Al-Zn-Mg和Al-Zn-Mg-Cu合金的主要強(qiáng)化相是MgZn(η)相, 其η相的強(qiáng)化效應(yīng)顯著 與Al-Zn-Mg-Cu合金相比, Al-Zn-Mg合金的強(qiáng)度稍低, 但其韌性、耐蝕性和可焊接性好 7005、7N01等鋁合金擠壓型材、軋制板材已在高速列車上獲得了大量應(yīng)用[1, 2] 雖然7N01合金經(jīng)固溶－淬火處理和自然時效后強(qiáng)度可達(dá)到400 MPa, 但對應(yīng)力腐蝕開裂非常敏感[3] 這表明, 自然時效不是使該合金獲得高綜合性能的最佳熱處理方法

研究發(fā)現(xiàn), 該合金構(gòu)件在實際應(yīng)用中出現(xiàn)與應(yīng)力腐蝕有關(guān)的斷裂 對于7050、7150、7055等高強(qiáng)鋁合金, 基于過時效原理調(diào)控其強(qiáng)韌、耐蝕綜合性能的多種方法和技術(shù)已有大量報道[4-7] 7N01合金擠壓材可用T5狀態(tài), 這是一種熱加工后不經(jīng)過固溶直接進(jìn)行時效的熱處理方法 采用雙級時效處理7N01合金擠壓型材, 可改善耐蝕性能, 但其強(qiáng)度大幅度降低[8] T5狀態(tài)鋁合金擠壓材的性能, 與擠壓變形組織有很強(qiáng)的相關(guān)性 本文結(jié)合7N01合金不同擠壓工藝獲得不同特征的擠壓組織, 對其進(jìn)行自然時效、人工時效, 研究其多相組織對性能的影響及其機(jī)理

1 實驗方法

實驗用材料的化學(xué)成分列于表1 用電阻爐熔煉合金, 在水冷鐵模內(nèi)澆鑄成鑄錠, 鑄錠經(jīng)均勻化和車皮處理后在Ф190 mm的擠壓筒內(nèi)擠壓成100 mm×15 mm的板材 擠壓速度為2 mm/s, 擠壓溫度為400℃, 擠壓比λ分別為16和36的板材分別標(biāo)記為L和H, 擠出后用相同參數(shù)進(jìn)行在線噴水淬火

Table1

表1

表1試驗所用材料的化學(xué)成分

Table1Chemical composition of alloy (%, mass fraction)

Zn	Mg	Cu	Mn	Cr	Zr	Ti	Fe	Si	Al
4.5	1.5	0.2	0..45	0.3	0.25	0.2	0.35	0.3	Bal.

按GB/T 15970.7-2000和GB/T 228-2002標(biāo)準(zhǔn)從兩塊擠壓板材中心層、沿擠壓方向截取厚度為2 mm 的試樣, 分別加工出標(biāo)距為30 mm的慢應(yīng)變速率拉伸(SSRT)試樣和標(biāo)距為40 mm的室溫拉伸試樣 將加工后的試樣分別進(jìn)行自然時效(60天)、人工時效(105℃/12 h+150℃/8 h) 為了敘述方便, 用L-N、H-N標(biāo)記自然時效樣品, 用L-A、H-A標(biāo)記人工時效樣品

在WDML-1型拉伸機(jī)上進(jìn)行SSRT試驗, 試樣經(jīng)600#金相砂紙磨光后用丙酮、蒸餾水清洗并吹干, 再用氯丁橡膠封閉非工作段表面 應(yīng)變速率取1×10-6s -1; 環(huán)境分別為空氣和3.5% NaCl 溶液 室溫拉伸試驗在CRIMS電子萬能試驗機(jī)上進(jìn)行, 夾頭移動速度為2 mm/min

用JEM-2100F型場發(fā)射透射電鏡觀察樣品的組織, 加速電壓為200 kV 用JSM-6360LV掃描電鏡及其能譜(EDS)儀附件觀察樣品的形貌 用裝配在電子探針上的電子背散射衍射(Electron Back Diffraction, EBSD)系統(tǒng)表征不同擠壓比λ下的微結(jié)構(gòu)和織構(gòu)變化 本文所有的晶粒取向信息, 均由EBSD系統(tǒng)自帶的 HKL Channel 5軟件分析獲得

用XJP-6A型金相顯鏡觀測金相試樣, 腐蝕試劑為Graff Sargent試劑 該試劑應(yīng)用于7×××系鋁合金時效處理后的金相試樣時, 不僅能腐蝕晶界, 而且能腐蝕亞晶界 經(jīng)該腐蝕劑腐蝕后的晶界、亞晶呈黑色, 再結(jié)晶晶粒內(nèi)部因幾乎不含亞晶組織, 腐蝕后呈白色[9]

為了表征擠壓板的宏觀織構(gòu)組態(tài), 樣品坐標(biāo)系選為板平面內(nèi)平行于擠壓方向(ED)－垂直于擠壓方向(TD)－垂直于板平面方向(ND) 用Brucker D8 Discovery測量{200}、{220}、{110}3個不完全極圖以分析樣品的織構(gòu), 用球諧函數(shù)級數(shù)展開法求出l=22時的取向分布函數(shù)(ODF)的C-系數(shù)(包括奇數(shù)項與偶數(shù)項)[10]

2 結(jié)果和討論2.1 擠壓板材的慢應(yīng)變速率拉伸性能

慢應(yīng)變速率拉伸試驗既可用以考察材料在慢應(yīng)變速率拉伸條件下的力學(xué)性能, 又可結(jié)合腐蝕環(huán)境評價材料的耐應(yīng)力腐蝕性 從表2可見, 兩種時效狀態(tài)下低擠壓比試樣的抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度均高于高擠壓比試樣 此外, 經(jīng)人工時效后不同擠壓比試樣的抗拉強(qiáng)度比自然時效后的試樣僅降低5.8%, 延伸率略有降低, 但其屈服強(qiáng)度得到了大幅度的提升, 約為25% 7XXX、2XXX鋁合金的自然時效態(tài)的強(qiáng)度均低于人工時效態(tài), 延伸率則正好相反 而上述7N01的特性顯然與經(jīng)典結(jié)論不同, 特別是其自然時效態(tài)的UTS比人工時效態(tài)的高, 而延伸率卻降低 對這種現(xiàn)象, 文獻(xiàn)[11]也有過類似的報道 本文中不同擠壓態(tài)組織均得到了相同結(jié)果, 顯然, 自然時效能獲得超過400 MPa的極限抗拉強(qiáng)度、延伸率可接近20%是7N01合金的一個重要特性 但文獻(xiàn)[8]報道的7N01型材使用的狀態(tài)基本上都是T5, 是一種熱加工后人工時效的狀態(tài), 且強(qiáng)度均低于400 MPa, 可以獲得較高的耐腐蝕性能

Table 2

表2

表2不同擠壓比λ的擠壓板經(jīng)不同時效處理后的慢拉伸性能及ISSRT值

Table 2Slow strain tensile strength and stress corrosion factors ISSRT of alloy after different treatments

Sample	Medium	Ductility	σb/MPa	σ0.2/MPa	ISSRT
H-N	air	20.7	408.7	263.2	0.058
	3.5%Nacl	17.8	393.2	253.4
L-N	air	18.6	420.5	277.9	0.044
	3.5%Nacl	16.1	411.7	272.1
H-A	air	17.9	383.9	360.2	0.042
	3.5Nacl	15.5	375.3	354.9
L-A	air	16.5	404.3	363.9	0.038
	3.5%Nacl	15.3	392.6	346.7

由表2還可見, 試驗合金在空氣中的慢應(yīng)變速率拉伸強(qiáng)度和常規(guī)拉伸強(qiáng)度相差不多, 而在腐蝕溶液中的強(qiáng)度顯著降低, 說明7N01鋁合金在3.5%NaCl溶液中具有應(yīng)力腐蝕敏感性

應(yīng)力腐蝕指數(shù)ISSRT是將SSRT試驗所獲得的各項力學(xué)性能指標(biāo)進(jìn)行數(shù)學(xué)處理的結(jié)果, 與單項力學(xué)性能指數(shù)相比能更好地反映應(yīng)力腐蝕斷裂敏感性, 常作為應(yīng)力腐蝕的重要判據(jù), 計算式為

ISSRT=1-σfw×1+δfw/σfA×1+δfA

(1)

式中σfw 為在腐蝕環(huán)境中的斷裂強(qiáng)度, MPa; σfA為在空氣中的斷裂強(qiáng)度, MPa; δfw為在腐蝕環(huán)境中的斷裂伸長率, %; δfA為在空氣中的斷裂伸長率, %; ISSRT從0→1表示應(yīng)力腐蝕斷裂敏感性增加, ISSRT計算結(jié)果列于表4 結(jié)果表明, 7N01鋁合金經(jīng)室溫停放后再配合合適的人工時效處理后具有較好的抗應(yīng)力腐蝕性能 此外, 較低擠壓比擠壓板的抗應(yīng)力腐蝕性能略高于較高擠壓比擠壓板

2.2 擠壓板材的金相組織和織構(gòu)

經(jīng)不同擠壓比λ條件下擠壓獲得的擠壓板經(jīng)人工時效處理后沿擠壓方向的光學(xué)金相組織, 如圖1所示 圖1a為L-A樣品, 圖1b為H-A樣品 對比圖1a和圖1b可見, 擠壓比不同的兩種板材的光學(xué)金相組織存在明顯差異, 高擠壓比條件下擠壓板材(L-A)的晶粒/或亞晶粒尺寸細(xì)小且均勻, 未見異常粗大的再結(jié)晶晶粒; 而低擠壓比下的擠壓板材(H-A)中晶粒/亞晶粒尺寸明顯大于L-A板材, 且晶粒尺寸差異較大, 細(xì)小和粗大晶粒沿擠壓方向呈帶狀分布



圖1人工時效狀態(tài)下不同擠壓比的金相組織

Fig.1Optical micrographs of 7N01 aluminum alloy in different extrusion ratio: (a) H-A(λ=36); (b) L-A(λ=16)

圖2給出了不同擠壓比獲得板材的φ為常數(shù)(φ＝0°, 5°…90°, 每行從左到右間隔為5°)的ODF圖, 圖中取向密度f(g)等高水平分別為1.1、5.0、10.0、15.0、20.0、25和30 從圖2可見, 無論是在較高擠壓比(36)和較低擠壓比(16)條件下擠壓, 獲得的擠壓板材L、H中, <>(B)織構(gòu)取向密度f(g)都是最大的, 即L、H擠壓板中均以B織構(gòu)為主, 但織構(gòu)組態(tài)及各織構(gòu)組份的含量仍有較大的差別 從圖2還可以看出, H和L擠壓板的織構(gòu)組態(tài)中均以黃銅織構(gòu)為主 較高擠壓比H板材的織構(gòu)組態(tài)主要為黃銅織構(gòu), 此外還有高斯織構(gòu)和立方再結(jié)晶織構(gòu), 其中高斯和立方織構(gòu)組份為21.4% 較低擠壓比的L板材中主要以黃銅織構(gòu)為主, 此外還有少量的立方織構(gòu), 約4.1% 上述宏觀織構(gòu)組態(tài)表明, 擠壓比為36的擠壓板H的再結(jié)晶程度明顯高于擠壓比為16的擠壓板L



圖2人工時效態(tài)不同擠壓比下試樣的ODF

Fig.2ODF of samples with different extrusion ratio: (a) higher extrusion ratio(λ=36); (b) lower extrusion ratio (λ=16)

圖3給出了不同擠壓比下試樣晶界取向差分布情況及晶粒形貌的EBSD圖像, 圖中取向差較大的晶界(>15°)以較粗的實線表示, 取向差較小的晶界(2-15°)以較細(xì)的實線表示 與金相結(jié)果相同, 圖3a、b表明, 較高擠壓比H擠壓板中的晶粒多為細(xì)小的再結(jié)晶, 而較低擠壓比L擠壓板中的晶粒多為粗大的亞結(jié)構(gòu) 圖4給出了利用軟件統(tǒng)計得出的Recrystallized Fraction圖像 可見較高擠壓比試樣H中再結(jié)晶的比例高達(dá)49.4%, 連續(xù)再結(jié)晶或回復(fù)組織占33.8% 低擠壓比試樣L中的再結(jié)晶比例僅為25.6%, 試樣主要為連續(xù)再結(jié)晶或回復(fù)組織, 比例為高達(dá)62% 由于試樣中擠壓效應(yīng)和加工硬化作用強(qiáng)于再結(jié)晶的軟化作用, 低擠壓比的試樣獲得較高擠壓比試樣更高的力學(xué)性能



圖3不同擠壓比下試樣的Recrystallized Fraction圖像

Fig.3Micrograph of Recrystallized fraction of samples with different extrusion ratio: (a) higher extrusion ratio (λ=36); (b) lower extrusion ratio (λ=16)



圖4不同擠壓比試樣的EBSD圖像

Fig.4Statistical result of recrystallized fraction

圖5給出了不同擠壓比擠壓板在測試三個方向下的極圖 可見微觀織構(gòu)測試結(jié)果與宏觀織構(gòu)測試結(jié)果相一致, 均以黃銅織構(gòu)為主, 還有少量的高斯和立方織構(gòu)



圖5不同擠壓比擠壓板的極圖

Fig.5PF for different extrusion ratio: (a) higher extrusion ratio (λ=36); (b) lower extrusion ratio (λ=16)

2.3 擠壓板材的微觀組織

經(jīng)人工時效處理的不同擠壓比7N01鋁合金未溶結(jié)晶相掃描電鏡形貌和成分分析, 如圖6所示 由圖6可見, 基體內(nèi)分布著大量的第二相, 高擠壓比板材H中未溶結(jié)晶相尺寸細(xì)小、分布相對較均勻(圖6a); 低擠壓比板材L中未溶結(jié)晶相尺寸較表層更為粗大, 分布也不均勻 經(jīng)均勻化處理后鑄錠中的高熔點金屬間化合物都較穩(wěn)定, 在擠壓過程中長大的可能性也不大 但是高擠壓比擠壓時變形抗力大, 粗大第二相粒子易碎; 而低擠壓比擠壓時變形抗力變小, 粗大第二相粒子嵌入在較軟的基體中, 不易破碎 對第二相粒子的能譜分析發(fā)現(xiàn), 這些第二相主要為Fe、Mn、Si的不規(guī)則粒子[12], 是在鑄造過程或均勻化過程中形成的高熔點金屬間化合物



圖6不同溫度擠壓板的第二相分布及能譜分析

Fig.6SEM images with different extrusion ratio and EDX results of constituent particles: (a) (c) H-A (λ=36); (b) (d) L-A (λ=16)

圖7給出了7N01鋁合金經(jīng)人工時效處理后的TEM像, 圖7a和圖7b分別為高擠壓比試樣H和低擠壓比試樣L的晶內(nèi)、晶界析出相分布狀況TEM 結(jié)果表明, 經(jīng)人工時效處理后高擠壓比試樣H和低擠壓比試樣L的基體內(nèi)均析出大量細(xì)小彌散的η'相, 晶界上析出粗大的η相, 同時晶界的無沉淀析出帶較寬, 約為20-25 nm 高擠壓比試樣H晶界的析出相呈現(xiàn)沿晶界連續(xù)分布, 低擠壓比試樣L晶界的析出相則呈現(xiàn)出明顯的沿晶界斷續(xù)分布 圖7c為人工時效處理下的中心層晶內(nèi)析出相分布狀態(tài), 通過基體<>Al方向選區(qū)電子衍射可以判斷, 時效后合金晶內(nèi)主要析出相為GP區(qū)和η'相



圖7

7N01鋁合金不同擠壓比下人工時效試樣的透射組織

圖8給出了自然時效狀態(tài)下7N01鋁合金不同擠壓比的TEM像 圖8a、b分別為高擠壓比和低擠壓比試樣晶內(nèi)和晶界析出相分布情況, 與經(jīng)人工時效后的試樣相比, 通過基體<>Al方向選區(qū)電子衍射可以判斷, 時效后合金晶內(nèi)主要析出相為GP區(qū), 析出相沿晶界呈現(xiàn)明顯的連續(xù)分布, 且?guī)缀醪淮嬖跓o沉淀析出帶 這種晶界結(jié)構(gòu), 不利于提高合金的抗應(yīng)力腐蝕性性能



圖87N01鋁合金不同擠壓比下自然時效試樣的透射組織

Fig.8TEM images of 7N01 aluminum alloy with different extrusion ratio after natural aging: (a) H-N (λ=36); (b) (c) L-N (λ=16)

圖7和圖8的析出相分析結(jié)果表明, 7N01合金在自然時效過程中由于時效環(huán)境溫度遠(yuǎn)低于人工時效, 合金中主要析出GP區(qū), 與人工時效條件明顯不同 在人工時效下主要的強(qiáng)化相為GP區(qū)和η'相, GP區(qū)與基體完全共格, 發(fā)生變形時容易被位錯切割, η'相與基體保持半共格關(guān)系, 強(qiáng)度較高, 不容易被位錯剪切, 因此其屈服強(qiáng)度大幅度提高

對比圖7和圖8中的晶界析出相特征, 人工時效態(tài)處理后無論是高擠壓比試樣H還是低擠壓比試樣L, 其晶界析出相均表現(xiàn)出明顯的非連續(xù)分布特征, 類似于其它7XXX鋁合金T7X處理獲得的晶界析出相特征 而自然時效處理的試樣, 無論是高擠壓比試樣H還是低擠壓比試樣L, 其晶界析出相均表現(xiàn)為連續(xù)分布, 與經(jīng)典的T6狀態(tài)類似 7XXX高強(qiáng)鋁合金的應(yīng)力腐蝕通常是沿晶界擴(kuò)展, 晶界析出相的尺寸和分布的連續(xù)性對合金應(yīng)力腐蝕性能有重要影響[13, 14] 根據(jù)氫脆理論和陽極溶解理論[15, 16], 晶界析出相呈連續(xù)分布會加劇溶解過程, 只有當(dāng)晶界析出相呈斷續(xù)分布時才能有效切斷腐蝕通道 晶界、亞晶界及亞結(jié)構(gòu)處能量高, 較低擠壓比中的亞結(jié)構(gòu)和亞晶界為粗大的η'相析出提供了形核場所 同時, 晶界的取向差也影響合金的腐蝕性能[17] 宏微觀織構(gòu)(圖2、圖4)表明, 經(jīng)擠壓后織構(gòu)主要沿β取向線分布, 大擠壓比中多為典型的Cube立方織構(gòu), Cube立方織構(gòu)屬于一種典型的再結(jié)晶織構(gòu)(圖2a), 小擠壓比中以變形織構(gòu)為主 同時EBSD圖像也清楚的顯示, 高擠壓比試樣中多以大角度的再結(jié)晶為主(圖4所示) 文獻(xiàn)[18- 20]報道, 大角度晶界不利于合金的應(yīng)力腐蝕 合金的應(yīng)力腐蝕性能的高低, 主要取決于晶界析出相的分布狀態(tài)(即是否粗大且斷續(xù)分布)以及晶界的取向分布差 綜上分析, 高擠壓比試樣的抗腐蝕性能弱于低擠壓比試樣 圖6和圖7的析出相特征和表2的應(yīng)力腐蝕斷裂敏感性測試結(jié)果, 符合上述一般性規(guī)律 由此可見, 本文用雙級時效, 實質(zhì)是使7N01擠壓材料的晶界析出相的析出狀態(tài)為非連續(xù)分布, 從而獲得了高的耐腐蝕性能并提高了屈服強(qiáng)度, 但是極限抗拉強(qiáng)度略有降低

3 結(jié)論

1. 7N01板材經(jīng)不同擠壓工藝處理后微觀組織與性能有較大的差異 低擠壓比板材的強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度顯著大于高擠壓比板材 高擠壓比板材內(nèi)為細(xì)小且均勻的等軸再結(jié)晶晶粒, 低擠壓比板材內(nèi)存在大量粗大的亞結(jié)構(gòu) 不同擠壓比下板材的力學(xué)性能不同以及未溶結(jié)晶相尺寸和分布的差別, 擠壓過程中的變形程度是兩者力學(xué)性能不同的主要原因

2. 經(jīng)不同擠壓工藝處理后的7N01板材內(nèi)部織構(gòu)組態(tài)均沿β取向線分布 高擠壓比板材中存在典型的Cube立方再結(jié)晶織構(gòu); 低擠壓比板材中則主要以黃銅織構(gòu)為主

3. 用兩種時效制度得到的微觀組織不同, 引起宏觀性能的顯著不同 在自然時效過程中晶內(nèi)的主要析出相為GP區(qū); 人工時效處理后的高溫試樣晶內(nèi)主要的析出相為細(xì)小彌散的GP區(qū)和η'相, 此時晶界析出相呈斷續(xù)分布, PFZ寬度約為20-25 nm, 具有比自然時效態(tài)更高的抗應(yīng)力腐蝕性能和屈服強(qiáng)度

---