铝合金作为制造业中的关键材料，具有低密度、高比强度、优良的导电性和导热性以及良好的耐腐蚀性能，在航空航天、汽车、船舶、电子等领域得到广泛应用。其中，Al-Zn-Mg-Cu系超高强度铝合金具有优异的力学性能和加工性能，是航空航天领域制造飞行器结构件、机翼、起落架等关键部件的理想材料^[1~3]。然而，传统的Al-Zn-Mg-Cu系合金制造工艺(如轧制、锻造等加工方式)在制造复杂形状的构件时，存在生产周期长、能源消耗大、成本高等诸多局限性^[4]。

随着增材制造技术的发展，激光粉末床熔融(LPBF)技术被用来制造铝合金部件^[5]。OKo等^[6]使用LPBF技术沉积了7075铝合金，研究了能量密度对微观组织和显微硬度的影响。但是，粉末原材料在制备过程中存在成本较高和沉积效率较低等问题，难以应用于大型结构件。电弧定向能量沉积(DED)是一种以电弧为热源，将金属丝材逐层熔化堆积，直接制造出近净成形的金属零件的增材制造技术^[7]。相较于传统的LPBF技术，电弧DED具有更高的沉积速率，能够在短时间内制造出大型或超大型零件，生产效率得到显著提高；同时，设备成本相对较低，使用的丝材原材料价格相对较低，在成本控制方面具有明显优势^[8~10]。

近年来，科研人员对电弧DED技术在Al-Zn-Mg-Cu系合金上的应用展开研究。Yu等^[11]通过非熔化极气体保护焊(GTA)多丝电弧沉积系统制造了Al-Zn-Mg-Cu合金部件，发现其微观组织主要由柱状晶组成，合金的抗拉强度仅有241 MPa，且力学性能具有典型的各向异性。Wang等^[12]使用多丝电弧DED技术沉积了Al-5.7Zn-3.4Mg-1.6Cu合金部件，发现合金的力学性能远低于锻造的产品，极限抗拉强度(UTS)仅有234.9 MPa。对于Al-Zn-Mg-Cu合金，除了常见的氢气孔缺陷外，由于存在较宽凝固区间，在电弧DED工艺中还存在热裂纹缺陷^[11,13]。因此，沉积合金的力学性能与航空航天领域的应用要求还有很大差距。在沉积合金中添加微合金元素是改善微观组织的一种有效方法，通过促进非均匀形核实现细化晶粒，可以抑制沉积缺陷从而提高成型件的力学性能。Ren等^[14]的研究证明了Sc元素在电弧DED沉积Al-Mg合金中有均匀化微观组织的作用，并制备了无裂纹合金部件，增强了沉积合金的力学性能，其UTS从325 MPa增加到415 MPa，消除了各向异性。Xia等^[15]采用GTA工艺沉积了Al-Mg-0.3Sc合金，发现Sc元素在熔池中以稳定的Al₃Sc颗粒存在，促进了非均匀形核并细化晶粒，使合金的晶粒尺寸从425.71 μm减小到26.96 μm。Dong等^[16]通过钨极气体保护电弧焊(GTAW)增材制造系统，采用Al-Mg-0.35Sc丝材和Al-Zn-Mg-Cu丝材同步送丝的方法制备了无裂纹的Al-Zn-Mg-Cu-0.15Sc合金部件，并分析了Sc元素对Al-Zn-Mg-Cu合金组织演变的影响；沉积态合金的屈服强度(YS)和UTS分别达到了234和326 MPa，比不添加Sc的合金提高了约30%。虽然通过成分合金化方法明显提高了沉积合金的力学性能，但与传统工艺制造的Al-Zn-Mg-Cu合金相比仍存在很大差异。

Al-Zn-Mg-Cu系合金作为典型的沉淀强化合金，可以通过热处理工艺调控第二相的存在形式，从而提高合金的力学性能。然而，电弧DED合金由于其特殊的微观结构无法直接应用传统铝合金热处理工艺，需要对沉积态合金的热处理工艺进行系统研究。Klein等^[17]通过冷金属过渡(CMT)技术沉积了Al-7.72Zn-1.96Mg-2.16Cu合金，对沉积态合金进行470 ℃、5 h + 160 ℃、24 h的热处理后，UTS、YS和伸长率得到明显改善，分别达到477 MPa、431 MPa和3.9%。Dong等^[16]采用GTA沉积Al-Zn-Mg-Cu-0.15Sc合金，再经300 ℃、2 h + 470 ℃、3 h + 120 ℃、21 h热处理后，晶界的粗大连续共晶相消失，YS、UTS和伸长率分别达到400 MPa、449 MPa和6%。因此，热处理在改善电弧DED铝合金的微观结构和力学性能方面有着显著效果。Miao等^[18]研究了热处理过程中沉积合金的孔隙演变，发现孔隙率随固溶温度和时间的增加而增加，研究表明是由于Kirkendall效应导致的固溶缺陷。Hao等^[19]使用自制的7B55丝材沉积了薄壁合金构件，发现固溶处理温度在480 ℃时固溶效果最好，且晶粒尺寸没有增大，为时效过程提供更多驱动力。Fu等^[20]通过热丝技术沉积7055铝合金，经过400 ℃、4 h + 468 ℃、8 h + 473 ℃、6 h + 120 ℃、16 h的热处理，UTS和伸长率分别达到563 MPa和10%。然而，时效工艺参数的调控对析出相的形成以及力学性能有着决定性影响，上述研究缺乏对后续人工时效处理的最佳工艺的深入研究。

本工作基于7075铝合金焊丝，通过优化合金成分并添加Sc元素，设计并制备出一种高强度的Al-Zn-Mg-Cu-Sc焊丝，命名为7075-Sc。以7075-Sc丝材为原材料，采用CMT工艺沉积了Al-Zn-Mg-Cu-Sc厚壁合金构件。对沉积态合金在470 ℃下进行了不同时间的固溶处理，确定最佳固溶处理工艺参数。随后在120 ℃下研究了时效时间对微观组织和力学性能的影响，阐明其潜在机制，最终确定了最佳热处理工艺。本工作旨在为电弧DED制备优异性能的7系铝合金提供参考。

合金经熔炼、铸造、热挤压、冷拉及表面处理等工序，最终制成直径1.2 mm的7075-Sc盘绕丝材，并用于本次沉积实验。电弧DED系统主要由送丝机、KUKA KR30HA焊接机器人和CMT Advanced 4000 R焊接电源组成，示意图如图1a所示。沉积过程采用同向沉积策略，在10 mm厚的7075铝合金轧制板上进行。同时，每层沉积结束后设置120 s的停留时间对合金进行冷却。为了增加沉积合金的厚度，实验采用呈锯齿形电弧摆动的沉积路径，其中摆动幅度(A₁)为5 mm，摆动长度(A₂)为5 mm，摆动频率为1 Hz，以这种方式尝试沉积25层。实验使用的沉积电流为80 A，电压为12.2 V，送丝速率为4.9 m/min，沉积速率为0.3 m/min；保护气体为纯Ar气(99.99%)，流量25 L/min。在此条件下制备平均尺寸为98 mm (长) × 20 mm (宽) × 83 mm (高)的厚壁构件(图1b)。采用ICAP7400型电感耦合等离子体发射光谱仪(ICP-OES)对丝材和沉积合金的化学成分进行分析，分析结果列于表1。

使用马弗炉(控温精度：±1 ℃)对沉积合金进行固溶和人工时效热处理。根据差示扫描量热法(DSC)研究^[21,22]结果，η-Mg(Al, Zn, Cu)₂相的溶解温度为470~480 ℃。为了在保证第二相溶解效果条件下防止铝合金过烧，选择固溶处理温度为470 ℃。将所有样品加热到固溶温度后分别保温2、4和6 h，水冷，根据残余第二相的含量和防止缺陷确定最佳固溶参数。然后进行120 ℃的人工时效，时效时间分别为12、18和24 h，通过测试热处理试样的力学性能确定最佳的热处理工艺。

使用线切割对沉积合金构件进行精密切割，制备用于微观结构观察和力学性能表征的样品。将样品研磨、抛光和腐蚀处理，腐蚀剂为Keller试剂。采用VHX-2000超景深光学显微镜(OM)观察样品形貌，采用ULTRA 55扫描电子显微镜(SEM)表征第二相和微尺度缺陷的分布，使用电子背散射衍射(EBSD)技术观察晶粒形态和取向。EBSD样品在室温下使用5%HClO₄ + 95%C₂H₆O (体积分数)溶液电解抛光，电压30 V，时间40 s，步长1.2 μm，并使用Channel 5软件进行后处理。使用D/max 2500 X射线衍射仪(XRD，CuK_α )分析合金的相组成。使用Titan Themis 200透射电子显微镜(TEM)观察纳米尺度的第二相形态，并获取衍射斑点进行第二相定性分析。TEM样品为从沉积合金中切割出的10 mm × 10 mm × 1 mm薄片，用砂纸机械减薄至30 μm后，使用Gatan 691离子抛光机进行2 h减薄处理。使用Digital Micrograph软件对高分辨TEM (HRTEM)像进行快速Fourier变换(FFT)分析。

使用HVS 1000显微硬度计分别对沉积态和热处理后的样品进行显微硬度测试，载荷200 g，加载时间15 s。每个样品沿着高度方向测试10个点，取平均值。按照ISO 6892-1:2009测试方法，沿水平方向制备拉伸样品，取样位置和拉伸样品尺寸如图1c所示，标距长度为15 mm。使用AG-Xplus100KN拉伸试验机进行室温拉伸实验，拉伸速率为1 mm/min。

从电弧DED Al-Zn-Mg-Cu-Sc合金构件的稳定段选取纵截面区域进行微观组织分析，其OM像如图2a所示。可以看出，沉积合金的微观组织由细等轴晶组成，沿沉积方向没有观察到DED铝合金中常见的分层现象。这种现象可能与电磁力的变化有关。在沉积过程中，CMT的电磁力对熔池形成搅拌效应，增加熔池内流体的运动，而摆弧的加入可以增强这种效应，导致形成较为均匀的微观组织^[23]。此外，Sc元素在凝固过程中与Al基体形成的Al₃Sc颗粒具有较强的稳定性，可以充当异质形核点促进异质形核，从而显著细化晶粒^[24]。图2b为沉积合金的SEM像。可以看出，沉积过程中元素偏析导致晶界上形成连续的共晶相，晶粒内部析出较多点状的第二相。因此，为了提高时效强化，应先进行固溶处理，尽可能消除沉积合金凝固组织中的第二相。

图2c~e所示为沉积态样品经固溶处理不同时间后的第二相形貌。可以看出，固溶处理后，晶界第二相和晶内第二相明显减少，晶界特征较之前减弱，但仍有部分残余第二相没有溶解。使用ImageJ软件对多张SEM像进行处理以统计第二相的比例，结果显示，第二相的演化没有随着时间的延长而变快。固溶处理前第二相的初始占比为14.47%；固溶处理时间2 h后，第二相占比下降明显，较固溶处理前降低了63.7%；之后，第二相的溶解速率降低，在固溶处理时间为4和6 h时，第二相占比较固溶处理前分别降低了70.2%和74.4%。同时，在固溶处理过程中观察到几微米至几十微米的孔隙缺陷(如图2c~e箭头所示)，并且在孔隙的边缘还存在少量第二相。由于固溶处理过程中第二相的溶解是通过元素浓度的差异进行的，而Zn和Mg等合金元素向基体的扩散速率比Al元素向第二相的扩散速率快，这种差异将导致空位聚集，形成Kirkendall孔隙缺陷^[25]。并且随着固溶时间的延长，Kirkendall孔的数量也会增多。此外，在沉积态合金中的氢气孔也会在固溶过程中进一步扩散，形成更多的孔隙缺陷^[26]。因此，根据第二相固溶效果和孔洞缺陷分布的综合考虑，确定最佳固溶处理时间为4 h。

为了评估沉积态Al-Zn-Mg-Cu-Sc合金时效处理后的晶粒形态和织构，分别对不同时效时间的样品进行EBSD分析(时效态样品与沉积态样品的扫描位置相同)，结果如图3所示。在沉积态下，Al-Zn-Mg-Cu-Sc合金的反极图(IPF)显示，晶粒形态为细小等轴晶，平均晶粒尺寸约为14.0 μm。同时，极图(PF)中的极投影点呈现出分散的特征，织构指数仅表现为1.45，表明沉积态合金取向均匀，见图3a1~a3。在Al-Zn-Mg-Cu-Sc合金的沉积过程中，熔池中的Al₃Sc颗粒带来的异质形核作用获得了细小的等轴晶的微观组织，从而表现出随机的织构取向。经过固溶和时效热处理后，合金的晶粒取向并没有显著变化，仍然表现出非常弱的织构指数(图3b2~d2)。然而，时效后合金的晶粒有所长大，随着时效时间的延长增加4.5~8.1 μm (图3b3~d3)。这表明，热处理过程中的高温会导致沉积合金的晶粒粗化。根据热力学定律，晶粒长大的驱动力是晶界能的下降，晶粒变粗将使得晶界的总面积减小，晶界能降低，使合金处于低能量的稳定状态^[27]。此外，固溶处理后晶界上连续的第二相溶解消失，导致对晶界移动的阻碍作用减弱，这是时效过程中晶粒长大的另一影响因素。

图4显示了沉积态和时效态电弧DED合金样品的晶界图和取向差分布直方图，其中，红色晶界和蓝色晶界分别表示了小角度晶界(LAGB)和大角度晶界(HAGB)。HAGB可以阻碍裂纹拓展，提高合金性能。结果显示，沉积态合金中LAGBs的占比较高，约为0.349，表明有较高的位错密度。在热处理过程中，晶粒生长的同时吸收了部分位错。随着时效时间的延长，沉积态合金中HAGBs占比逐渐增高，经过24 h时效处理后，HAGBs占比从0.651增加至0.849。

为了确定热处理后沉积合金的第二相形态和类型，对不同状态的样品进行了SEM和EDS分析，结果如图5所示。如图5a1所示，沉积态样品的第二相呈现出明显的沿着晶界分布特征，形状多为条状和块状。这是由于凝固过程中Mg、Zn和Cu等元素存在较为严重的偏析，并且在后续电弧增材的高温热循环下偏析程度加剧。EDS面扫描结果显示，由于Mg元素的扩散系数比Cu和Zn元素的高，导致Mg元素出现明显的聚集。沉积态样品中第二相EDS结果表明，晶界上条状相(A1点)的合金元素主要为Zn元素和Mg元素，其原子分数分别为7.6%和7.8%，Zn元素和Mg元素的原子比接近1.0，Fu等^[20]确认其为η(MgZn₂)相。同时，晶界上分布的絮状析出物(A2点)中Mg的原子分数较高，达到12.7%，表明其形成原因主要与Mg元素的偏析有关，根据原子比可以被识别为常见的富Mg相Al₂Mg₃Zn₃ (T相)。此外，在沉积态样品的晶粒内部发现了直径约3 μm的块状第二相(A3点)，EDS结果表明其含有较多的Sc元素。根据形貌和EDS的原子比，A3可以被确定为Al₃Sc相，微米Al₃Sc相通常来源于丝材熔化和凝固过程中形成的初生相^[28]。由于Al₃Sc颗粒熔点较高，且晶体结构为L1₂立方结构，与fcc结构Al基体仅有很小的晶格失配率(< 1.5%)^[29]，因此非常适合作为铝基固溶体晶粒的异质形核点，在改善合金微观结构上起到重要作用。随后，对不同状态样品进行XRD物相分析，除α-Al基体相外，只标定出了η(MgZn₂)相的衍射峰(图6)，其余第二相由于含量较低而无法被识别。在Al-Zn-Mg-Cu合金中，Zn原子很容易被Al和Cu原子取代，因此η(MgZn₂)相通常以Mg(Al, Zn, Cu)₂形式存在，有着相同的晶格结构，属于六方晶系^[30]。结合SEM、EDS和XRD结果可以确定晶界连续第二相为η(Mg(Al, Zn, Cu)₂)相。

热处理后，沿晶界分布的第二相明显减少(图5b1~d1)，但仍然有部分残余第二相没有在固溶处理中溶解。在经不同时间时效处理的合金中，通过一些典型第二相的EDS点扫描和面扫描可以看出，时效时间为24 h时合金没有明显出现过时效状态。不同时效工艺下，沉积合金的第二相类型相似，未溶解相主要为富Fe相和富Mg相。研究^[21,31]表明，当固溶温度为470 ℃时，Zn和Mg原子的扩散速率相当，部分η(Mg(Al, Zn, Cu)₂)在溶解过程中会首先转变为杂质相Al₇Cu₂Fe再进行溶解，且Al₇Cu₂Fe相的熔点较高导致溶解速率较低。因此，结合典型第二相(B1、B3、C1和D2处)含量分析可以确定富Fe相为热处理后合金的主要残余相。由于富Fe相硬度较高和界面的脆性，在受到拉伸载荷时裂纹优先在Al₇Cu₂Fe/Al基体界面处形核，促进了裂纹萌生，对试样延伸率产生不利影响。此外，由于T相的溶解速率非常缓慢，也会作为一部分残余第二相存在于合金中。

通过测量所有样品的显微硬度以评估Al-Zn-Mg-Cu-Sc合金的时效响应，结果如图7所示。经过时效热处理后，沉积合金析出MgZn₂强化相，导致硬度明显增加。研究^[32,33]表明，Al-Zn-Mg-Cu合金硬度在120 ℃进行24 h时效能达到峰值，继续延长时间则可能过时效，因此本工作选择24 h为最长时效时间。在开始的12 h，时效硬度较沉积态样品增加了24%，平均硬度达到205.00 HV_0.2。随着时效时间的延长，合金的硬度逐渐增加，但增速较之前明显减缓。在后面的12 h，合金元素经过析出物的消耗，基体的过饱和度已经逐渐降至最低，硬度仅增加了10%，平均硬度达到225.89 HV_0.2，这与之前研究^[32,33]的时效峰值接近。

图8显示了沉积态和不同时效时间热处理后合金的工程应力-应变曲线和拉伸性能。沉积态合金的平均屈服强度、极限抗拉强度和延伸率分别为311.0 MPa、397.2 MPa和3.8%。经过热处理后，由于纳米级η'相析出，通过Orowan强化机制显著提升了合金强度。

相比沉积态合金，时效态合金的力学性能得到了明显提升，并且屈服强度随着时效时间的延长而增加。当时效时间为24 h时，合金的屈服强度增加到482.5 MPa，与沉积态样品相比提高了约55%。然而，随着时效时间的延长，热处理样品的延伸率有所下降，在24 h时延伸率为3.9%，接近沉积态样品。时效热处理主要为合金提供析出强化，在时效初期强化相η' (MgZn₂)的数量不断增多，析出相密度变大，对变形过程中的位错运动起到阻碍作用，因此合金性能得到提升。随着时效时间延长，析出相不断聚集和粗化，η'相的体积也逐渐变大，并且一部分可能转变为与Al基体不共格的η(Mg(Al, Zn, Cu)₂相。析出相的生长造成的匹配性损失将会导致晶格变形，并使晶粒受到拉应力之后协调性降低，从而降低热处理样品的延伸率^[34]。

图9显示了沉积态和不同时效热处理时间下Al-Zn-Mg-Cu-Sc合金样品的典型拉伸断口形貌。如图9a1所示，沉积态样品的断裂表面十分平整，放大观察可发现近乎完整的晶粒，表明断裂模式为脆性断裂。同时，在晶界处可以看到许多微小的孔隙和破碎的共晶相特征(图9a2和a3)。当样品受到拉应力时，由于脆性析出相的变形协调性较差，将首先出现微裂纹并沿着晶界扩展，尤其在孔隙较多的区域。对于经过热处理后的拉伸样品，晶界上连续的第二相被溶解，断裂表面观察到明显的凹坑。在时效处理12和18 h的样品表面存在着一些韧窝和破碎的晶粒，表明此状态下的样品塑性较好，断裂模式为韧-脆混合断裂(图9b1~b3和c1~c3)。然而，当时效处理时间增加到24 h时，拉伸样品的断裂表面未见韧窝，显示出完整的等轴晶表面(图9d1~d3)，与沉积态样品的断口形貌类似。由于MgZn₂相的粗化导致延伸率显著降低，断裂模式转变为脆性断裂。此外，热处理后样品的断裂表面存在较多孔隙，且相比沉积态试样孔隙尺寸明显增加，这将显著影响合金的延伸率。

对沉积态样品开展进一步的TEM表征和分析，结果如图10所示。可见，在合金的晶界处发现了大约106 nm宽的无沉淀析出带(PFZ) (图10a)，这将会降低合金的力学性能。形成原因可以从以下方面考虑：首先，根据溶质贫乏理论^[35]，粗大的晶界第二相的形成过度消耗了附近区域的溶质元素，导致附近区域无法析出第二相。其次，非相干性界面在一定温度下能够吸收空位原子，导致晶界第二相附近的空位浓度低于临界值，无法形成纳米析出相^[36]。图10b明场像显示，晶粒内存在较多棒状和球状的纳米沉淀物。在沉积过程中，后续的热循环历史有助于这些沉淀物析出。对其中一些典型沉淀物进行放大观察，经过测量其长度约为30 nm (图10c)。进行FFT后可以确定该沉淀物为η' (MgZn₂)相，与Al基体保持半共格关系，它们之间的晶面关系确定为(200)_Al//(112¯0)_η'，[011¯]_Al//[1¯100]_η'。图10c中的椭球形沉淀物可以确定为η相，随着析出相生长，η(Mg(Al, Zn, Cu)₂)相与Al基体共格性降低为非共格关系，是7075合金中的主要稳定相。

根据微观组织和力学性能分析，确定470 ℃下固溶处理4 h然后120 ℃下时效18 h为最佳的热处理工艺。对进行此热处理工艺后的样品进行TEM表征分析，结果如图10d所示。可见，热处理后由于晶界处粗大第二相的溶解，晶界的宽度降低至约32 nm，PFZ宽度降低至大约55 nm，但仍然存在连续的纳米沉淀物。这是由于合金元素在晶界处仍存在微观偏析^[37]，高浓度溶质原子更容易使析出相成核。同时晶界处的面缺陷可以降低形核能垒，促进析出相的形核，导致更容易在热处理中形成连续的第二相。合金在热处理后，高密度纳米级η'相析出，相比沉积态，其数量更多，体积分数达到0.095，通过Orowan强化机制显著提升强度。晶粒内的沉淀相形态主要为大的棒状(长度为105~280 nm)和小球状(直径为8~75 nm) (图10e)。放大观察可见直径约23 nm的球形第二相，对其进行FFT变换后可以确定为η'相，与Al基体的取向关系为(1¯11¯)_Al//(12¯11)_η'，[011]_Al//[1¯21¯6]_η'，为半共格关系(图10f)。

电弧DED沉积的Al-Mg-Zn-Cu-Sc合金在热处理后表现出优异的力学性能。根据上述分析，强化机制主要为晶界强化、固溶强化和沉淀强化。其中，晶界强化是由晶粒细化引起的。热处理后微观组织仍由等轴晶构成。细化晶粒带来的强度贡献(σ_GB)可以用Hall-Petch公式来计算^[38]：

式中，σ₀为晶格摩擦应力(20 MPa)^[39]，k为Hall-Petch系数(170 MPa·μm^1/2)，d¯为平均晶粒直径。根据2.2节中的EBSD分析，沉积态和热处理后合金的晶粒尺寸分别为14.0和20.9 μm，经过计算可得出2者的σ_GB分别为65.4和57.2 MPa。

由于在沉积过程中受到高温热循环影响，沉积态合金元素大量析出，形成粗大的第二相，相当于过时效，Al基体中溶质含量较低。热处理后，溶质扩散到基体中，通过剪切模量差产生局部应力场，从而获得固溶强化，其强度贡献(σ_ss)可以表示为^[40]：

式中，K_i 表示元素i的强度增强效率(K_Zn = 2.9 MPa/%，K_Mg= 18.6 MPa/%，K_Cu= 13.8 MPa/%；这里，%指质量分数)^[41]，C_i 表示溶质的含量。沉积态合金溶质含量较低可忽略。根据图10e插图中的EDS结果，热处理后的合金溶质Zn、Mg和Cu元素含量分别为5.24%、1.63%和1.26%，经过计算可得出σ_ss为75.4 MPa。

TEM结果表明，η′ (MgZn₂)相为电弧DED Al-Mg-Zn-Cu-Sc合金的主要强化相，且热处理后析出效果加强。根据Booth-Morrison等^[42]的研究，Orowan位错旁路机制主导η′相带来强度贡献(σ_Orowan)，可表示为：

式中，M表示Taylor因子(fcc晶格的M = 3.06)，G表示Al基体的剪切模量(26.5 GPa)^[41]，b表示Burgers矢量模(0.286 nm)，ν表示沉积合金的Poisson比(0.34)，λ表示沉淀物的平均边缘间距，R和f分别表示沉淀物(η′)的平均半径和体积分数。使用Image J软件对沉积态和热处理后合金的TEM照片进行统计，可得2者的R分别为9.8和12.1 nm，f分别为0.043和0.095。经过计算2种样品的σ_Orowan分别为236.6和323.6 MPa。

综上所述，图11显示了在沉积态和120 ℃、18 h时效态下Al-Mg-Zn-Cu-Sc合金中各强度机制的贡献程度。沉积态和热处理后合金的理论屈服强度(σYS=σGB+σss+σOrowan)分别为302.0和456.2 MPa，与实际拉伸实验所得屈服强度(311.0和475.2 MPa)非常接近，相对误差均在5%以内，证明了理论模型的可靠性。热处理后沉淀强化对强度的贡献提升了约37%，表明沉淀强化在合金的力学性能中起主导作用。

(1) 在凝固过程中高熔点的Al₃Sc颗粒可以促进异质形核，显著细化晶粒。沉积态Al-Mg-Zn-Cu-Sc合金由细小等轴晶组成，平均晶粒尺寸约为14.0 μm。合金元素存在严重的偏析，晶界分布着连续的第二相，主要为η(Mg(Zn, Al, Cu)₂)相和富Mg相T(Al₂Mg₃Zn₃)相。

(2) 在470 ℃下进行固溶处理，第二相的溶解速率随着时间的延长而降低，为了降低固溶孔隙缺陷，选择4 h为最佳固溶时间。在此固溶参数下，第二相溶解比例达到70.2%，残余第二相主要为杂质相Al₇Cu₂Fe和T(Al₂Mg₃Zn₃)相。

(3) 在120 ℃时效时，合金的HAGBs比例和晶粒尺寸在热处理过程中增加，硬度随时效时间延长迅速增加，18 h后硬度趋于稳定，在24 h时平均硬度达到225.89 HV_0.2。根据拉伸测试结果，强度随着时效时间的延长而增加，延伸率随时效时间延长先增加后降低，24 h时延伸率为3.9%接近沉积态，且屈服强度较18 h时效没有明显提升。因此，最佳的时效参数确定为120 ℃、18 h。

(4) 沉积合金的纳米析出相主要为η'相，热处理后析出效果加强，与Al基体的取向关系为(1¯11¯)_Al//(12¯11)_η' 、[011]_Al//[1¯21¯6]_η'，保持半共格关系。沉积合金在470 ℃、4 h + 120 ℃、18 h热处理后屈服强度、抗拉强度和延伸率分别达到475.2 MPa、542.1 MPa和5.2%。其中，σ_GB、σ_ss和σ_Orowan对屈服强度的贡献分别约为57.2、75.4和323.6 MPa。