Al-Zn-Mg-Cu系超高強(qiáng)鋁合金具有較高的比強(qiáng)度和比剛度、較好的耐腐蝕性能和抗疲勞性能、優(yōu)良的加工性能等優(yōu)點(diǎn), 成為航空航天和軍事工業(yè)的主體結(jié)構(gòu)材料之一[1-3] Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金是一種可熱處理強(qiáng)化型鋁合金, 其力學(xué)性能與熱處理工藝密切相關(guān) Zn、Mg含量越高則元素偏析傾向越大, 而固溶處理可提高固溶體的過飽和度, 減少未溶的粗大結(jié)晶相, 增強(qiáng)時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng), 進(jìn)而提高合金的拉伸性能[4-6] 鋁合金在擠壓時(shí)變形, 在內(nèi)部儲(chǔ)存較多的形變儲(chǔ)能 在鋁合金擠壓材固溶處理過程中, 溫度高、時(shí)間長, 形變儲(chǔ)能為再結(jié)晶提供驅(qū)動(dòng)力使合金發(fā)生再結(jié)晶現(xiàn)象, 導(dǎo)致晶粒尺寸變大, 不利于改善其綜合性能[5] 在鋁合金擠壓材固溶處理前增加預(yù)回復(fù)退火工藝, 則可釋放合金內(nèi)部部分形變儲(chǔ)能, 削弱合金的再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力, 從而抑制再結(jié)晶 本文研究預(yù)回復(fù)退火對超高強(qiáng)Al-10.78Zn-2.78Mg-2.59Cu-0.22Zr-0.047Sr鋁合金擠壓材在固溶-T652工藝時(shí)組織與性能的影響

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用鋁合金的制備: 以A00工業(yè)純Al(99.79%)、工業(yè)純Zn(99.9%)、工業(yè)純Mg(99.9%)和Al-50%Cu、Al-4%Zr及Al-10%Sr中間合金為原材料, 在800℃的電阻爐中熔煉(加入中間合金元素熔化-精煉除氣、扒渣-靜置冷卻降溫使氣體逸出), 在720℃左右澆注在鑄鐵模(鑄模上端外徑: 235 mm, 內(nèi)徑: 215 mm, 下端外徑: 235 mm, 內(nèi)徑: 120 mm, 模高: 50 mm)中, 鑄錠的重量約為28 kg

用EDS(Energy Dispersive Spectrometer)能譜儀分析合金的成分, 結(jié)果列于表1 對該合金鑄錠進(jìn)行多級均質(zhì)化和擠壓變形處理, 均質(zhì)化退火工藝為400℃×6 h+420℃×6 h+440℃×6 h+460℃×12 h, 擠壓比為12∶1, 擠壓成直徑為35 mm的棒料 固溶處理之前進(jìn)行預(yù)回復(fù)退火(250℃×24 h+300℃×6 h+350℃×6 h+400℃×6 h), 固溶制度采用強(qiáng)化固溶(450℃×2 h+460℃×2 h+470℃×2 h), 固溶后立即水淬, 然后進(jìn)行T652處理, 時(shí)效制度為121℃×24 h

Table 1

表1

表1實(shí)驗(yàn)用合金的實(shí)測成分

Table 1Chemical compositions of the experimental alloys (%, mass fraction)

Zn	Mg	Cu	Zr	Sr	Al
10.78	2.78	2.59	0.22	0.047	Bal.

按照標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228-2002, 用WDW-200G微機(jī)高溫電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸性能測試 用Nikon EPIPHOH 300光學(xué)顯微鏡進(jìn)行顯微觀察 用D8 ADVANCE型X射線衍射儀測定該合金分析譜中的衍射峰和其半高峰寬, 掃描速率設(shè)定為5 °/min, 掃描范圍為30°-120°, Cu靶Kα射線, 波長(λ)為0.15406 nm 用配有Oxford Instrument HKL EBSD設(shè)備的Zeiss Supra 55 SEM進(jìn)行掃描觀察 金相試樣的腐蝕試劑為Graff Sargent 試劑(1 mL HF+16 mL HNO3+3 g CrO3+83 mL蒸餾水) 按照GB 7998-2005標(biāo)準(zhǔn)[7]和ASTM G110-1992(2009)標(biāo)準(zhǔn)[8]進(jìn)行晶間腐蝕試驗(yàn) 按照 GB/T 22639-2008 標(biāo)準(zhǔn)[9]和 ASTM G34-2001標(biāo)準(zhǔn)[10]進(jìn)行剝落腐蝕(EXCO)試驗(yàn), 用數(shù)碼相機(jī)對其整體宏觀形貌進(jìn)行觀察 用HV-1000型顯微硬度測試儀測試硬度, 用7501型渦流導(dǎo)電儀測試電導(dǎo)率

2 結(jié)果和討論2.1 顯微組織

圖1給出了實(shí)驗(yàn)合金經(jīng)固溶-T652和預(yù)回復(fù)-固溶-T652處理后的顯微組織圖 從金相照片可見, 預(yù)回復(fù)退火處理后實(shí)驗(yàn)合金的晶粒細(xì)化, 分布相對均勻; Graff Sargent試劑優(yōu)先腐蝕能量較高的亞晶組織, 使其腐化后成暗色, 而再結(jié)晶組織成白色 對合金元素面掃描的結(jié)果表明, 預(yù)回復(fù)退火處理后氣孔和白色顆粒狀物質(zhì)明顯減少 對圖中的部分區(qū)域分別進(jìn)行了能譜分析, 結(jié)果列于表2 能譜分析結(jié)果表明, 在實(shí)驗(yàn)合金的鑄錠組織中有大量的非平衡共晶組織(Al-Zn-Mg-Cu), 而被標(biāo)記為B處的第二相中主要含有Al、Cu等元素, 該相應(yīng)該是Al2Cu相 出現(xiàn)這些粗大第二相粒子的原因, 主要是實(shí)驗(yàn)合金的合金化程度較高, 熔鑄時(shí)的非平衡凝固以及Zn、Mg、Cu元素在基體組織中偏聚形成的 非平衡共晶組織和少量第二相組織的熔點(diǎn)很低, 在均勻化處理時(shí)都能消除 而標(biāo)記為A、D處的第二相主要由Al、Cu和Fe等元素組成, Zn、Mg元素的含量較低, 且Cu與Fe的原子分?jǐn)?shù)之比近似為2∶1 由此可以推斷, 該相為Al7Cu2Fe夾雜相, 是不溶過剩相 Fe原子在基體中的存在使晶界的遷移頻率降低, 從而影響了基體發(fā)生再結(jié)晶的動(dòng)力學(xué)



圖1實(shí)驗(yàn)合金固溶-T652和預(yù)回復(fù)-固溶-T652處理后的OM、SEM組織圖

Fig.1Microstructures of the experimental aluminum alloy after treatments (a) solid solution-T652, (b) pre-recovery-annealing-solid solution-T652

Table 2

表2

表2實(shí)驗(yàn)合金組織的化學(xué)成分

Table 2Chemical composition atom fraction of the experimental alloy (%, atom fraction)

Label	Mg	Al	Cu	Zn	Fe
A	0.13	73.17	16.0	1.69	9.0
B	1.34	81.93	14.44	2.29	0
C	2.39	92.87	1.10	3.65	0
D	0.43	72.95	16.25	2.22	8.15
E	3.29	91.40	1.20	4.11	0

2.2 XRD分析和位錯(cuò)強(qiáng)化

圖2分別給出了實(shí)驗(yàn)合金經(jīng)固溶-T652和預(yù)回復(fù)-固溶-T652處理后的XRD分析譜和半高峰寬圖 比較圖2a和圖2b可以看出, 預(yù)回復(fù)退火處理對合金T652態(tài)的各衍射峰強(qiáng)度比率影響不大, 說明預(yù)回復(fù)退火處理對合金的晶體取向影響不大; 比較圖2c和圖2d可見, 經(jīng)預(yù)回復(fù)退火處理后的試樣半高峰寬大于未經(jīng)預(yù)回復(fù)退火加工試樣的半高峰寬, 說明預(yù)回復(fù)退火加工后合金內(nèi)部晶格應(yīng)變和位錯(cuò)密度相對較高



圖2實(shí)驗(yàn)合金固溶-T652處理后的分析譜、預(yù)回復(fù)-固溶-T652處理后的分析譜、固溶-T652處理后的半高峰寬以及預(yù)回復(fù)-固溶-T652處理后的半高峰寬

Fig.2XRD spectrum and FWHM after treatments (a) solid solution-T652 XRD spectrum; (b) pre-recovery-annealing-solid solution-T652 XRD spectrum; (c) solid solution-T652 FWHM; (d) pre-recovery-annealing-solid solution-T652 FWHM

可用函數(shù)說明XRD相干衍射區(qū)尺寸(d)、晶格畸變( e)與半高峰寬( δ2θ)、各衍射峰最高峰位置( θ0)、Cu-Kα射線波長(λ)之間的關(guān)系[11] 圖3分別給出了實(shí)驗(yàn)合金經(jīng)固溶-T652和預(yù)回復(fù)-固溶-T652處理后 δ2θ2/tan2θ0與 δ2θ/tanθ0sinθ0之間的關(guān)系圖 XRD相干衍射區(qū)尺寸( d)和晶格應(yīng)變( e21/2)的計(jì)算結(jié)果, 列于表3 可以看出, 預(yù)回復(fù)退火加工后試樣的晶格應(yīng)變明顯比未經(jīng)預(yù)回復(fù)退火處理試樣的高



圖3根據(jù)XRD數(shù)據(jù)計(jì)算經(jīng)固溶-T652處理和預(yù)回復(fù)-固溶-T652處理試樣的XRD相干衍射區(qū)尺寸和晶格應(yīng)變

Fig.3Integral breadth analysis to calculate average crystallite size and lattice strain from XRD data for Al alloys after treatments (a) solid solution-T652; (b) pre-recovery-annealing- solid solution-T652

Table 3

表3

表3從XRD數(shù)據(jù)計(jì)算出的一些微觀結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能的特征參數(shù)

Table 3Microstructural and mechanical features calculated from XRD data

Heat treatment	Average grain size of coherent diffraction region d/nm	Lattice strain e21/2/%	Dislocation density ρ/1014×m-2	Dislocations strengthening σρ /MPa
Solid-solution+T652	92.81	9.02×10-4	1.18	59.25
Pre-recovery-annealing+ solid-solution+T652	72.67	10.54×10-4	1.76	72.39

位錯(cuò)密度(ρ)可用函數(shù)

δ2θ2tan2θ0=λdδ2θtanθ0sinθ0+25e2

(1)

描述[12] 使用公式

ρ=23e21/2/d×b

(2)

計(jì)算出實(shí)驗(yàn)合金的位錯(cuò)密度, 結(jié)果列于表3 式(2)中b為柏氏矢量, 鋁合金的b=0.286 nm[13] 位錯(cuò)強(qiáng)化對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)(sr)與位錯(cuò)密度(r)之間的關(guān)系可由Taylor函數(shù)

σρ=MαGbρ1/2

(3)

描述[14], 其中M、a、G分別為Taylor位向因子(不考慮織構(gòu)時(shí)為3.06)、數(shù)值因子(0.24)[15]、剪切模量(26 GPa) 用公式(3)可計(jì)算位錯(cuò)強(qiáng)化對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值 σρ, 結(jié)果列于表3

可以看出, 預(yù)回復(fù)退火處理后試樣的位錯(cuò)密度以及位錯(cuò)對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)均大于未經(jīng)預(yù)回復(fù)退火處理試樣 這說明, 預(yù)回復(fù)退火工藝在一定程度上能夠保留合金的原始位錯(cuò), 抑制合金再結(jié)晶; 其位錯(cuò)對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值約為72.39 MPa, 比未經(jīng)預(yù)回復(fù)退火工藝處理的合金提高了22%

2.3 EBSD分析結(jié)果和晶界晶粒特征分布

圖4給出了實(shí)驗(yàn)合金在兩種不同熱處理工藝下的EBSD組織、晶界角度分布和晶粒尺寸分布圖 可以看出, 預(yù)回復(fù)處理提高了合金低角度晶界所占比例, 細(xì)化了晶粒 與未經(jīng)預(yù)回復(fù)處理的試樣相比, 預(yù)回復(fù)退火處理后試樣的晶粒尺寸分布范圍明顯變窄, 最大晶粒尺寸明顯降低 表4列出了平均晶粒尺寸、高及低角度晶界的百分比、高及低角度晶界的角度平均值 可以看出, 預(yù)回復(fù)處理顯著降低了合金的平均晶粒尺寸和平均晶界角度(分別從9.76 μm降低到5.56 μm和從23.59°降低到17.41°), 提高了低角度晶界的比例(從0.53提高到0.67), 降低了其平均角度(從5.66°降低到3.80°); 相應(yīng)地, 高角度晶界的比例明顯降低, 但是高晶界角度平均值基本上沒有變化



圖4固溶-T652處理和預(yù)回復(fù)-固溶-T652處理后合金試樣的EBSD組織、晶界角度分布和晶粒尺寸分布圖

Fig.4EBSD microstructures, grain boundary angle distributions and grain size distributions of the alloy specimens for Al alloys after treatments (a) solid solution-T652; (b) pre-recovery-annealing-solid solution-T652

Table 4

表4

表4從EBSD分析計(jì)算得到的平均晶粒尺寸(L)、高及低角度晶界的百分比、高及低角度晶界的角度平均值

Table 4Average values of grain size, percentage and average values of high-angle and low-angle grain boundaries from EBSD

Heat treatment	≥1°		1°-15°			≥15°
	L	θ	LLAGB	1-f	θLAGB	LHAGB	fH	θHAGB
Solid-solution+T652	9.76	23.59	0.22	0.53	5.66	12.98	0.47	43.74
Pre-recovery-annealing+ solid-solution+T652	5.56	17.41	0.35	0.67	3.80	12.89	0.33	44.88

2.4 硬度、電導(dǎo)率以及拉伸性能

表5給出了實(shí)驗(yàn)合金未經(jīng)預(yù)回復(fù)和經(jīng)預(yù)回復(fù)處理后的電導(dǎo)率、硬度、抗拉強(qiáng)度和延伸率值 可以看出, 預(yù)回復(fù)退火處理提高了合金的電導(dǎo)率(26.21%ICAS vs. 26.98%ICAS)、硬度(220.1 HV vs. 229.1 HV)、抗拉強(qiáng)度(706 MPa vs. 728 MPa), 降低了合金的延伸率(9.8% vs. 7.0%)

Table 5

表5

表5經(jīng)不同熱處理后合金的電導(dǎo)率、硬度、抗拉強(qiáng)度和延伸率

Table 5Electrical conductivity、hardness、tensile strength and elongation of the aluminum alloy after different treatments

Heat treatment	Electrical conductivity/%IACS	Hardness /HV	Tensile strength /MPa	Elongation/%
Solid-solution +T652	26.21	220.1	706	9.8
Pre-recovery-annealing+solid-solution+T652	26.98	229.1	728	7.0

2.5 晶間腐蝕和剝落腐蝕性能

圖5給出了Al-10.78Zn-2.78Mg-2.59Cu-0.22Zr-0.047Sr鋁合金擠壓材在不同熱處理下的晶間腐蝕形貌圖 由圖5可見, 晶間腐蝕現(xiàn)象比較明顯 測量結(jié)果表明, 預(yù)回復(fù)退火處理后合金的最大腐蝕深度為91.4 μm, 比未經(jīng)預(yù)回復(fù)退火處理的合金下降了33.6 μm; 這表明, 預(yù)回復(fù)退火工藝明顯改善了合金的抗晶間腐蝕性能



圖5不同熱處理下合金的晶間腐蝕形貌(a)固溶-T652; (b)預(yù)回復(fù)-固溶-T652

Fig.5Inter-granular corrosion morphology of the experimental alloy: (a) solid solution -T652; (b) pre-recovery-annealing -solid solution -T652

圖6給出了經(jīng)過不同熱處理后Al-10.78Zn-2.78Mg-2.59Cu-0.22Zr-0.047Sr鋁合金擠壓材的剝落腐蝕形貌圖 從圖6可以看出, 未經(jīng)預(yù)回復(fù)退火處理的合金試樣表面有較多的點(diǎn)蝕坑, 使合金表面剝落腐蝕較嚴(yán)重, 腐蝕等級為EB級; 而經(jīng)預(yù)回復(fù)退火工藝處理后, 合金的部分區(qū)域沒有發(fā)生剝落腐蝕, 大部分表面發(fā)生輕微起層現(xiàn)象, 其剝落腐蝕等級為EA級 與未經(jīng)預(yù)回復(fù)退火處理的試樣相比, 經(jīng)預(yù)回復(fù)退火加工后的試樣表面具有較多的亮灰色區(qū)域 這是未被剝落腐蝕鋁合金的本色, 表明預(yù)回復(fù)退火處理可提高合金的抗剝落腐蝕性能



圖6合金在不同熱處理下的剝落腐蝕形貌(a)固溶-T652; (b)預(yù)回復(fù)-固溶-T652

Fig.6EXCO morphology of the experimental alloy: (a) solid solution -T652; (b) pre-recovery-annealing- solid solution-T652

關(guān)于晶間腐蝕的機(jī)理, 一是晶界區(qū)域與基體存在組織結(jié)構(gòu)差、成分差, 導(dǎo)致電偶腐蝕進(jìn)而發(fā)展成晶間腐蝕; 二是晶界析出相溶解形成閉塞侵蝕環(huán)境, 導(dǎo)致沿晶界的連續(xù)腐蝕 對于本文實(shí)驗(yàn)用的合金, 預(yù)回復(fù)處理顯著增多了合金在固溶-T652態(tài)的低角度晶界, 減小了合金晶界區(qū)域與基體之間組織結(jié)構(gòu)差、成分差, 提高合金的抗晶間腐蝕性能

剝落(即層狀)腐蝕是由晶間腐蝕發(fā)展而來, 也有學(xué)者認(rèn)為剝落腐蝕是一種應(yīng)力腐蝕 剝落腐蝕易在晶間腐蝕敏感性大、晶粒呈拉長狀的合金中發(fā)生 對于本文實(shí)驗(yàn)用的合金, 預(yù)回復(fù)處理提高了合金的抗晶間腐蝕但是沒有顯著改變晶粒的拉長狀形貌 這表明, 抗剝落(即層狀)腐蝕性能提高了, 但是不很明顯

2.6 預(yù)回復(fù)對合金強(qiáng)化機(jī)理的影響

Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金的性能受諸多因素的影響[16]:

σ0.2=σ0+σρ+σLAGB+σHAGB+σss+σt

(4)

其中σ0.2為鋁合金的屈服強(qiáng)度, σ0為晶格摩擦應(yīng)力, σρ為晶粒內(nèi)部位錯(cuò)強(qiáng)化, σLAGB為低角度晶界強(qiáng)化, σHAGB為高角度晶界強(qiáng)化, σss為固溶強(qiáng)化, σt為時(shí)效強(qiáng)化 σρ、 σLAGB及 σHAGB對合金的性能影響更為顯著[17, 18]:

??σρ+σLAGB=MαG[bρ2+3b1-fHθ?LAGB/L?]1/2

(5)

σHAGB=kH-PfH/L1/2

(6)

其中M、a、G、b的含義和數(shù)值與式(2)和(3)相同, fH為高角度晶界百分比 kH-P=0.04MPa?m-1/2為Hall-Petch系數(shù) 使用以上公式計(jì)算出的強(qiáng)化結(jié)果, 列于表6

由表6可見, 預(yù)回復(fù)退火處理提高了合金的位錯(cuò)強(qiáng)化、低角度晶界強(qiáng)化和高角度晶界強(qiáng)化的總強(qiáng)化, 從108.96 MPa提高到132.12 MPa, 提高了23.16 MPa 根據(jù)拉伸性能的測試結(jié)果, 預(yù)回復(fù)退火處理后合金的抗拉強(qiáng)度提高了22 MPa 這表明, 預(yù)回復(fù)退火工藝能提高合金的抗再結(jié)晶能力, 保留大量的低角度晶界及亞晶組織, 抑制再結(jié)晶, 從而提高了合金的強(qiáng)度 合金強(qiáng)度的提高, 主要?dú)w因于合金位錯(cuò)強(qiáng)化、低角度晶界強(qiáng)化和高角度晶界強(qiáng)化的總強(qiáng)化

Table 6

表6

表6不同熱處理下合金的晶界強(qiáng)化與晶粒內(nèi)部位錯(cuò)強(qiáng)化

Table 6Dislocation strengthening and grain-boundaries strengthening of the aluminum alloy (MPa)

Heat treatment	σρ+σLAGB	σHAGB	σρ+σLAGB+σHAGB
Solid solution-T652	100.17	8.79	108.96
Pre-recovery-annealing- solid solution-T652	122.35	9.77	132.12

3 結(jié)論

1. 預(yù)回復(fù)退火處理明顯細(xì)化了新型鋁合金平均晶粒尺寸, 保留了更多的亞晶組織

2. 預(yù)回復(fù)退火處理明顯降低了高角度晶界比例, 抑制了固溶時(shí)再結(jié)晶, 并提高了低角度晶界比例及其強(qiáng)化效果

3. 預(yù)回復(fù)退火處理提高了合金抗拉強(qiáng)度, 提高了合金內(nèi)的位錯(cuò)密度和位錯(cuò)強(qiáng)化效果

4. 預(yù)回復(fù)退火處理明顯提高了合金抗晶間腐蝕和抗剝落腐蝕性能

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