7XXX系铝合金是以Zn、Mg和Cu为主合金元素的变形铝合金，因其较高的强度而被称为超高强铝合金，属可热处理强化型铝合金［1-2］，其具有高的硬度和比强度，焊接性能和热加工性能好，并具有优良的耐腐蚀性能和较高的韧性，适宜承重较大的结构材料，在航空航天领域有着广泛的应用［3-4］。20世纪20年代初，美国成功开发了Al-Zn-Mg系合金，之后在Al-Zn-Mg体系中加入Cu、Mn和Cr等元素，成功发展为Al-Zn-Mg-Cu系合金，并于1943年成功研制出具有实际使用价值的7075铝合金，也为以后的航空高性能铝合金的研究奠定了基础。目前，7075铝合金仍作为结构件而广泛应用于航空航天领域［1-4］。以7075铝合金作为基础，发展了一系列牌号的7XXX系铝合金。7XXX系铝合金合金化程度较高，不同合金元素会影响合金的强度、再结晶程度和腐蚀性能等［5-6］。Fe是7XXX系铝合金中的主要杂质元素，且含量较高，不仅影响合金的微观组织结构，对合金的性能也会产生不同程度的影响。室温下高强铝合金中Fe元素的固溶度很低，会形成不同粗大且难溶的富Fe相，主要包括Al7Cu2Fe、Al7Cu2Fe2、Al3Fe、Al6（Fe，Mn，Cu）、Al6（CuFe）、AlFe、Al8Fe5、Al2Fe、Al5Fe2等［7-10］，这些富Fe相具有遗传性，在后续的处理中很难被消除，且大尺寸的富Fe相会导致应力集中，成为微裂纹的起始点，使合金的抗拉强度和伸长率随Fe含量的增加而降低，在拉伸时更容易开裂［11］。不同形状的富Fe相会对合金有不同的影响，Al-5.2Zn-1.7Mg-0.5Cu 合金中存在块状Al6（CuFe）相，对合金有弥散强化作用，而其中针状Al3Fe相会割裂铝基体，使合金的强度和塑性降低［12］。在Al-Mg和Al-Mg-Mn合金中添加Fe有利于提高其屈服强度，但伸长率有所降低，当Fe含量低于 2.0% 时，抗拉强度因Fe的添加而提高［13］。Al-Mg-Mn-Fe合金中Fe含量从0.1%增加到0.8%，抗拉强度从238 MPa增加到266 MPa，屈服强度从116 MPa增加到138 MPa，但伸长率降低10%~25%［14］。7075铝合金广泛应用于航空航天中，其强度可与许多钢相媲美，具有良好的可加工性，可通过适当的热处理及添加合金元素改善其性能［15］。研究者对富Fe相对单一状态下合金性能变化关注较多而系统考虑较少。因此本研究以7075铝合金为基础，取其成分范围中值设计了一系列不同Fe含量的合金，并系统研究不同Fe含量的7075铝合金铸锭、热变形及固溶时效处理下的微观组织变化及其对拉伸性能、腐蚀性能的影响。旨在通过研究富Fe相在不同情况下的微观形貌变化对合金显微组织及性能的影响，获得合金中Fe的作用机制，进一步确定7075合金中Fe含量的容限，为工业化生产提供依据。1试验材料和方法试验用Al-Zn-Mg-Cu合金的名义成分见表1。原料采用质量分数为99.98%的工业纯Al、纯Zn、纯Mg、Al-50Cu、Al-2Cr、Al-20Fe中间合金（质量分数，下同），铸成尺寸约为20 cm ×10 cm的板状铸锭，浇注后的铸锭在空气中冷却。为改善铸造过程中的成分偏析，将铸锭进行470 ℃×24 h的均匀化退火处理。铸锭经均匀化和车皮处理后挤压成12 mm×48 mm的板材，挤压温度为450 ℃。热变形后的合金在470 ℃下固溶1 h后进行T74处理（120 ℃×8 h+160 ℃×24 h）。10.15980/j.tzzz.2024.04.022.T001表1试验合金的名义成分Tab.1Normal compositions of experimental alloys合金wBZnCuMgCrFeAl15.61.62.50.230余量25.61.62.50.230.1余量35.61.62.50.230.3余量45.61.62.50.230.5余量%采用RX50M金相显微镜及JSM-6360型扫描电镜对合金的微观组织进行观察和分析，在背散射电子与二次电子模式下观察析出相的形貌、尺寸大小和分布，并采用配套的能谱仪分析典型第二相的成分。对多个典型区域进行照相，以较准确地统计出晶粒尺寸及第二相分布。采用Talos F200X透射电镜对试样的析出组织进行观察，将透射试样先用砂纸机械减薄至约60 µm后，在双喷电解减薄仪上进行最终减薄，电解液采用体积分数为25% 的硝酸+75%的甲醇混合溶液，使用液氮对其冷却，待溶液温度约为-30 ℃时，在设定电压为12~15 V，电流为90~100 mA下进行减薄处理。在室温下使用电子万能材料试验机（Instron 3369，Instron，USA）测试试样的拉伸性能，配备静态轴向机械式引伸计测量试样应变，合金拉伸试样见图1，拉伸应变速度为0.5 mm/min，测试结果取3个试样的平均值。采用扫描电镜对合金的铸态组织及拉伸断口的形貌进行观察。按照 GB/T 7998-2005 标准进行晶间腐蚀试验。将试样置于腐蚀介质为3.5% NaCl+10 mL/L H2O2的溶液中，在腐蚀温度为（35±2） ℃下浸泡6 h后取出洗净吹干，通过光学显微镜观察截面腐蚀形貌，测量其最大腐蚀深度。10.15980/j.tzzz.2024.04.022.F001图1拉伸试样尺寸图Fig.1Dimension of tensile specimen2试验结果与讨论2.1铸态显微组织图2为4种铸态合金的金相显微（OM）照片。可以看出，铸态组织呈现显著的枝晶形貌，晶界附近大量析出物呈树枝状延伸至晶内，4种合金的晶界处都存在一定数量的非平衡共晶相，晶内有离散分布的近似球状的第二相。随着Fe含量增加，晶界网状非平衡相的数量明显增加，导致晶界宽度变大，且晶界处出现骨骼状第二相，见图2中箭头处。经过测量与计算可得，随着Fe含量增加，晶粒尺寸先由87.0 μm（无Fe）减小到 70.5 μm（0.1%的Fe），随后增加到87.1 μm（0.3%的Fe）和98.3 μm（0.5%的Fe）。10.15980/j.tzzz.2024.04.022.F002图2不同Fe含量铸态合金OM照片Fig.2OM images of as-cast alloys with different Fe contents图3与表2为不同Fe含量铸态合金的扫描电镜照片（SEM）及对应能谱分析。可以看出，合金的晶界处存在白色网状共晶相，且有少量分布在晶内（点1），经过成分分析可得其为T-AlZnMgCu相［16］。合金中灰色相为富Fe相，其数量随着Fe含量的增加而增加，灰色块状区域对应相近似认为是Al7Cu2Fe相［17-18］，相中溶解有少量的Mg和Zn，并且可以看出，Al7Cu2Fe相主要分布在晶界附近，尺寸较大。随着合金中Fe含量增加，所含富Fe相中Fe元素占比也呈增加的趋势，其形貌由小块状向长条状和鱼骨状演变，尺寸更加粗大，但Zn、Mg、Cu的含量降低。T相尺寸相对于Al7Cu2Fe相较大。由此可以判断出铸态合金中存在的第二相主要为T相、Al7Cu2Fe相、Al6Fe相及Al3Fe相等［18-19］。10.15980/j.tzzz.2024.04.022.F003图3不同Fe含量铸态合金SEM照片Fig.3SEM images of as-cast alloys with different Fe contents10.15980/j.tzzz.2024.04.022.T002表2图3中不同位置结晶相能谱分析Tab.2EDS results of as-cast alloys at different positions in Fig.3位置xB/%相AlZnMgCuFe127.8121.1735.2615.77-AlZnMgCu275.311.031.779.4710.44Al7Cu2Fe380.681.091.892.0213.60Al8Fe481.081.26-2.1114.64Al6Fe583.041.441.652.1911.27Al8Fe627.6322.0534.0716.25-AlZnMgCu775.871.27-4.6117.76Al3Fe879.491.611.463.7313.57Al6Fe图4为不同Fe含量铸态合金经470 ℃×24 h均匀化处理后的显微组织。可以看出，经过均匀化处理后，4种合金的铸态枝晶组织大部分消失，晶界变得细小而平直，添加了Fe后合金晶粒都有一定程度的长大，且随着Fe含量增加，晶粒尺寸逐渐增大。由图4可知，合金1与合金2晶粒内部及晶界附近未观察到明显的第二相，说明在熔炼铸造过程中形成的非平衡共晶相及晶内析出相在均匀化处理过程中基本回溶到基体中。当Fe含量增加到0.3%与0.5%时，晶界处出现鱼骨状第二相，与铸态时观察结果相似。10.15980/j.tzzz.2024.04.022.F004图4不同Fe含量铸态合金经均匀化退火后OM照片Fig.4OM images of as-cast alloys with different Fe contents after homogenization annealing图5和表3为不同Fe含量铸态合金经均匀化退火后的SEM照片和能谱分析结果。可以看出，经过均匀化处理后，合金中非平衡结晶与铸态相比明显减少，白色网状共晶相部分溶于基体中，转变为琏珠状，存在球化趋势，部分琏珠状 S-Al2CuMg相转变为球状［20］。然而，随着Fe含量增加，非平衡结晶相数量增加，并且更加粗大，其形貌也由块状向长条状和鱼骨状演变，富Fe相依旧残留于基体中［21］。相比于铸态，T相中的Zn含量减少，使T相向S相转变［20］，这是由于Zn的扩散速率远高于Mg和Cu，且在高温下更易扩散［22］。当Fe含量增加至0.1%时，富Fe相呈鱼骨状，结合元素分析推测富Fe相为Al7Cu2Fe相，依旧含有少量的Mg和Zn。合金3中，除了存在鱼骨状富Fe相，还存在粗大块状富Fe相。当Fe含量为0.5%时，粗大块状和鱼骨状富Fe相数量增加，而Cu含量有降低的趋势，相比于铸态合金中的富Fe相，成分无明显变化。因此，均匀化处理能有效消除T相，但对富Fe相几乎没有影响［23］。10.15980/j.tzzz.2024.04.022.F005图5不同Fe含量铸态合金经均匀化退火后SEM照片Fig.5SEM images of as-cast alloys with different Fe contents after homogenization annealing10.15980/j.tzzz.2024.04.022.T003表3图5中不同位置结晶相能谱分析Tab.3EDS analysis of as-cast alloys at different positions in Fig.5位置xB/%相AlZnMgCuFe1176.841.002.478.589.63Al7CuFe1265.421.3517.8915.33-Al2CuMg1377.300.901.8411.037.66Al7Cu2Fe1454.431.5823.7020.16-Al2CuMg1555.741.3523.2119.70-Al2CuMg1682.971.381.493.789.55Al8Fe1752.201.5925.2020.88-Al2CuMg1885.731.172.122.418.57Al8Fe2.2变形后的显微组织图6与表4为不同Fe含量合金经过热挤压后的SEM10.15980/j.tzzz.2024.04.022.F006图6不同Fe含量合金变形后SEM照片Fig.6SEM images of as-cast alloys with different Fe contents after deformation10.15980/j.tzzz.2024.04.022.T004表4图6中不同位置结晶相能谱分析Tab.4EDS results of as-cast alloys at different positions in Fig.6位置xB/%相AlZnMgCuFe2164.891.072.1417.1214.78Al7CuFe2279.637.678.014.69-AlZnMgCu2383.561.580.593.0511.23Al7CuFe2476.681.360.425.0216.52Al6Fe2574.2110.349.975.450.03AlZnMgCu2679.431.799.089.70-Al2CuMg2760.761.6918.1519.440.05Al2CuMg2877.711.390.755.4814.67Al8Fe照片及对应成分分析。可以看出，经挤压后的合金内部第二相沿挤压方向呈线状，Fe含量为0.1% 时，合金中第二相数量与未添加Fe的合金基本相同。当Fe含量增加到0.3%与0.5%时，合金中第二相数量明显增多，且尺寸也有所增加。通过EDS分析可知，较大块状相为富Fe相（点23），其尺寸与变形前相比没有明显变化，但经挤压之后，富Fe相由之前的骨骼状变为不连续块状，大部分分散存在于合金中。其中白色长条状相为T相（点22）及S相（点27），随着Fe含量的增加，其数量和尺寸都有所增加。2.3固溶时效析出图7为不同Fe含量合金经过T74处理后的晶内和晶界TEM明场图像（BF）及相应的SAED图，均为［110］Al轴上拍摄。图8~图9为T74处理后合金4中含Fe相粒子TEM图像及元素分布，从BF图可以看出，不同Fe含量合金中均有2~14 nm的高密度细小析出物弥散分布于基体中，主要呈球状、棒状和针状，析出相统计结果见图10。可以看出，随着Fe含量增加，析出物尺寸几乎没有发生改变但密度明显下降。7075铝合金经时效处理后的主要析出物为η相、T相和η'相，其中η'相在［110］Al轴上呈板状或棒状［24-26］。析出相的类型可以通过衍射斑的位置来区分，其中1/3和2/3 ［220］Al处的衍射斑表明存在η'相，2/3 ［220］Al附近的亮点通常表明存在η相［27-29］。同时，相比于晶内析出物，较为粗大的析出物沿晶界不连续分布，主要为η-MgZn2相［24，26-27］，且形成了不同宽度的晶界无沉淀析出带（PFZ）。经测量可得，合金1中PFZ较窄，宽度为34.2 nm，晶界析出相（GBP）间距较宽（图7e），合金2中（图7e）PFZ宽度与合金1相差不大，为36.1 nm，但GBP间距明显减小，析出物分布较为连续。随着Fe含量增加，合金3与合金4中（图7g和图7h）PFZ宽度明显增大，分别为40.7 nm和46.7 nm，其GBP都较为粗大，但合金3中GBP间距较大，合金4中GBP呈连续分布。时效处理后的含Fe粒子尺寸仍较大，长约为505.3 nm，宽约为126.3 nm。经能谱分析，该相主要含Cu、Fe元素，有部分Cr元素均匀分布在其中，相的外表面附着少量Mg、Zn元素，据推测应该是有含Mg、Zn相在该粒子上析出，这可能会在一定程度上影响合金的淬火敏感性。10.15980/j.tzzz.2024.04.022.F007图7不同Fe含量合金经T74处理后TEM图像Fig.7TEM images of alloys with different Fe contents after T74 treatment10.15980/j.tzzz.2024.04.022.F008图8合金4中棒状富Fe相TEM图及元素分布Fig.8TEM images and element distribution of Fe-riched particle in alloy 410.15980/j.tzzz.2024.04.022.F009图9合金4中富Fe相粒子TEM图及元素分布Fig.9TEM images and element distribution of Fe-rich particle in alloy 410.15980/j.tzzz.2024.04.022.F010图10析出相统计Fig.10Precipitate statistics of the alloyPFZ的宽度与GBP的连续性对合金的抗腐蚀性能与力学性能有一定程度的影响。PFZ的电势较高，会与GBP发生电偶腐蚀，因此，较窄的PFZ有助于降低晶界、溶质贫化区和晶粒内部之间的电化学不均匀性，从而减少原电池反应，使合金的耐腐蚀性能得以提高［30］。粗大不连续的GBP可以阻碍晶界处的阳极溶解和氢裂纹产生，且不连续的GBP切断了腐蚀路径，并与PFZ形成局部微电解槽，减轻了对Al基体的腐蚀，从而提高合金的耐腐蚀性能［25，31］。拉伸性能方面，较宽的PFZ会导致更大的高应变区域，并使其周围的微观结构被破坏，合金更容易断裂［31］，且GBP间距增大会使得位错更容易穿过晶界，导致合金塑性增加。因此，较窄的PFZ与不连续析出的GBP可以提高合金的延展性［24］。2.4室温力学性能及腐蚀性能图11与图12为不同Fe含量合金经T74处理后的室温拉伸性能及对应断口形貌的SEM照片。随着Fe含量增加，合金的抗拉强度变化不大，均为540 MPa左右，屈服强度也基本呈现相同的趋势，伸长率随Fe含量的增加逐渐减小。这与之前的组织观察结果一致，由于粗大且硬脆的富Fe相与Al基体错配度较高，会成为合金内部微裂纹的起始位点［12，14］。在合金凝固过程中粗大的富Fe相会阻碍液体的供给，导致合金内部孔隙数量较多，且富Fe相的脆性断裂也是合金性能降低的一大原因［14］。由图12可知，尽管均以沿晶断裂和穿晶韧窝断裂为特征，但不同Fe含量合金的断口形貌存在些许差异。合金1断裂处穿晶剪切带数量较多，存在较多细小韧窝。合金2与合金3拉伸断裂后出现解理台阶，韧窝大小不一，且有富Fe相出现于韧窝中。合金4断口形貌存在大量解理台阶及少量韧窝，且韧窝处有粗大富Fe相作为断裂源，这也会导致其伸长率较低。10.15980/j.tzzz.2024.04.022.F011图11不同Fe含量合金经T74处理后室温力学性能Fig.11Mechanical properties of alloys with different Fe contents after T74 treatment at room temperature10.15980/j.tzzz.2024.04.022.F012图12不同Fe含量合金经T74处理室温拉伸后断口SEM照片Fig.12SEM fractures of alloys with different Fe contents after T74 treatment at room temperature图13为不同Fe含量合金经T74处理后最大晶间腐蚀深度的金相横截面组织。可以看出，合金中Fe含量不同，腐蚀深度有明显区别，合金表面腐蚀产物主要包含Al、O、Mg和Zn［32］。合金1与合金2腐蚀深度相差不大，分别为91.3 μm和94.6 μm。随着Fe含量继续增加，合金3与合金4抗晶间腐蚀性能明显下降，腐蚀深度增加到124.1 μm与121.8 μm，腐蚀面积和深度增大且为明显的网状腐蚀形貌，之前的PFZ与GBP的观察与分析解释了这一结果。由之前的相分析可知，Fe的加入会消耗基体中的Cu生成Al7Cu2Fe相，而Cu含量的降低会提高GBP的电化学活性，增大GBP与基体之间的电位差，促进腐蚀沿晶界快速扩展［33-34］。10.15980/j.tzzz.2024.04.022.F013图13不同Fe含量合金经T74处理后晶间腐蚀OM照片Fig.13OM images of intergranular corrosion of alloys with different Fe contents after T74 treatment3结论（1）添加Fe后7075合金显微组织主要由α-Al基体、T-AlZnMgCu、S-Al2CuMg、Al7Cu2Fe、Al3Fe等析出相组成。随着合金中Fe含量增加，合金中残余结晶相显著增加，晶粒尺寸先减小后增大，富Fe相数量随Fe含量的增加而增加，且形貌由块状变为骨骼状，经均匀化处理及热变形处理后均未发生明显变化。（2）随着Fe含量的增加，7075合金的抗拉强度先减小后略有升高，均为540 MPa左右，伸长率随Fe含量的增加逐渐减小。当Fe含量为0.1% 时，合金的抗腐蚀性能没有明显变化，增加到0.3% 后，合金抗腐蚀性能急剧下降。因此，当Fe含量小于0.3% 时，合金的综合性能无明显变化。