5xxx系鋁合金具有良好的成形性、可焊性以及抗腐蝕性和中等強度，是汽車減重用板材的最佳選擇之一。但5xxx系鋁合金沖壓后的表面質量較差，并且合金在烤漆過程中發生軟化，使該系合金的發展受到了極大的限制。在合金中添加少量的Cu可在一定程度上提高合金沖壓后的烤漆強化性能，但對未來汽車板材所用5xxx系合金仍然不足。本項目擬突破傳統5xxx系合金的成分設計思路，通過增加并調節合金中Zn/Cu的含量，結合適當的預時效工藝，在合金中形成均勻分布的含Cu以及含Zn強化相，使合金具有較高的快速時效響應能力，顯著提高合金的烤漆硬化性能，同時降低合金的鋸齒屈服效應，提高合金的表面質量。課題將針對快速時效響應的控制及機理進行深入分析研究，同時深入研究新合金的鋸齒屈服機理。建立新型合金成分、預時效工藝、烤漆組織和性能以及鋸齒變形規律之間的關聯模型，為研究開發具有自主知識產權的新型汽車用5xxx系鋁合金奠定基礎。

非等溫時效工藝在7xxx鋁合金中的應用有望實現精細的組織控制、獲得良好的綜合性能，滿足航空技術的應用需求。該工藝的優勢已經在前期研究中得到證實，但是相關的基礎理論尚缺乏系統研究。為此，申請者擬對7A85合金的非等溫時效行為開展系統研究，在析出相精細表征的基礎上揭示非等溫時效行為的熱/動力學機理，獲得析出行為規律并闡明其機理；結合力學性能的測試研究多尺度、多結構析出相共存時的強韌化機理；通過電化學分析和微區腐蝕行為的表征系統研究非等溫時效態合金的腐蝕行為，揭示腐蝕發生、發展的規律和機理。本研究的開展可為非等溫時效工藝的設計提供理論基礎，并有望拓寬鋁合金時效析出行為調控的范圍，豐富鋁合金的時效析出、時效強化機理和腐蝕理論。

7A85鋁合金具有極佳的淬透性，是制造超大規格航空構件的鋁合金材料。但是傳統的等溫工藝應用于大型構件是其可控性不佳、工藝效率較低。本研究針對這一問題開展研究，系統分析了非等溫時效過程中合金的析出行為、時效硬化效應以及性能變化的規律和機理。7A85鋁合金在線性升溫過程中的主要析出序列為：SSS→ G.P.區→η'相 (過渡相) → η相 (平衡相)。G.P.區、η'相和η相的形核溫度區間分別為：<80℃、150℃~170℃和211℃~226℃。升溫時效后期，沉淀相的粗化速度顯著加快。直接降溫時效初期，大量晶內析出相短時內便完成了快速形核、長大的過程，與傳統時效工藝相比直接降溫具有較高的時效效率；降溫時效后期，晶內發生二次析出，得到尺寸更為細小、彌散分布的η'相。降溫時效工藝可促進溶質原子充分析出，同時抑制原有析出相長大的目的。三種工藝晶界組態差別較大。線性升溫工藝的晶界析出相粗大，PFZ較窄；直接降溫工藝則相反，晶界析出相較小、分布密集，PFZ寬大。通過適當的參數調節，降溫NIA工藝和復合NIA工藝均可能在獲得峰時效強度的情況下大大提高合金的耐腐蝕性能，其中典型復合工藝獲得的典型綜合性能為：抗拉強度552 MPa，屈服強度530 MPa，延伸率14.9%。.在典型降溫時效和復合時效中獲得的7A85合金樣品其斷裂韌性(T-L向)最高分別達到：47 MPa?m1/2、及49.6 MPa?m1/2 ，顯著高于T74態合金。在7050合金升—降溫復合時效過程中，合金在升溫階段的組織、電導率及耐腐蝕性能的演化規律與此前多數的研究一致：即隨著時效的進行，晶界沉淀相尺寸增大、離散度增加，合金的電導率也同時持續升高，該階段合金的耐應力腐蝕性能逐漸提高。在降溫階段，尤其是在130~100℃的工藝末期觀察到了完全不同的現象：晶界沉淀逐漸由離散分布轉化為準連續分布，同時合金的電導率保持不變甚至降低(130~100℃), 但是合金的耐應力腐蝕性能持續升高，至工藝結束時達到最高水平。Cu元素在晶界位置的分布狀況對應力腐蝕行為的影響非常顯著。

這是鋁合金熱處理常用的方法之一。室溫下進行的時效稱“自然時效”，在高于室溫下進行的時效稱“人工時效”。時效處理是提高鋁合金力學性能和改善理化性能的重要手段。時效硬化現象最先由德國學者維爾姆(Awilm) 于1906年在研究鋁一銅一鎂系硬鋁合金時發現，之后在其他鋁合金系中也發現了這種現象。1938年，法國學者紀尼埃(A.Guinier)和比利時學者普雷斯頓(G.D. Preston )各自獨立地闡明了鋁合金的時效硬化是由溶質原子形成的富集區(G.P.區)所致。其后，人們對鋁合金的時效行為進行了大量的研究。在采用電子顯微鏡直接觀察時效的微觀結構變化后，對鋁合金時效本質有了更加深入的了解。可熱處理強化鋁合金，淬火后形成過飽和固溶體，在室溫或稍高溫度中加熱能發生分解，其過程通常包括G.P.區、亞穩定相(鋁銅系合金用θ和θ`表示，鋁鎂硅系合金用β表示，鋁鋅鎂系和鋁鋅鎂銅系合金用η和T表示等)和穩定相三個階段。G.P.區是與鋁基體完全共格的，亞穩定相與鋁基體部分共格，穩定相與鋁基體非共格。共格或部分共格都能引起鋁基體晶格的畸變，因而導致鋁合金硬度和強度的升高以及其他性能的變化。當析出非共格的穩定相時，合金即開始“軟化”，強度降低。不同系的鋁合金，從G.P.區到亞穩定相再到穩定相的具體析出順序是不同的。常用工業鋁合金的時效序列如下: 鋁銅系合金:G.P.區(盤狀)~θ`(盤狀)~θ(CuAl2) (片狀)， 鋁銅鎂系合金:G.P.區(桿或球狀)~S`~S(Al2CuMg) (針狀或球狀) ，鋁鎂硅系合金:G.P.區(桿狀)~β‘’~β`~β(Mg2Si) (針狀)， 鋁鋅鎂系合金:G.P.區(球狀)~η`(片狀)~η(MgZn2) (球狀) 或T`~T(Mg3Zn3Al2) ，鋁鋅鎂銅系合金的時效序列和鋁鋅鎂系合金的相同。圖1和圖2分別是中國牌號2A12(LY12)(鋁銅鎂系)和7A09(LC9)(鋁鋅鎂銅系)合金人工時效后的電子顯微鏡照片，圖1示出的是片狀的S`析出相，圖2示出的是球狀的丫析出相。 圖1 2A12(LY12)鋁合金經190℃，12h人工時效后的電子顯微鏡照片， 圖2 7A09(LC9)合金經135℃，16h人工時效后 的電子顯微鏡照片。 為了提高鋁合金的強度，通常將其時效到強的峰值狀態，稱為峰值時效(用T6表示)。為了提高鋁合金的斷裂韌性(Kl)和抗應力腐蝕性能，還可采用雙級過時效處理(用T73或T74表示)，此時雖然損失了一部分強度，但卻提高了合金的綜合性能。