預(yù)回復(fù)對固溶-T652處理超高強(qiáng)鋁合金擠壓材組織與性能的影響

談 成，許曉靜，蔣 偉，孫良省，張香麗，范亞洲，趙建吉

(江蘇大學(xué) 先進(jìn)制造與現(xiàn)代裝備技術(shù)工程研究院，鎮(zhèn)江 212013)

Al-Zn-Mg-Cu系超強(qiáng)鋁合金由于具有比強(qiáng)度高、韌性好、制造成本低等優(yōu)良的綜合性能，已作為輕質(zhì)高強(qiáng)結(jié)構(gòu)材料廣泛應(yīng)用于航空領(lǐng)域，成為該領(lǐng)域最重要的結(jié)構(gòu)材料之一[1-6]。近幾十年來，對超強(qiáng)鋁合金的發(fā)展也愈來愈重視，開發(fā)高強(qiáng)高韌新型鋁合金，獲得低角度晶界特征和不連續(xù)晶界析出相的晶界結(jié)構(gòu)，已成為發(fā)展新一代高綜合性能鋁合金的重要方向。

超強(qiáng)鋁合金的強(qiáng)化機(jī)制主要有位錯強(qiáng)化、低角度晶界強(qiáng)化、高角度晶界強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化與時效沉淀強(qiáng)化[7]。在通常的固溶升溫過程中，由于升溫速率快，經(jīng)變形后的鋁合金擠壓材會發(fā)生顯著的再結(jié)晶，極大地削弱了位錯和低角度晶界的效果，從而影響合金的綜合性能。為解決這一矛盾，急需一種熱處理制度能在不影響合金的強(qiáng)度下，提高合金其他方面的性能。有研究表明，預(yù)回復(fù)能夠保留位錯與低角度晶界從而改善合金的綜合性能[8]。本文作者通過研究超高強(qiáng)鋁合金Al-12.5Zn3.6-Mg1.2Cu-0.2Zr-0.06Sr在預(yù)回復(fù)+固溶-T652與固溶-T652兩種熱處理狀態(tài)下的組織與性能來具體探究固溶前的預(yù)回復(fù)作用，以期為新型超高強(qiáng)鋁合金的熱處理工藝的優(yōu)化提供理論與實驗參考。

1 實驗

合金采用鑄錠冶金法制備，選用A00Al(純度為99.79%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)))，工業(yè)純Zn(純度為99.9%)以及工業(yè)純Mg(純度為99.9%)。Cu、Zr、Sr合金元素分別以Al-50.12Cu、Al-4.11Zr和Al-9.89Sr中間合金的形式加入，澆注在鑄鐵模中(平均直徑為220 mm)，熔煉溫度約為700～740℃。合金鑄錠經(jīng)(400℃，6 h)+(420℃，6 h)+(440℃，6 h)+(460℃,12 h)進(jìn)行多級均質(zhì)化處理后，加工成d120 mm的圓柱而后在1100US Ton型鋁擠型機(jī)上壓成d35 mm的棒材，擠壓比約為12。合金成分分析在能譜儀(Energy dispersive spectrometer，EDS)上完成，實測成分如表1所列。實驗試樣分為2組，其中一組試樣作為對比樣，固溶前不進(jìn)行預(yù)回復(fù)處理；另一組試樣固溶處理前進(jìn)行預(yù)回復(fù)處理，其工藝為(250℃，24 h)+(300℃，6 h)+(350℃，6 h)+(400℃，6 h)。對兩組試樣進(jìn)行固溶-T652處理，其固溶處理工藝為經(jīng)(450℃，2 h)+(460℃，2 h)+(470℃，2 h)后室溫水淬，預(yù)壓縮變形的工藝為沿樣品軸向預(yù)壓縮變形2%，時效處理工藝為(121℃，24 h)。

采用HV-1000型顯微硬度測試儀進(jìn)行硬度測試，采用7501型渦流導(dǎo)電儀進(jìn)行電導(dǎo)率的測試。拉伸性能測試參照GB/T 228-2002標(biāo)準(zhǔn)，在WDW-200G型微機(jī)高溫電子萬能試驗機(jī)上進(jìn)行。顯微觀察在Nikon EPIPHOH 300型光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行。合金的衍射峰和其半高峰寬在D/max-2500PC型X射線衍射儀上測定，掃描速率為 5(°)/min，掃描范圍為 10°～90°，Cu靶Kα射線，波長(λ)為 0.15406 nm。在配有Oxford Instrument HKL EBSD的Zeiss Supra 55型SEM設(shè)備上進(jìn)行掃描觀察。金相試樣的腐蝕試劑采用Graff Sargent試劑(1 mL HF+16 mL HNO3+3 g CrO3+83 mL蒸餾水)。晶間腐蝕試驗按照GB7998-2005標(biāo)準(zhǔn)和ASTM G110-1992(2009)標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行。剝落腐蝕(EXCO)試驗采用GB/T 22639-2008標(biāo)準(zhǔn)和ASTM G34-2001標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行。

表1 鋁合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of aluminum alloy(mass fraction,%)

圖1 不同熱處理下鋁合金的金相組織Fig.1 Microstructures of aluminum alloy after different heat treatments:(a)Solid-solution+T652;(b)Pre-recovery+solidsolution+T652

2 結(jié)果與分析

2.1 金相組織

圖1所示為超Al-12.5Zn-3.6Mg-1.2Cu0.2Zr-0.06Sr高強(qiáng)鋁合金擠壓材分別經(jīng)固溶-T652和預(yù)回復(fù)+固溶-T652處理后的金相組織。從圖1中可以看出兩種狀態(tài)的合金晶粒都比較細(xì)小，晶粒尺寸在微米級，且?guī)缀醵际堑容S晶，都存在少部分粗大難溶第二相，這些粗大的第二相易在受力后成為裂紋源影響材料的綜合性能。

圖2 不同熱處理下的XRD譜和半高峰寬圖Fig.2 XRD patterns((a),(c))and FWHW((b),(d))after different heat treatments:(a),(b)Pre-recovery+solid-solution+T652;(c),(d)Solid-solution+T652

2.2 XRD分析與位錯強(qiáng)化

圖2所示分別為經(jīng)固溶-T652和預(yù)回復(fù)+固溶-T652處理后的鋁合金Al-12.5Zn-3.6Mg-1.2Cu-0.2Zr-0.06Sr擠壓材的XRD譜和半高寬圖。

XRD半高峰寬(2θδ)、各衍射峰最高峰位置(0θ)、Cu Kα射線波長(λ=0.15406 nm)與相干衍射區(qū)尺寸(d)、晶格畸變(〈e〉)之間的關(guān)系，一般采用如式(1)所示[9]：

圖3所示分別為固溶-T652和預(yù)回復(fù)+固溶-T652處理后鋁合金 (δ2θ)2/tan與 δ2θ/(tan θ0s in θ0)之間的關(guān)系。通過線性回歸得到擬合直線，其斜率為λ/d，縱軸截距為25〈e〉2。從而得到相干衍射區(qū)尺寸(d)和晶格畸變(〈e〉)，其結(jié)果如表 2 所列。位錯密度(ρ)與相干衍射區(qū)尺寸(d)、平均晶格畸變(〈e2〉1/2)之間的關(guān)系如式(2)所示[9]：

式中：b為柏氏矢量的模；d的值為0.286 nm。計算得到的位錯密度值如表2所列。

位錯對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)(σρ)與位錯密度(ρ)之間的關(guān)系一般可由如式(3)所示[10]：

式中：M、α、G分別為Taylor位向因子(不考慮織構(gòu)時為3.06)、數(shù)值因子(0.24)、剪切模量(26 GPa)。通過式(3)，計算得到位錯強(qiáng)化σρ，其值列于表2。

由表2可以看出，經(jīng)過預(yù)回復(fù)后，合金的位錯密度略高，其位錯對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)約為61.86 MPa，比未預(yù)回復(fù)的提高了約7.89 MPa。

2.3 EBSD分析與低、高角度晶界強(qiáng)化

圖4所示分別為高強(qiáng)鋁合金擠壓材在固溶-T652和預(yù)回復(fù)+固溶-T652兩種熱處理狀態(tài)下的EBSD圖。表3所列分別為這兩種狀態(tài)的從EBSD分析計算得到的平均晶粒尺寸，高角度晶界的比例(fH)、低角度晶界的比例(fL)、高角度晶界的角度平均值()、低角度晶界的角度平均值。

圖3 從XRD數(shù)據(jù)計算鋁合金經(jīng)不同熱處理后的XRD相干衍射區(qū)尺寸和晶格應(yīng)變Fig.3 Integral breadth analysis to calculate average crystallite size and lattice strain from XRD data for aluminum alloys after different heat treatments:(a)Solid solution+T652;(b)Pre-recovery+solid solution+T652

表2 從XRD數(shù)據(jù)計算的鋁合金經(jīng)不同熱處理后的微觀結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能的特征參數(shù)Table 2 Microstructural and mechanical features calculated from XRD data

圖4 經(jīng)不同熱處理后鋁合金的EBSD圖Fig.4 EBSD images of aluminum alloys after different heat treatments:(a)Solid-solution+T652;(b)Pre-recovery+solidsolution+T652

由圖4可見，超高強(qiáng)鋁合金Al-12.5Zn-3.6Mg-1.2Cu-0.2Zr-0.06Sr擠壓材經(jīng)預(yù)回復(fù)處理后晶粒得到明顯細(xì)化。由表3可知，經(jīng)預(yù)回復(fù)處理后合金的低角度晶界所占比例明顯提高，從66.2%提高至76.4%。未經(jīng)預(yù)回復(fù)處理的合金的晶粒平均尺寸和平均晶界角度分別為11.14 μm和17.81°，而經(jīng)過預(yù)回復(fù)處理的鋁合金的晶粒平均尺寸和角度分別為5.25 μm和12.57°。綜上所述，預(yù)回復(fù)顯著細(xì)化了合金晶粒，降低平均晶界角度并顯著提高了低角度晶界比例。

位錯強(qiáng)化σρ、低角度晶界強(qiáng)化σLAGB及高角度晶界強(qiáng)化σHAGB對合金屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)可由式(4)和(5)所示[11]：

式中：fL為低角度晶界分?jǐn)?shù)；fH為高角度晶界分?jǐn)?shù)；kHP為 Hall-Pech系數(shù)，值為 0.04 MPa·m-1/2。晶界強(qiáng)化和位錯強(qiáng)化對屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值列于表4。

由表4可知，兩種熱處理的高角度晶界強(qiáng)化相差不大，但預(yù)回復(fù)處理后的合金的位錯強(qiáng)化、低角度晶界和高角度晶界總強(qiáng)化比未預(yù)回復(fù)的提高了16 MPa左右(由75.15 MPa提高至91.96 MPa)。

2.4 電導(dǎo)率、硬度及拉伸性能

表5所列為未預(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)度和伸長率。由表5可知經(jīng)預(yù)回復(fù)后鋁合金的電導(dǎo)率有所提高，但硬度和強(qiáng)度略微下降。由以上分析可知，預(yù)回復(fù)處理能使位錯和低角度晶界增多。這些增多的位錯與低角度晶界提供了更多時效沉淀析出的形核位置，可能加快了合金時效的速率從而導(dǎo)致合金的輕微過時效。時效沉淀強(qiáng)化是7000鋁合金的主要強(qiáng)化機(jī)制，會導(dǎo)致合金的強(qiáng)度略微有所下降。

表3 EBSD分析計算得到的鋁合金經(jīng)不同熱處理后平均晶粒尺寸(L)、高和低角度晶界的比例、高和低角度晶界的角度平均值Table 3 Average values of grain size,percentage and average values of high-angle and low-angle grain boundaries calculated by EBSD

表4 不同熱處理下合金的晶界強(qiáng)化與晶粒內(nèi)部位錯強(qiáng)化Table 4 Dislocation strengthening and grain-boundaries strengthening of aluminum alloy after different heat treatments

表5 經(jīng)不同熱處理下鋁合金的電導(dǎo)率、硬度、抗拉強(qiáng)度和伸長率Table 5 Electrical conductivity,hardness,tensile strength and elongation of aluminum alloy after different heat treatments

2.5 晶間腐蝕和剝落腐蝕性能

圖5所示為Al-12.5Zn-3.6Mg-1.2Cu-0.2Zr-0.06Sr鋁合金擠壓材在上述兩種熱處理狀態(tài)下的晶間腐蝕的形貌。未經(jīng)預(yù)回復(fù)處理的合金最大的腐蝕深度為247.7 μm，而經(jīng)預(yù)回復(fù)處理后的合金的最大的腐蝕深度為138.0 μm，下降了109.7 μm。由此可見，經(jīng)預(yù)回復(fù)處理后，合金抗晶界腐蝕性能有了顯著提高?？咕Ы绺g的性能主要與低角度晶界比例與晶界析出物形態(tài)分布有關(guān)[12-13]。一方面經(jīng)預(yù)回復(fù)處理后合金的低角度晶界比例變高，降低了合金的晶界能，使得晶界活性降低，減少了晶界第二相析出比例。另一方面由于預(yù)回復(fù)處理使合金內(nèi)部增多的位錯與低角度晶界加快了合金的時效強(qiáng)化速率[14]，同樣的時效制度合金已發(fā)生輕微過時效，晶界析出粗化，阻斷了腐蝕通道，提高了合金的抗晶界腐蝕性能。

圖6所示為Al-12.5Zn-3.6Mg-1.2Cu-0.2Zr-0.06Sr鋁合金擠壓材在上述熱處理狀態(tài)下的剝落腐蝕形貌。由圖6可見，兩種狀態(tài)下的合金表面都布滿了腐蝕的點蝕坑，點蝕大量相連造成合金表面剝落腐蝕較嚴(yán)重，腐蝕等級均為EC級。抗剝落腐蝕的性能主要與晶界的形貌有關(guān)[15-16]，從圖1可以看出，預(yù)回復(fù)處理并未改變晶界形貌，所以對合金的腐蝕性能影響并不是太大。

圖5 不同熱處理下鋁合金的晶間腐蝕形貌Fig.5 Inter-granular corrosion morphologies of aluminum alloy after different heat treatments:(a)Solid-solution+T652;(b)Pre-recovery-anneal+solid-solution+T652

圖6 不同熱處理下合金的剝落腐蝕形貌Fig.6 EXCO morphologies of aluminum alloy after different heat treatments:(a)Pre-recovery+solid-solution+T652;(b)Solid-solution+T652

3 結(jié)論

1)經(jīng)預(yù)回復(fù)處理后的超高強(qiáng)鋁合金擠壓材晶粒顯著細(xì)化，平均晶粒尺寸從11.14降到5.25 μm，晶界平均角度從17.81°降到12.57°，低角度晶界比例由66.2%提高至76.4%。

2)經(jīng)預(yù)回復(fù)處理后的超高強(qiáng)鋁合金擠壓材抗晶間腐蝕顯著提高，最大晶間腐蝕深度由247.7 μm降為138.0 μm，下降了 109.7 μm。

3)經(jīng)預(yù)回復(fù)+固溶-T652處理后的超高強(qiáng)鋁合金擠壓材強(qiáng)度略有下降，可能與合金內(nèi)部增多的位錯與低角度晶界加快了合金的時效速率、使合金處于輕微的過時效有關(guān)。

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