多级梯度结构对Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的影响.pdf

第 54 卷第 7 期2023 年 7 月中南大学学报(自然科学版)Journal of Central South University(Science and Technology)Vol.54 No.7Jul.2023多级梯度结构对Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的影响苏史航1，杨明1,2，唐玉1，杨阳1，杨钢1，罗漂1(1.贵州大学 材料与冶金学院，贵州 贵阳，550025；2.高性能金属结构材料与制造技术国家地方联合实验室，贵州 贵阳，550025)摘要：为了进一步提升析出强化铝合金的强度，采用表面超声滚压和低温时效工艺制备一种多级梯度结构材料，并用SEM/TEM表征分析表层组织。研究结果表明：表层晶粒和析出相均呈现梯度分布。此外，对梯度层的析出相分析发现晶内析出相和晶界析出相种类存在区别，并且伴随着距表面深度的增加，晶界析出相和晶内析出相的数量密度都呈现降低趋势。与时效后粗晶试样相比，多级梯度结构试样的强度得到提升(屈服强度和抗拉强度分别从480 MPa和622 MPa提升到562 MPa和692 MPa)并保持良好的塑性。通过定量计算，发现多级梯度结构试样的强化增量主要源于晶界强化、沉淀强化、位错强化和协同强化的共同作用。关键词：超声表面滚压；7075铝合金；多级梯度结构；强化机制中图分类号：TG132.32 文献标志码：A文章编号：1672-7207（2023）07-2651-12Effect of multi-gradient structure on mechanical properties of Al-Zn-Mg-Cu alloySU Shihang1,YANG Ming1,2,TANG Yu1,YANG Yang1,YANG Gang1,LUO Piao1(1.School of Materials Science and Metallurgical Engineering,Guizhou University,Guiyang 550025,China;2.National&Local Joint Engineering Laboratory for High-performance Metal Structure Material and Advanced Manufacturing Technology,Guiyang 550025,China)Abstract:In order to further improve the strength of precipitation strengthened aluminum alloy,ultrasonic surface rolling process and low temperature aging were used to fabricate a multi-gradient structure.The surface deformation microstructure was characterized by SEM/TEM.The results show that the surface grains and precipitates show gradient distribution.In addition,there are differences in the types of grain boundary precipitates and grain interior precipitates with gradient structure,and the number density of grain boundary precipitates and grain interior precipitates decreases with the increase of the depth from the surface.Compared with the coarse 收稿日期：2022 09 09；修回日期：2022 11 10基金项目(Foundation item)：贵州大学大学生创新基金资助项目(2020(063)(Project(2020(063)supported by the Undergraduate Innovation Foundation of Guizhou University)通信作者：杨明，博士，副教授，从事金属材料加工及力学行为研究；E-mail：DOI:10.11817/j.issn.1672-7207.2023.07.012引用格式：苏史航,杨明,唐玉,等.多级梯度结构对Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的影响J.中南大学学报(自然科学版),2023,54(7):26512662.Citation:SU Shihang,YANG Ming,TANG Yu,et al.Effect of multi-gradient structure on mechanical properties of Al-Zn-Mg-Cu alloyJ.Journal of Central South University(Science and Technology),2023,54(7):26512662.第 54 卷中南大学学报(自然科学版)grained sample after solution treatment,the multi-gradient structure improves the strength(yield strength and ultimate tensile strength improves from 223 MPa and 425 MPa to 562 MPa and 692 MPa,respectively)and maintains excellent plasticity.And the strengthening increment of multi-gradient structure sample is quantitatively calculated,and the high strength of multi-gradient structure originates from grain boundary strengthening,precipitation strengthening,dislocation strengthening and synergistic strengthening.Key words:ultrasonic surface rolling process;7075 aluminum alloy;multi-gradient structures;strengthening mechanism7xxx系铝合金(Al-Zn-Mg-Cu)因其具有比强度高，耐蚀性好、成本低等特点，被广泛用于航空航天、交通运输和机械制造等领域14。7xxx系铝合金作为超高强度铝合金，主要依赖于析出强化获得优异的力学性能57。伴随着晶粒细化技术的快速发展，大量的研究聚焦于通过细化晶粒进一步提升材料的力学性能。例如采用高压扭转(HPT)8、等通道角挤压(ECAP)9以及动态塑性变形(DPD)10等工艺来制备块体材料，但在7xxx铝合金中伴随着大塑性变形，晶粒尺寸不仅从微米级急剧细化为亚微米或纳米尺度，其强化相GP区、相、相等也被位错切割而发生碎化，甚至回溶到基体中，从而降低了析出强化对拉伸强度的贡献。此外，伴随着晶粒的纳米化，纳米晶内储存位错的能力也显著降低，使得纳米铝合金的塑性变形能力恶化，这严重阻碍高强度铝合金纳米化应用。为了提高纳米材料的塑性，最近的研究提出采用表面纳米化的办法来制备梯度纳米结构，通过利用心部基体粗晶的塑性和表层纳米晶的高强度进行复合，使得纳米材料兼具优异的强度和塑性11，同时也能提高材料的疲劳性能。相关的技术包括超声表面滚压(USRP)1214、表面机械研磨处理(SMGT)15、滑动摩擦处理(SFT)16等，并且已经在Ni和Cu不锈钢中取得了很好的应用，如与粗晶(CG)样品相比，SMGT处理的Cu15样品的屈服强度显著提升，依旧有良好的延展性。在纯Ti17也通过引入梯度结构实现了良好的强度和塑性匹配。然而，这些技术是否能够适用于析出强化铝合金，还需要进行系统研究。其主要原因在于采用T6峰时效态的合金进行表面纳米化处理后，由于表层大塑性变形，表层组织中的析出相会产生碎化和回溶，甚至在一定的热力学条件下会再析出1819。更为复杂的是，伴随着应变的增加，析出相被位错切割碎化回溶再析出的过程难以控制，使得组织影响力学性能的机制复杂。基于以上分析，本文作者采用T4固溶态合金进行表面纳米加工，通过大塑性变形制备梯度结构，大幅提升材料的力学性能，此后通过低温时效控制第二相的析出，以此期望获得优异的力学性能。由于表面超声滚压具备操作简便，显著降低材料粗糙度的优点，因此本文选择具有显著时效强化的7075铝合金作为研究对象，采用超声表面滚压处理(USRP)技术进行处理面，制备出晶粒尺寸的梯度结构，并通过低温时效工艺获得第二相的梯度分布，采用TEM对组织析出行为进行分析，对试样的强化机制进行定量计算，揭示表面梯度组织对拉伸性能的影响，为高强度铝合金的表面加工工艺提供理论支撑。1 实验材料及方法本研究材料为7075铝合金，其化学成分如表1所示，初始状态为T6态，直径为40 mm的圆棒试样。进行USRP处理前，首先进行固溶处理，固溶试样定义为SS。固溶工艺为：在475 下保温4 h进行水淬。随后将固溶材料加工成标距25 mm，直径5 mm的圆棒用于USRP和拉伸试验，并在室温下进行USRP处理，USRP处理示意图如图1(a)所示，拉伸试样的几何形状和尺寸如图 1(b)所示。USRP 实 验 设 计 参 数 设 置 为 振 幅 6 m，转 速 300 r/min，进给速度0.12 mm/r，滚压15道次，静压力选择300 N，对应的试样定义为U15，进行后续时效处理，时效温度为70，时效时间为0168 h。为揭示时效对强度和硬度的影响，对所有时效试样采用HVS100全自动显微硬度仪进行维氏显微硬度(HV)测试，加载力为0.245 N，保载时间为10 s。2652第 7 期苏史航，等：多级梯度结构对Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的影响在MTS伺服液压试验机以6.7104 s1的应变率进行室温拉伸试验，每种状态重复3次以确保结果可靠。通过电火花切割机切下USRP后的试样，磨样抛光之后采用 Keller 试剂(1.0 mL HF+1.5 mL HCl+2.5 mL HNO3+95.0 mL H2O混合溶液)腐蚀横截面，采用ICX41M-type光学显微镜(OM)获得横截面微观形貌。采用ZEISS SUPRA55场发射扫描电子显微镜(SEM)对断口形貌进行分析。利用透射电子显微镜(TEM,FEI Talos F200X)对其微观结构进行表征。TEM样(拉伸样的纵截面)机械研磨后，用双离子束对TEM试样进行减薄(Gatan 695)。离子束能量为5 keV，离子枪旋转角度为8。采用XPert粉末型X射线衍射仪(XRD)和Cu K射线测定合金的位错密度演变规律。2 实验结果2.1拉伸性能本文中的 SS 试样经过 15 道次超声滚后，在70 进行不同时间的时效处理。随后采用显微硬度仪测试不同时效时间U15试样最表面的硬度变化，结果如图2所示。由图2(a)可以看出：72 h后表层的硬度达到最高，随后硬度稍有降低。因此，本文的低温时效参数最终选取70 72 h。为了方便进行对比，对固溶后的试样进行70 72 h的低温时效，并命名为SSA。表2所示为试样的编号以及相应的处理工艺情况。对SS、SSA、U15A三种不同状态的试样进行室温拉伸实验，拉伸后的工程应力应变曲线如图 2(b)所示。从拉伸曲线可知，相比于SS，SSA的屈服强度和抗拉强度显著提高，屈服强度由223 MPa表17075铝合金的化学成分(质量分数)Table 1Chemical composition of 7075 aluminum alloy%Zn5.2Mg2.52Cu1.63Fe0.5Si0.4Al余量数据单位：mm。(a)USRP加工设备示意图；(b)7075铝合金拉伸试样几何尺寸图1USRP加工设备示意图和 7075铝合金拉伸试样几何尺寸Fig.1Schematic illustration of USRP processing and geometric size of 7075 aluminum alloy tensile specimen(a)时效时间对U15试样表面硬度的影响；(b)不同试样的工程应力应变曲线图2时效时间对U15试样表面硬度的影响和不同试样的工程应力应变曲线Fig.2Effect of aging time on surface hardness of U15 sample and engineering stress-strain curves of different samples2653第 54 卷中南大学学报(自然科学版)提高到 480 MPa，抗拉强度由 425 MPa 提高到 622 MPa，伸长率由18.1%降低到16.0%。说明析出强化能显著提升试样的强度。同时，对U15试样进行70 72 h的低温时效处理后，其屈服强度和抗拉强度分别为562 MPa和692 MPa，而伸长率达到了15.0%。表明U15A试样具有优异的强塑性匹配。2.2USRP时效后的微观组织经过USRP后，试样表面形成变形层。图3(a)所示为U15的梯度结构横截面的OM微观组织。通过流变曲线可以发现表层存在厚度约280 m的大塑性变形区域，随着深度的增加，塑性变形程度减弱，在试样表层形成了应变梯度。显然，由于样品经USRP后在距表层不同深度产生不均匀变形，导致微观组织也呈现不同的结构。图3(b)所示为最表层的SEM形貌像。由图3(b)可知：晶界已经完全模糊不可见，表明表层组织显著细化。图3(c)所示为基体的晶粒粒径分布图，通过截线法统计计算晶粒粒径，获得基体的平均晶粒粒径为12.3 m。图4所示为U15A试样距表面不同深度的TEM形貌。在最表层(图4(a)，观察到均匀等轴的纳米晶，其平均晶粒粒径为96 nm。对应的选区衍射花样(SAED)为均匀分布的圆环，表明大多数纳米晶粒之间取向随机分布，且为大角度位向差。在距表面约15 m的深度处(图4(b)，存在等轴晶与拉长晶粒的混合组织，同时也存在低位错密度的再结晶晶粒，对应的SAED连续性减弱，说明晶粒粒表2试样特征及对应的处理条件Table 2Sample identification and corresponding processing conditions试样SSSSAU15U15A处理工艺在475 下保温4 hSS试样经过70，72 h的人工时效SS试样经过15道次的USRP处理U15进行70，72 h的人工时效(a)横截面OM图像；(b)最表面SEM图像；(c)基体晶粒粒径分布图3梯度7075合金的显微组织Fig.3Microstructure of gradient 7075 alloy2654第 7 期苏史航，等：多级梯度结构对Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的影响径逐渐变大。图 4(c)所示为距表面约 50 m 的位置，此时观察到形貌中主要由亚微米的层状晶粒组成，层状晶粒内部存在许多的位错结构，SAED形成的圆环连续性进一步减弱，表明晶粒粒径进一步增大。随着距表层深度进一步增加到100 m时，该位置发生较大的塑性变形，大量位错增殖并发生交互作用，形成由位错构成的微带结构。同时也观察到微带结构并碎化形成层状晶粒，其SAED发展为拉长的斑点组成的环状。图4(e)所示为距表面深度300 m的组织形貌，由于该位置产生了塑性变形，晶粒内部存在大量的位错结构，位错之间交互作用形成位错缠结和位错墙结构，并将原始晶粒分为300700 nm的胞块结构，胞块的界面较厚并存在高密度的位错。对应的SAED为略微拉长的衍射斑点，表明胞块间存在小的取向差。图4(f)所示为基体的形貌像(图中，w为质量分数，x为原子数分数)。原始晶粒内部位错密度低，可以看到棒状的析出相，棒状析出相经EDS成分鉴定其为T相(Al2Mg3Zn3)。为了进一步描述析出强化，利用 HAADF-STEM对析出相在深度方向进行系统观察，如图5所示。在最表层(图5(a)，弥散分布着细小的第二相颗粒，析出相的尺寸细小，而在晶界上分布不连续第二相，晶界析出相(GBP)的尺寸较晶内更为粗大；在距表层15 m处晶内析出相(GIP)的尺寸并没有明显变化，但晶界析出相的数量增加，均沿着片层界面析出，在50 m处，晶内和晶界析出相的尺寸与15 m处类似，而界面析出相数量随片层厚度增加而减少。在100 m处晶界析出相的数量进一步减少，尺寸变化不明显。与之发生明显差异的是，在300 m和基体处，析出相的特征发生了明显的改变，晶内出现许多大尺寸的T相，晶界析出相的尺寸均发生了明显的长大，HU等20研究表明球状团簇是典型的GP区，而细小的盘状析出相是相。因此，从图5(f)的插图可以看出，晶粒内部存在许多GP区和相。此外，进一步利用高分辨透射电镜(HRTEM)分析低温时效对纳米铝合金析出行为的影响，表(a)0 m处，透射电镜观察下的明场像，内嵌图为对应的SAED图；(b)15 m处，透射电镜观察下的明场像，内嵌图为对应的SAED图像；(c)50 m处，透射电镜观察下的明场像，内嵌图为对应的SAED图像；(d)100 m处，透射电镜观察下的明场像，内嵌图为对应的SAED图像；(e)300 m处，透射电镜观察下的明场像，内嵌图为对应的SAED图像；(f)基体的EDS能谱图图4梯度层中的精细结构Fig.4Microstructure of gradient layer2655第 54 卷中南大学学报(自然科学版)层 050 m 梯度组织中的析出相 HRTEM 图如图 6(a)所示。从图6(a)可见晶内分布有尺寸不同的弥散第二相。在更高的放大倍数下，晶内析出相的形貌分布如图6(b)所示。从图6(b)可以看见存在相和GP区，而在纳米晶的晶界位置，也可观察到圆形的晶界析出相，如图 6(c)所示。在 Al-Zn-Mg-Cu 合金中，析出顺序通常为：过饱和固溶 体GP区相相。其中，GP区是合金固溶处理后早期出现的主要析出相，主要有GP和GP两类，其中GP为球形，而GP为板状。从图6(d)可以观察到的GP区主要为GP区，GPII区是在111Al 平面上形成的富锌层，其衍射斑点为沿 Al方向尖锐不连续的条纹。通常，在峰时效的过程中也伴随有相的析出，同时，在图6(b)中还观察到许多 相，相析出物呈圆盘状(图 6(b)，长度为58 nm，厚度为24 nm。对应的相在 1/3220和 2/3220位置附近出现条纹衍射斑点21。大量的研究表明7xxx铝合金中晶界析出相为相，相根据惯习面的不同主要有4种空间群11种变体22，11种变体被命名为111。在110Al带轴上，主要观察到的是六角形或八角形的2和板状3，其与铝基体的取向关系为(0001)10-102/(1-1-1)110Al和(0001)11-203/(1-1-1)110Al。对图6(c)中的内嵌图的FFT进行分析，可知主要的析出相为2。3 讨论3.1析出行为图7所示为UA15试样距离表层不同深度位置微观组织的GBP和GIP数量密度和平均粒径分布特征。图7(a)和7(b)所示分别为UA15试样距表面不同深度位置 GIP 相和 GBP 相的平均粒径特征，图7(c)和7(d)所示分别为UA15试样距表面不同深度位置GIP相和GBP相的数量密度分布。从图7可以看出：UA15试样表层GBP的平均粒径最小，基体最大，GBP的粒径随距离表面深度的增加而增(a)0 m；(b)15 m；(c)50 m；(D)100 m；(e)300 m；(f)基体的HAADFSTEM图像，内嵌图为晶粒内部的放大像图5距表层不同深度析出相的HAADFSTEM图像Fig.5HAADFSTEM images of precipitates at different depths from surface2656第 7 期苏史航，等：多级梯度结构对Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的影响大；而GBP的数量密度随距表面深度的增加先增大后减小。对于GIP相，试样最表层的平均粒径最小，而随着距表面深度的增加GIP相的平均粒径变化不明显。而 GIP 数量在表层最大，在距表层 50 m之后的区域基本保持不变。研究表明，位错和晶界是溶质原子快速扩散的通道2324。人工时效会改变晶界数量和位错密度的大小及分布。显然这会影响最终析出物的类型和分布。当溶质原子扩散到多级梯度结构层时，就会因为多级梯度结构层中的高晶界密度形成高密度的 GBP。因此，由于晶界数量和位错密度的改变，GBP数量密度随着表面到基体的深度增加而降低。在晶粒内部形成均匀分布的GPII区和相。值得注意的是，在距表面100 m以后的基体和变形层中观察到T相，但在距表面0100 m的变形层中没有观察到T相如图5所示。这可以归因于较大的应变引起的T相溶解。T相的溶解使多级梯度结构中的溶质原子多于基体中的原子，导致多级梯度结构中的相和相的数量比基体中的多。3.2梯度结构的力学行为综上可知，经USRP和人工时效形成了多级纳米梯度结构。已有研究表明25这种梯度结构会影响材料的强度和塑性。基于此，本文对U15A试样中多级梯度结构的晶粒尺寸、析出相以及位错密度进行了表征，以定量分析多级梯度结构对试样的强度贡献。同时由于非均质材料在变形过程中(a)含有不同析出相的形貌像；(b)图6(a)中的局部放大高分辨(HRTEM)图像，内嵌图为FFT变换图像；(c)图6(a)中的局部放大高分辨(HRTEM)图像，内嵌图为FFT变换图像；(d)图6(b)中局部放大的HRTEM图像，内嵌图为FFT变换图像图6U15A试样中析出相的类型与分布Fig.6Type and distribution of precipitates in U15A sample2657第 54 卷中南大学学报(自然科学版)会产生应变失配，从而引起几何必须位错(GNDs)增殖，由此产生了协同强化效应。据此，7075铝合金中多级梯度结构对试样的屈服强度增量可表示为D=Dg+Dp+Dss+Ddis+Dsy(1)式中：Dg、p、ss、dis和sy分别为多级梯度结构的晶粒细化、析出强化、固溶强化、位错强化和协同强化带来的强度增量。同时，为了便于计算，将变形层沿厚度方向分为5层(如图8(a)所示)，取每层强化参数的平均值来计算强度增量。根据Hall-Petch关系26：g=0+kD-1/2(2)式中：g为晶粒界面对强度的贡献；0为摩擦应力，约为20 MPa；D为晶粒粒径；k为Al合金的Hall-Petch系数，k=40 MPam1/2。由图3(c)可知：基体的晶粒粒径为12.3 m，多级梯度结构的晶粒粒径如图8(b)所示，因此与CG相比，多级梯度结构的细晶强化导致试样的强度增量为16.5 MPa。析出相以GBPs和GIPs的形式分布在多级梯度结构和基体中(图5)，已有的文献表明GBPs的强化效应可以认为是晶界强化的一部分，起到阻碍晶粒生长的作用，因此这里只对GIPs计算强化效应。而 GIPs 的强化效应有位错切过或 Orowan 绕过机制，MA等27研究表明7系铝合金中所有类型的析出相的Orowan绕过机制对强度的增幅均比切过机制的小，而造成较小强度增量机制的是主要的强化机制，所以本文的析出强化值根据Orowan方程估算：(a)GBP的平均粒径；(b)GIP的平均粒径；(c)GBP的数量密度；(d)GIP的数量密度图7UA15试样距表面不同深度GBP和GIP的平均粒径以及数量密度Fig.7Mean size and number density of GBP and GIP at different depths from surface in UA15 sample2658第 7 期苏史航，等：多级梯度结构对Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的影响Dp=0.4MbGln(2 3 db)/(L1-)(3)式中：M、b、G、d和分别为Taylor因子(3.06)、柏氏矢量(0.286 nm)、剪切模量(26.9 GPa)、GIPs的平均粒径和泊松比(0.33)；L为GIPs的间距，可通过下式计算：L=N-1 2GIPs(4)图7(b)和7(d)所示分别为GIPs距表层不同深度下的平均粒径和数量密度。因此，相对于CG试样而言，多级梯度结构中析出相引起的强化增量可达13.8 MPa。此外，当溶质原子与Al基体合金化时，溶质原子的剪切模量与基体不同，这将产生局部应变场并与位错相互作用，从而阻碍位错的运动，产生固溶强化效应。然而，研究表明在7075铝合金中即使假设全部的溶质原子都固溶在Al基体中，也只能提供约82 MPa的强度27。多级梯度结构和CG基体之间溶质原子固溶度的变化本来就较小，而试样经过长时间低温时效，固溶强化效果更是显著降低，因此固溶强化的强度增量可以忽略。由于位错会相互缠结产生交互作用，阻碍位错的运动。因此，增加金属中的位错密度会对其产生强化作用。为此本文采用Williamson-Hall方法28，通过XRD峰宽B计算出试样的晶粒直径d和微应变：BcosB=Kd+sinB(5)式中：为Cu靶发射X射线的波长，约为15.4 nm；B为布拉格角；为应变；K为0.9。绘制BcosB-sinB曲线并进行线性拟合，从拟合后直线的截距和斜率获得d和。则位错密度通过下式计算：=23/(db)(6)通过式(5)和(6)可得距表层不同深度的位错密度变化，如图9(a)所示。GNS中位错引起的强度增量可由BaileyHirsch关系29计算：Ddis=MGb(7)式中：为材料常数，约为0.24。结果表明含多级梯度结构的试样由位错强化效应引起的强化增量可达26.1 MPa。多级梯度结构试样在变形过程中由于微观结构的不均匀性，导致不同微观结构之间的发生应变失配现象。为了协调变形，在应变失配界面会产生几何必须位错(GNDs)，这些GNDs的堆积有利于增加应变硬化能力，因此产生协同强化效应，增加试样的屈服强度。如图 5(b)所示，U15A 和SSA之间的屈服强度差值约为82 MPa。根据式(3)可知：与CG相比，多级梯度结构中的协同强化可获得25.6 MPa的强度增量。最终对不同的强度增量占比进行统计结果如图9(b)所示。细晶强化、析出强化、位错强化和协同强化四种强化机制占总的强度增量比例分别为20.2%、16.8%、31.8%和31.2%。结果表明位错强化和协同强化的强度增量更为显著，这在文献30中也有类似的结果。材料的塑性与加工硬化率息息相关，因此，(a)UA15试样梯度结构每一层的厚度；(b)距表层不同深度的晶粒粒径变化图8UA15试样梯度结构每一层的厚度和距表层不同深度的晶粒粒径变化Fig.8Thickness of each layer of gradient structure in UA15 sample and variation of average grain size along depth of surface layer in UA15 sample2659第 54 卷中南大学学报(自然科学版)根据Considre判据3132：=1()(8)式中：为真实应力。当0时，位错可以在变形过程中进一步储存，从而产生应变硬化现象。当 0时，变形将集中在局部区域，导致合金进入紧缩阶段，产生不稳定的塑性变形直至合金断裂。图10所示为标准应变硬化率真实应变曲线，显然，在0.04下，U15A比SSA试样具有更高的加工硬化率，这是由于在变形初期，CG(软域)先发生塑性变形，而多级梯度结构(硬域)还处于弹性变形阶段，引起力学性能不协调，因此，在靠近硬域界面的软域内会出现塑性应变梯度，产生应变梯度，这种应变梯度需要由几何必需位错(GNDs)来调节，这将使软域显得更强，从而提高了抗拉强度。而在较大应变下，多级梯度结构试样的加工硬化能力随着应变的增加而缓慢下降，因为软域比硬域承担了更大的变形，产生应变分配，抑制合金的失稳颈缩，因此合金的塑性仍保持在较高水平。4 结论1)USRP在7075合金表面引入了厚度为500 m的梯度变形层，使得试样最表层维氏硬度(HV)从120提升至212。经USRP和低温时效处理后，屈服强度和抗拉强度分别从223 MPa和425 MPa提升到562 MPa和692 MPa，多级梯度结构试样比CG试样具有更好的强度和塑性匹配。2)晶粒尺寸的梯度结构由等轴晶、逐渐增厚的片层组织和变形粗晶组成。人工时效后形成析出相的梯度分布，GIPs和GBPs的平均粒径随着距表面深度的增加而增加，而数量密度减小。同时，GBPs 的类型为 相，而 GIPs 的类型则由表层的GPII区和相沿深度方向逐渐向GPII区、相和T相转变。3)与CG试样相比，多级梯度结构试样的强度增量主要来源于晶界强化、析出强化、位错强化和协同强化。图10不同试样标准应变硬化率真实应变曲线Fig.10Standard strain hardening ratetrue strain curve in different samples(a)UA15试样距表面不同深度位置的位错密度；(b)UA15试样各强化机制对强度增量的贡献图9UA15试样距表面不同深度位置的位错密度和 UA15试样各强化机制对强度增量的贡献Fig.9Dislocation density along depth of surface layer in UA15 sample and contribution of each strengthening mechanism in UA15 sample2660第 7 期苏史航，等：多级梯度结构对Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的影响参考文献：1AZARNIYA A,TAHERI A K,TAHERI K K.Recent advances in ageing of 7xxx series aluminum alloys:a physical metallurgy perspectiveJ.Journal of Alloys and Compounds,2019,781:945983.2PANG J J,LIU F C,LIU J,et al.Friction stir processing of aluminium alloy AA7075:microstructure,surface chemistry and corrosion resistanceJ.Corrosion Science,2016,106:217228.3KANG Lei,CUI Yuan jun,ZHAO Gang,et al.Precipitation kinetics analysis of the cooling process following the solid solution treatment of 7B50 aluminum alloyJ.Materials Science Forum,2017,898:213222.4刘文辉,袁思雨,周凡,等.时效工艺对7N01铝合金动态力学行为与组织演变的影响J.中南大学学报(自然科学版),2017,48(12):31873192LIU Wenhui,YUAN Siyu,ZHOU Fan,et al.Effect of aging treatment on dynamic properties and microstructure of 7N01 aluminum alloyJ.Journal of Central South University(Science and Technology),2017,48(12):318731925BAKHSHI R,FARSHIDI M H,SAJJADI S A.Strengthening of aluminium alloy 7005 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