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ＡＩＺｎＭｇＣｕ ａｌｌｏｙ；ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ；ｈａｒｄｎｅｓｓ