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(qiáng)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(zhì)量較差，并且合金在烤漆過(guò)程中發(fā)生軟化，使該系合金的發(fā)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(qiáng)化性能，但對(duì)未來(lái)汽車板材所用5xxx系合金仍然不足。本項(xiàng)目擬突破傳統(tǒng)5xxx系合金的成分設(shè)計(jì)思路，通過(guò)增加并調(diào)節(jié)合金中Zn/Cu的含量，結(jié)合適當(dāng)?shù)念A(yù)時(shí)效工藝，在合金中形成均勻分布的含Cu以及含Zn強(qiáng)化相，使合金具有較高的快速時(shí)效響應(yīng)能力，顯著提高合金的烤漆硬化性能，同時(shí)降低合金的鋸齒屈服效應(yīng)，提高合金的表面質(zhì)量。課題將針對(duì)快速時(shí)效響應(yīng)的控制及機(jī)理進(jìn)行深入分析研究，同時(shí)深入研究新合金的鋸齒屈服機(jī)理。建立新型合金成分、預(yù)時(shí)效工藝、烤漆組織和性能以及鋸齒變形規(guī)律之間的關(guān)聯(lián)模型，為研究開發(fā)具有自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的新型汽車用5xxx系鋁合金奠定基礎(chǔ)。

非等溫時(shí)效工藝在7xxx鋁合金中的應(yīng)用有望實(shí)現(xiàn)精細(xì)的組織控制、獲得良好的綜合性能，滿足航空技術(shù)的應(yīng)用需求。該工藝的優(yōu)勢(shì)已經(jīng)在前期研究中得到證實(shí)，但是相關(guān)的基礎(chǔ)理論尚缺乏系統(tǒng)研究。為此，申請(qǐng)者擬對(duì)7A85合金的非等溫時(shí)效行為開展系統(tǒng)研究，在析出相精細(xì)表征的基礎(chǔ)上揭示非等溫時(shí)效行為的熱/動(dòng)力學(xué)機(jī)理，獲得析出行為規(guī)律并闡明其機(jī)理；結(jié)合力學(xué)性能的測(cè)試研究多尺度、多結(jié)構(gòu)析出相共存時(shí)的強(qiáng)韌化機(jī)理；通過(guò)電化學(xué)分析和微區(qū)腐蝕行為的表征系統(tǒng)研究非等溫時(shí)效態(tài)合金的腐蝕行為，揭示腐蝕發(fā)生、發(fā)展的規(guī)律和機(jī)理。本研究的開展可為非等溫時(shí)效工藝的設(shè)計(jì)提供理論基礎(chǔ)，并有望拓寬鋁合金時(shí)效析出行為調(diào)控的范圍，豐富鋁合金的時(shí)效析出、時(shí)效強(qiáng)化機(jī)理和腐蝕理論。

7A85鋁合金具有極佳的淬透性，是制造超大規(guī)格航空構(gòu)件的鋁合金材料。但是傳統(tǒng)的等溫工藝應(yīng)用于大型構(gòu)件是其可控性不佳、工藝效率較低。本研究針對(duì)這一問(wèn)題開展研究，系統(tǒng)分析了非等溫時(shí)效過(guò)程中合金的析出行為、時(shí)效硬化效應(yīng)以及性能變化的規(guī)律和機(jī)理。7A85鋁合金在線性升溫過(guò)程中的主要析出序列為：SSS→ G.P.區(qū)→η'相 (過(guò)渡相) → η相 (平衡相)。G.P.區(qū)、η'相和η相的形核溫度區(qū)間分別為：<80℃、150℃~170℃和211℃~226℃。升溫時(shí)效后期，沉淀相的粗化速度顯著加快。直接降溫時(shí)效初期，大量晶內(nèi)析出相短時(shí)內(nèi)便完成了快速形核、長(zhǎng)大的過(guò)程，與傳統(tǒng)時(shí)效工藝相比直接降溫具有較高的時(shí)效效率；降溫時(shí)效后期，晶內(nèi)發(fā)生二次析出，得到尺寸更為細(xì)小、彌散分布的η'相。降溫時(shí)效工藝可促進(jìn)溶質(zhì)原子充分析出，同時(shí)抑制原有析出相長(zhǎng)大的目的。三種工藝晶界組態(tài)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(guò)適當(dāng)?shù)膮?shù)調(diào)節(jié)，降溫NIA工藝和復(fù)合NIA工藝均可能在獲得峰時(shí)效強(qiáng)度的情況下大大提高合金的耐腐蝕性能，其中典型復(fù)合工藝獲得的典型綜合性能為：抗拉強(qiáng)度552 MPa，屈服強(qiáng)度530 MPa，延伸率14.9%。.在典型降溫時(shí)效和復(fù)合時(shí)效中獲得的7A85合金樣品其斷裂韌性(T-L向)最高分別達(dá)到：47 MPa?m1/2、及49.6 MPa?m1/2 ，顯著高于T74態(tài)合金。在7050合金升—降溫復(fù)合時(shí)效過(guò)程中，合金在升溫階段的組織、電導(dǎo)率及耐腐蝕性能的演化規(guī)律與此前多數(shù)的研究一致：即隨著時(shí)效的進(jìn)行，晶界沉淀相尺寸增大、離散度增加，合金的電導(dǎo)率也同時(shí)持續(xù)升高，該階段合金的耐應(yīng)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(xiàn)象：晶界沉淀逐漸由離散分布轉(zhuǎn)化為準(zhǔn)連續(xù)分布，同時(shí)合金的電導(dǎo)率保持不變甚至降低(130~100℃), 但是合金的耐應(yīng)力腐蝕性能持續(xù)升高，至工藝結(jié)束時(shí)達(dá)到最高水平。Cu元素在晶界位置的分布狀況對(duì)應(yīng)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(jìn)行的時(shí)效稱“自然時(shí)效”，在高于室溫下進(jìn)行的時(shí)效稱“人工時(shí)效”。時(shí)效處理是提高鋁合金力學(xué)性能和改善理化性能的重要手段。時(shí)效硬化現(xiàn)象最先由德國(guó)學(xué)者維爾姆(Awilm) 于1906年在研究鋁一銅一鎂系硬鋁合金時(shí)發(fā)現(xiàn)，之后在其他鋁合金系中也發(fā)現(xiàn)了這種現(xiàn)象。1938年，法國(guó)學(xué)者紀(jì)尼埃(A.Guinier)和比利時(shí)學(xué)者普雷斯頓(G.D. Preston )各自獨(dú)立地闡明了鋁合金的時(shí)效硬化是由溶質(zhì)原子形成的富集區(qū)(G.P.區(qū))所致。其后，人們對(duì)鋁合金的時(shí)效行為進(jìn)行了大量的研究。在采用電子顯微鏡直接觀察時(shí)效的微觀結(jié)構(gòu)變化后，對(duì)鋁合金時(shí)效本質(zhì)有了更加深入的了解。可熱處理強(qiáng)化鋁合金，淬火后形成過(guò)飽和固溶體，在室溫或稍高溫度中加熱能發(fā)生分解，其過(guò)程通常包括G.P.區(qū)、亞穩(wěn)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(wěn)定相三個(gè)階段。G.P.區(qū)是與鋁基體完全共格的，亞穩(wěn)定相與鋁基體部分共格，穩(wěn)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(dǎo)致鋁合金硬度和強(qiáng)度的升高以及其他性能的變化。當(dāng)析出非共格的穩(wěn)定相時(shí)，合金即開始“軟化”，強(qiáng)度降低。不同系的鋁合金，從G.P.區(qū)到亞穩(wěn)定相再到穩(wěn)定相的具體析出順序是不同的。常用工業(yè)鋁合金的時(shí)效序列如下: 鋁銅系合金:G.P.區(qū)(盤狀)~θ`(盤狀)~θ(CuAl2) (片狀)， 鋁銅鎂系合金:G.P.區(qū)(桿或球狀)~S`~S(Al2CuMg) (針狀或球狀) ，鋁鎂硅系合金:G.P.區(qū)(桿狀)~β‘’~β`~β(Mg2Si) (針狀)， 鋁鋅鎂系合金:G.P.區(qū)(球狀)~η`(片狀)~η(MgZn2) (球狀) 或T`~T(Mg3Zn3Al2) ，鋁鋅鎂銅系合金的時(shí)效序列和鋁鋅鎂系合金的相同。圖1和圖2分別是中國(guó)牌號(hào)2A12(LY12)(鋁銅鎂系)和7A09(LC9)(鋁鋅鎂銅系)合金人工時(shí)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(jīng)190℃，12h人工時(shí)效后的電子顯微鏡照片， 圖2 7A09(LC9)合金經(jīng)135℃，16h人工時(shí)效后 的電子顯微鏡照片。 為了提高鋁合金的強(qiáng)度，通常將其時(shí)效到強(qiáng)的峰值狀態(tài)，稱為峰值時(shí)效(用T6表示)。為了提高鋁合金的斷裂韌性(Kl)和抗應(yīng)力腐蝕性能，還可采用雙級(jí)過(guò)時(shí)效處理(用T73或T74表示)，此時(shí)雖然損失了一部分強(qiáng)度，但卻提高了合金的綜合性能。