Al-Zn-Mg-Cu系超高強鋁合金因為低密度和高強度的優點被廣泛應用于飛機制造等領域，包括機身框架、桁條和機翼等，但該系合金耐蝕性較差，可通過成分設計和熱處理制度優化等提高其耐蝕性。Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Ti合金中添加微量Cr能夠使合金經過固溶處理后析出大量細小的(Al,Cr)(Zr,Ti)相釘扎位錯與亞晶界，從而抑制再結晶；而合金中存在大量的以亞晶組織為主的變形組織，降低了合金晶間腐蝕的電化學動力，減弱了沿晶腐蝕傾向，因此合金的抗剝蝕性能提高。合理的回歸再時效（retrogression re-ageing，RRA）處理制度能夠優化Al-Zn-Mg-Cu合金的抗腐蝕性能，RRA處理回歸時間的延長能夠使RRA態合金晶內析出相由亞平衡態向平衡態轉化，轉變為非共格的η相，而且晶界處的非共格η相的尺寸變得更加粗大，η相粒子的分布更加彌散，晶界附近的晶界無沉淀析出帶（precipitation free zone，PFZ）也更加寬化，使得合金的腐蝕敏感性變小。采用預變形+短時間退火+熱軋的工藝可以使晶粒發生細化，且晶界析出相呈不連續的形式分布，從而使Al-Zn-Mg-Cu合金的塑性和抗腐蝕性能得到提高。逐步固溶處理工藝和多級固溶處理工藝可以有效地使Al-Zn-Mg-Cu合金的晶界析出相顯著粗化，增大其彌散度，切斷腐蝕應力擴張通道，提高合金的其抗剝蝕性能

　　蠕變時效成形技術是利用鋁合金的蠕變特性將成形與人工時效同時進行的一種工藝，該技術是為了解決飛機制造中復雜的整體壁板成形質量和使用壽命而營運發展起來的[6-9]。蠕變時效成形技術既能利用合金在應力場和溫度場共同作用下的蠕變松弛行為來獲得滿足形狀尺寸要求的整體壁板，同時和可以利用人工時效使合金保持優異的組織和性能，既能“控形”，又能“控性”[10-11]。因此，關于研究蠕變時效因素對Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金性能的影響很有實用價值。

　　本文以7050航空用超高強鋁合金（以下簡稱為7050鋁合金）為研究對象，對其進行蠕變時效處理，探討溫度和應力等對合金微觀組織與性能的影響，揭示7050鋁合金蠕變時效成形規律與成形機制，獲得合金蠕變時效成形關鍵技術，為促進鋁合金蠕變時效成形的工程化應用提供一定理論指導與試驗支撐。

　　試驗用7050鋁合金板成分為Al-6.2Zn-2.3Cu-2.2Mg-0.12Zr（質量分數，%）。試樣經475 ℃/1 h固溶處理后，立刻進行時效處理。為確定不同溫度下的峰值時效時間，先分別測定合金在120，140和160 ℃下的時效硬化曲線所示。可確定峰值時效制度分別為120 ℃/24 h，140 ℃/12 h和160 ℃/4 h。如無特殊說明，文章以下研究均采用峰時效態。結合文獻，確定合金的蠕變時效載荷為150～250 MPa，具體蠕變時效工藝參數如表1所示。

　　研究表明，合金穩態蠕變速率與蠕變溫度和應力有關，三者的關系可用本構方程表示為：

　　為蠕變時效和人工時效的維氏硬度值，可以看出蠕變時效硬度明顯高于人工時效。蠕變時效C1，C2，C3試樣與人工時效A1試樣相比硬度有較大提升，分別提升了9.4%、5.8%和7.3%，隨著時效溫度的升高，蠕變時效試樣硬度略有下降，C4試樣硬度較A2試樣硬度提升3.6%。當時效溫度升高至160 ℃時，C5試樣與A3試樣硬度幾乎無差別。

　　腐蝕表面已有大量的腐蝕產物脫落，合金抗剝蝕性能隨時效溫度的升高略有升高。對于蠕變時效試樣，如圖3（d），3（e）和3（f）所示，應力對腐蝕性能的影響不大，試樣表面呈紅褐色，產生鼓泡現象。隨溫度升高，如圖3（e），3（g）和3（h）所示，試樣的腐蝕程度逐步加深，鼓泡現象逐步轉化為大量腐蝕產物的剝落，抗剝落腐蝕性能下降。對比C2，A1和C4，A2兩組試樣的腐蝕等級EBED，ECEC+，蠕變時效腐蝕性能整體優于人工時效。蠕變時效C1，C2和C3試樣的腐蝕等級EC?，EB，EC?說明應力水平對蠕變時效的剝落腐蝕性能影響較小。蠕變時效C2，C4和C5試樣的腐蝕等級EBECED，說明隨溫度升高，蠕變時效抗剝落腐蝕性能下降。圖 3

　　，合金的晶間腐蝕深度隨溫度升高顯著增加，由66.677 μm增加至101.558 μm。對比圖4（e），4（g）和4（h），200 MPa應力下，合金的晶間腐蝕深度隨溫度升高而增大，由57.665 μm增加至84.242 μm，對比圖4（d），4（e）和4（f）可知，蠕變時效晶間腐蝕深度隨應力改變變化很小，應力變化對腐蝕性能的影響很小。由此說明，溫度是影響蠕變時效晶間腐蝕性能的主要因素。相同溫度下，蠕變試樣的腐蝕深度均低于人工時效試樣的腐蝕深度，可見，蠕變試樣的抗晶間腐蝕性能更優。圖 4

　　Micro-morphology of 7050 aluminum alloy after different aging treatments

　　中可以看出，A1試樣和C2試樣的晶間析出相尺寸、數目差異不大，約為6～8 nm的η′相呈點狀分布于基體中，對比發現，C2試樣的晶內析出相更加細小。A1試樣的晶界析出相較晶內析出相明顯粗大，且呈連續狀分布。蠕變時效后，C2試樣的晶界析出相尺寸減小，且呈不連續狀分布。溫度升高到140 ℃時，A2試樣的晶內和晶界析出相尺寸同時長大，晶界析出相分布較為連續（

　　），蠕變時效后，C4試樣晶內和晶界析出相尺寸均減小，且析出相在晶界上分布變得不連續（見

　　TEM images of 7050 aluminum alloy under different heat treatments

　　由以上試驗結果可見，時效制度對7050鋁合金的微觀組織和性能影響很大。外加應力的存在使鋁合金在塑性變形過程中原本扁平的條帶狀晶粒被破碎，從而蠕變時效試樣晶粒長度有所縮短。蠕變時效過程中，外加應力作用下位錯數量的增加為析出相提供更多的形核位點，為析出相提供了形核動力，其相變驅動力提高，從而促使析出相細化和均勻分布，另一方面，蠕變過程中應力產生了一定程度的加工硬化，促使其硬度提高

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　　。對于7050鋁合金來說，晶界腐蝕和剝落腐蝕均為電化學腐蝕，且均沿著晶界進行，因此，晶界結構決定合金的抗腐蝕性能。晶界附近結構可分為晶界析出相和PFZ。其中，PFZ內沒有析出相且溶質原子極少，可認為其成分接近于純Al，晶界析出相成分為MgZn

　　在3.5%NaCl中的腐蝕電勢，發現二者腐蝕電勢分別為?0.855 V和?1.015 V。在電化學腐蝕中，電勢更低的MgZn2作為陽極，在腐蝕液中優先腐蝕。因此，晶界上粗大的MgZn2相的尺寸和分布對7050鋁合金電化學腐蝕性能起關鍵作用。晶界析出相越粗大、越連續，其腐蝕通道越寬、越連續，7050鋁合金的抗腐蝕性能越差。從圖6中可以清楚地觀察到蠕變時效后，合金晶界析出相尺寸顯著減小，且分布變得不連續，其腐蝕通道不連續，因此，蠕變時效能夠提高7050鋁合金的抗晶間腐蝕性能和抗剝落腐蝕性能。4 結論（1）溫度是影響蠕變速率的主要因素。7050鋁合金的穩態蠕變速率與蠕變應力和蠕變溫度的關系為$ \dot \varepsilon = {e^{12.226}}{\sigma ^{1.66}}{\rm{exp}}( - 120\;536/RT)$。（2）蠕變時效能夠細化7050鋁合金晶內和晶界析出相，提高了合金的硬度和抗腐蝕性能。合金在120 ℃和140 ℃下蠕變時效后的硬度和抗腐蝕性能都保持在較高水平，160 ℃下合金的硬度和抗腐蝕性能均較低。