雙級時效對Al-8Zn-2Mg-2Cu合金組織與性能的影響

馮 迪,王國迎,張新明,陳洪美,金云學(xué),曹文奎,許程軼,張 楠

(1.江蘇科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,鎮(zhèn)江 212003) (2.中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,長沙 410083)

Al-Zn-Mg-Cu系合金密度低,經(jīng)合適的時效熱處理后,Zn、Mg元素以納米尺寸的MgZn2相分別在晶內(nèi)和晶界處沉淀析出,使材料具有高強(qiáng)度、優(yōu)良的抗應(yīng)力腐蝕性能和良好的斷裂韌性,被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域[1-2]．對應(yīng)于合金成分和性能,Al-Zn-Mg-Cu合金的熱處理狀態(tài)沿著峰值時效(T6)→過時效(T7x)的趨勢發(fā)展[3]．經(jīng)T6處理后,Al-Zn-Mg-Cu合金晶內(nèi)析出高密度的細(xì)小彌散的共格GP區(qū)和半共格η′相,位錯以切過的方式通過沉淀相,此時合金的硬度和強(qiáng)度達(dá)到最高值．但是,峰時效態(tài)下晶界析出相呈連續(xù)鏈狀分布,在腐蝕環(huán)境中有利于裂紋擴(kuò)展,故合金的抗腐蝕性能和斷裂韌性很差[4-5]．雙級時效(T73、T76和T74)就是為了提高Al-Zn-Mg-Cu合金的耐蝕性能而開發(fā)的過時效制度．其中,過時效程度從T76至T74再至T73逐漸增加[6]．雙級時效包含兩個階段不同溫度水平的時效處理[7-8]．一般來說,第一階段預(yù)時效時保證合金基體組織為欠時效狀態(tài),為第二級時效提供形核核心,并可抑制第二階段高溫時效中平衡相的直接析出;第二階段時效的主要作用為促進(jìn)晶界相的粗化和斷續(xù),以提高合金的韌性和耐蝕性能．Al-Zn-Mg-Cu合金經(jīng)雙級時效后,晶內(nèi)析出較大尺寸的半共格η′相以及粗大的非共格η平衡相,沉淀強(qiáng)化效果受位錯繞過機(jī)制控制[9],導(dǎo)致合金強(qiáng)度下降．但是,此時晶界處為斷續(xù)分布的粗大η平衡相,且晶界無沉淀析出帶(PFZ)變寬．晶界相的斷續(xù)特征和PFZ的應(yīng)力松弛作用有效阻礙了腐蝕裂紋的擴(kuò)展并降低了塑性變形時的應(yīng)力集中程度．與T6態(tài)相比,雙級時效雖然導(dǎo)致強(qiáng)度下降約10%～15%,但合金的耐腐蝕性能和韌性可以得到顯著提高[10-11]．

Al-8Zn-2Mg-2Cu合金是一種新型的超高強(qiáng)耐蝕鋁合金,是國產(chǎn)大飛機(jī)計劃迫切需要的機(jī)翼壁板用結(jié)構(gòu)材料[12-13]．然而,該合金厚板的強(qiáng)度和抗應(yīng)力腐蝕性能的協(xié)同提升依然面臨嚴(yán)峻挑戰(zhàn),極大地限制了高性能航空器的研制進(jìn)展．雖然回歸再時效(RRA)技術(shù)可以從理論上實(shí)現(xiàn)保持強(qiáng)度的同時提高Al-Zn-Mg-Cu合金的抗應(yīng)力腐蝕能力[14-15],但是回歸工藝條件要求苛刻,實(shí)現(xiàn)難度大、成本高．因此,文中以雙級時效為出發(fā)點(diǎn),研究不同溫度條件下第一級預(yù)時效和第二級時效的匹配,在保證強(qiáng)度損失最小化的同時最大化提升合金的耐腐蝕性能,從而為Al-8Zn-2Mg-2Cu合金厚板的工業(yè)化時效制度奠定理論基礎(chǔ)和提供實(shí)驗(yàn)指導(dǎo)．

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料名義成分為Al-8Zn-2Mg-2Cu合金30 mm厚熱軋板(中國鋁業(yè)集團(tuán))，其實(shí)際成分為:Al-8.0Zn-2.12Mg-1.98Cu-0.12Zr．板材時效前在空氣爐中進(jìn)行雙級固溶處理,固溶制度為470 ℃×1 h+480 ℃×1 h．固溶后立即進(jìn)行室溫水淬火,淬火轉(zhuǎn)移時間小于5 s．淬火后立即進(jìn)行人工時效處理．雙級時效參數(shù)見表1．

表1 Al-8Zn-2Mg-2Cu合金雙級時效工藝參數(shù)Table 1 Double aging parameters of Al-8Zn-2Mg-2Cu alloy

對不同時效制度下樣品進(jìn)行力學(xué)和腐蝕性能測試．采用小負(fù)荷維氏硬度計(HV-10B)測量不同時效階段樣品的硬度,測量結(jié)果取多個測量點(diǎn)的平均值．電導(dǎo)率測試在7501型渦流電導(dǎo)率儀上進(jìn)行,每個樣品測三點(diǎn)取平均值,測量值統(tǒng)一換算成國際退火銅標(biāo)準(zhǔn) (%IACS):1 Ms/m=1.724 %IACS．室溫拉伸試驗(yàn)按照國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228-2002進(jìn)行，拉伸速度為2 mm/min,試樣加掛引伸計以測量其屈服強(qiáng)度，拉伸性能同樣取3個平行試樣的平均結(jié)果．剝落腐蝕試驗(yàn)按照ASTM G34-1標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行，腐蝕介質(zhì)采用EXCO(4 mol/L, NaCl+0.5 mol/L, KNO3+0.1 mol/L, HNO3溶液),面容比為20 ml/cm2,溶液溫度控制在25 ℃左右,浸泡時間為0～48 h．腐蝕不同時間后進(jìn)行腐蝕形貌的宏觀觀察,并用數(shù)碼相機(jī)拍照,按照ASTM G34-1標(biāo)準(zhǔn)評定剝落等級．制備L-T取向的標(biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸試樣測量合金的斷裂韌性,實(shí)驗(yàn)按照國家標(biāo)準(zhǔn)GB-4161進(jìn)行．

對不同雙級時效程度樣品進(jìn)行透射電鏡(TEM)下的組織觀察．利用MTP-1型雙噴電解減薄儀制備TEM樣品．樣品直徑為3 mm,厚度為80 μm左右．雙噴電解液為20%硝酸+80%甲醇的混合試劑,溫度控制在-30℃左右,采用液氮制冷．雙噴電壓范圍為15～20 V,電流控制在為50～70 mA范圍內(nèi)．TEM樣品組織觀察在TECNAIG220透射電鏡上進(jìn)行．對所觀察區(qū)域進(jìn)行選區(qū)電子衍射(SAED)操作,以明確合金的析出相類別．

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 硬度測試

固定預(yù)時效溫度和時間,Al-8Zn-2Mg-2Cu合金的硬度隨第二級時效溫度和時間的演變規(guī)律如圖1,圖中橫坐標(biāo)代表第二級時效時間(0

圖1 雙級時效條件下Al-8Zn-2Mg-2Cu 合金的硬度-時間曲線Fig.1 Hardness curve of Al-8Zn-2Mg-2Cu alloy at different double aging times

由圖可知:在時效初期,當(dāng)?shù)诙墪r效溫度為150 ℃時,Al-8Zn-2Mg-2Cu合金的硬度隨二級時效時間的延長而逐漸增加．時效5～7 h左右,硬度達(dá)到最大值,隨后呈現(xiàn)下降趨勢,但是下降速率較為緩慢．時效至24 h時,其硬度值仍然保持在185～187HV左右,只比120℃單級時效24 h的峰值硬度水平下降了8%～9%[14]．當(dāng)二級時效溫度提高至160℃時,合金硬度在3 h左右達(dá)到峰值,隨著二級時效時間的延長,其硬度下降速率明顯快于150℃二級時效狀態(tài)樣品．時效至24 h時,Al-8Zn-2Mg-2Cu合金的硬度值已經(jīng)下降至165～170 HV,比120℃/24 h峰時效狀態(tài)下降了17%～19%,與T73狀態(tài)硬度類似．繼續(xù)提高二級時效溫度至170℃時,合金硬度在1 h左右即達(dá)到峰值,隨著二級時效時間的延長,其硬度值在170℃時效3～10 h內(nèi)快速下降．二級時效24 h后,合金的硬度值下降至146～148HV,比120℃/24 h峰時效狀態(tài)下降了28%左右,呈現(xiàn)嚴(yán)重過時效特征．對比圖1(a)～(d)發(fā)現(xiàn):預(yù)時效制度對Al-8Zn-2Mg-2Cu合金的硬度值大小和時效演變規(guī)律幾乎沒有影響,Al-8Zn-2Mg-2Cu合金的硬度主要由二級時效溫度和時間決定．其中,二級時效溫度的影響效果最為明顯．在二級時效初期,時效溫度越高,時效硬化速率越快;當(dāng)二級時效時間超過3 h,二級時效溫度越高,硬度值越低．需要指出的是,二級時效溫度對峰值硬度水平的影響不大．

2.2 電導(dǎo)率測試

圖2為Al-8Zn-2Mg-2Cu合金雙級時效制度下電導(dǎo)率隨第二級時效溫度和時間的演變規(guī)律,圖中橫坐標(biāo)代表第二級時效時間(0

圖2 雙級時效條件下的電導(dǎo)率-時間曲線Fig.2 Electrical conductivity curve of Al-8Zn-2Mg-2Cu alloy at different double aging times

綜合分析硬度和電導(dǎo)率的演變規(guī)律可知:預(yù)時效制度對Al-8Zn-2Mg-2Cu合金影響不大,合金的最終性能基本由二級時效制度決定．合理地選擇二級時效溫度和時間既可以保證Al-8Zn-2Mg-2Cu合金在小幅度犧牲硬度或強(qiáng)度的前提下,又能獲得很高的電導(dǎo)率,從而提高合金的抗應(yīng)力腐蝕性能,達(dá)到高強(qiáng)度高耐蝕性的綜合性能要求．

圖3為二級時效溫度145～170℃范圍內(nèi)合金的硬度、電導(dǎo)率與時間的關(guān)系,圖中橫坐標(biāo)代表第二級時效時間(0

圖3 預(yù)時效為120 ℃,6 h的雙級時效條件 下的性能-時間曲線Fig.3 Hardness and electrical conductivity curves of Al-8Zn-2Mg-2Cu alloy at different double aging times (Second ageing 120 ℃,6 h)

文中將通過對上述時效制度所對應(yīng)Al-8Zn-2Mg-2Cu合金力學(xué)及腐蝕性能的進(jìn)一步研究,以期用最小的強(qiáng)度損失得到Al-8Zn-2Mg-2Cu合金的耐蝕性能及韌性的提高,從而建立優(yōu)化的雙級時效工藝原型．

2.3 剝落腐蝕性能

圖4為峰時效(120 ℃×24 h)及雙級時效制度下,Al-8Zn-2Mg-2Cu合金的抗剝落腐蝕形貌對比．

圖4 不同時效制度對應(yīng)Al-8Zn-2Mg-2Cu 板材的剝落腐蝕形貌Fig.4 Exfoliation corrosion morphologies of Al-8Zn-2Mg-2Cu alloy under different aging treatments

由圖可知:① 隨著腐蝕時間的延長,各樣品的腐蝕程度都逐漸加深,但是雙級時效樣品的腐蝕速率明顯低于峰時效制度對應(yīng)的樣品;② 峰時效樣品在EXCO溶液中浸泡24 h后,剝落腐蝕突然較大程度的深入金屬內(nèi)部,試樣出現(xiàn)明顯的分層,表層爆皮現(xiàn)象十分明顯．經(jīng)48 h浸泡后,腐蝕進(jìn)一步深入,出現(xiàn)嚴(yán)重的分層現(xiàn)象,表層局部金屬大片脫落,實(shí)驗(yàn)容器中出現(xiàn)大量層片狀腐蝕產(chǎn)物．這充分說明Al-8Zn-2Mg-2Cu合金峰時效條件下抗剝落腐蝕性能很差；③ 各雙級時效樣品的腐蝕速率很慢,且彼此間相差不大,各樣品在浸泡6 h后,表面變?yōu)榘导t色,同樣只出現(xiàn)點(diǎn)蝕特征．腐蝕12～24 h之間,樣品表層出現(xiàn)少量的黑色粉末狀腐蝕產(chǎn)物;腐蝕48 h后,黑色粉末狀腐蝕產(chǎn)物有所增多,樣品局部表面出現(xiàn)少量起皮和小尺寸碎薄片．所有雙級時效樣品均未出現(xiàn)明顯的分層和表層金屬大片脫落現(xiàn)象,腐蝕容器中只出現(xiàn)少量黑色粉末狀腐蝕產(chǎn)物．其中,120 ℃,6 h+160 ℃,24 h時效樣品表現(xiàn)出最好抗剝落腐蝕性能,其腐蝕48 h后表面殘留的粉末狀腐蝕產(chǎn)物最少,容器中的殘留腐蝕產(chǎn)物最少,基本沒有剝蝕特征出現(xiàn)(圖4(d))．

Al-8Zn-2Mg-2Cu合金板材在EXCO溶液中浸泡不同時間的剝落腐蝕等級統(tǒng)計見表2．120 ℃,6 h+160 ℃,24 h時效樣品的浸泡48 h后的剝蝕等級為EA,表現(xiàn)出最好的抗剝落腐蝕性能,其余二級時效樣品浸泡48 h后的剝蝕等級為EB,單級峰時效狀態(tài)樣品的剝蝕等級最差,為EC+．

表2 Al-8Zn-2Mg-2Cu合金剝落腐蝕等級Table 2 Exfoliation corrosion level of Al-8Zn-2Mg-2Cu alloy

2.4 強(qiáng)度和斷裂韌性

Al-8Zn-2Mg-2Cu合金板材雙級時效狀態(tài)下的強(qiáng)度、腐蝕性能及斷裂韌性數(shù)據(jù)見表3．

表3 不同時效制度下Al-8Zn-2Mg-2Cu合金板材性能對比Table 3 Properties comparison of Al-8Zn-2Mg-2Cu alloy under different aging treatments

由表可知,Al-8Zn-2Mg-2Cu合金的峰時效態(tài)強(qiáng)度最高,達(dá)到650 MPa,但是斷裂韌性很低,只有18.1 MPa·m1/2．雙級時效條件下,合金的強(qiáng)度損失較大,但是斷裂韌性的提高較為明顯，且二級時效溫度相同時,合金強(qiáng)度隨二級時效時間的延長而下降,斷裂韌性隨二級時效時間的延長而增加．當(dāng)Al-8Zn-2Mg-2Cu合金經(jīng)過120 ℃×6 h+160 ℃×24 h時效后,其強(qiáng)度與峰時效相比下降了14.5%,但合金的斷裂韌性已經(jīng)達(dá)到30.3 MPa·m1/2,提高了約40%．在本實(shí)驗(yàn)范圍內(nèi),合金的強(qiáng)度、抗剝落腐蝕性能及斷裂韌性有小幅度的起伏．其中,當(dāng)二級時效溫度為160℃,時效時間為16 h時,合金的強(qiáng)度較高;當(dāng)時效時間為24 h時,強(qiáng)度下降,但是斷裂韌性和抗剝落腐蝕性能提高明顯．綜合強(qiáng)韌性和耐蝕性,最佳的二級時效制度為:120 ℃,6 h+160 ℃,16 h,文中將其定義為Al-8Zn-2Mg-2Cu合金板材的T76制度;合金在120 ℃,6 h+160 ℃,24 h制度下時效程度更深,強(qiáng)度下降更為嚴(yán)重,文中將其定義為Al-8Zn-2Mg-2Cu合金板材的T73制度．

2.5 微觀組織觀察

圖5為不同二級時效時間條件下,晶內(nèi)及晶界相演變過程的TEM觀察．圖6為對應(yīng)的[001]Al方向的選區(qū)衍射斑點(diǎn)(SAED)．PFZ處由于溶質(zhì)原子貧乏,因而與Al基體、時效析出相之間存在較為明顯的衍射襯度差異,呈亮白色．由圖5(a)、(b)可知,120 ℃/6 h狀態(tài)下晶界析出相呈連續(xù)分布,PFZ不明顯;晶內(nèi)析出相細(xì)小彌散．由圖6(a)120 ℃/6 h樣品的SAED可知,此欠時效狀態(tài)下,同時存在GP區(qū)和η′相(圖6(a))．圖5(c)(d)是120℃,6 h+160 ℃,8 h時效后的微觀組織,與預(yù)時效態(tài)合金相比,晶內(nèi)析出相發(fā)生明顯粗化,晶界析出相開始出現(xiàn)程度較輕的斷續(xù)分布特征,有較窄的PFZ出現(xiàn)．圖6(b)中未觀察到明顯的GP區(qū)衍射斑點(diǎn),這表明該時效狀態(tài)下的析出相以η′相為主．當(dāng)延長二級時效時間至16 h時,如圖5(e)(f),晶界析出相的斷續(xù)分布特征更加明顯,并伴隨著較寬的PFZ出現(xiàn)．晶內(nèi)析出相繼續(xù)粗化,析出相密度有所下降,且出現(xiàn)一些粗大的短棒狀相,但是數(shù)量相對較少．圖6(c)表明,這些粗大的短棒狀析出相為平衡態(tài)的η相．繼續(xù)延長二級時效時間到24 h,如圖5(g)(h),晶內(nèi)析出相的粗化程度進(jìn)一步加劇,粗大的短棒狀析出相大量出現(xiàn),析出相間距進(jìn)一步增大,析出相密度下降;晶界析出相嚴(yán)重粗化并完全斷開．經(jīng)120 ℃,6 h+160 ℃,24 h雙級時效后,Al-8Zn-2Mg-2Cu合金呈現(xiàn)明顯的過時效組織特征．從選區(qū)電子衍射中可以明顯地觀察到平衡相η的存在(圖6(d))．

圖5 Al-8Zn-2Mg-2Cu合金經(jīng)過不同 時效處理后的微觀組織(<011>晶帶軸入射)Fig.5 TEM photographs of Al-8Zn-2Mg-2Cu alloys aged at different treatments(<011>Al)

圖6 Al-8Zn-2Mg-2Cu合金經(jīng)過不同 時效處理后的選區(qū)電子衍射(<001>晶帶軸入射)Fig.6 Selected area diffraction of Al-8Zn-2Mg-2Cu alloys aged at different treatments(<001>Al)

3 分析與討論

3.1 雙級時效對Al-8Zn-2Mg-2Cu合金強(qiáng)度的影響

GP區(qū)可視為Al-8Zn-2Mg-2Cu合金中η′相和η相的前驅(qū)相和形核核心．在第一級時效初期(0.5 h左右),Al-8Zn-2Mg-2Cu合金首先形成GP區(qū),該析出相尺寸小,熱穩(wěn)定性較差．延長時效時間(1～5 h),部分GP區(qū)長大形成非平衡的η′相(MgZn2),也有部分η′相(MgZn2)可直接由基體析出,η′相(MgZn2)的尺寸稍大,且熱穩(wěn)定性好,是Al-8Zn-2Mg-2Cu合金的主強(qiáng)化相．繼續(xù)延長時效時間至硬度峰值,大量的η′相(MgZn2)析出,GP區(qū)尺寸也相應(yīng)增大．當(dāng)合金時效時間過長,進(jìn)入過時效階段,如二級時效處理,此時η′相(MgZn2)開始粗化,并有一部分轉(zhuǎn)變?yōu)楦哟执蟮钠胶庀唳?MgZn2),導(dǎo)致合金強(qiáng)度下降．

由析出強(qiáng)化理論[18-19]可知:對于GP區(qū)和小尺寸的η′這種位錯易切過的強(qiáng)化相,位錯切過機(jī)制是其主要的強(qiáng)化機(jī)理．位錯切過粒子形成新的表面,增加了界面能,或者粒子與基體因滑移面不重合而產(chǎn)生割階等都會導(dǎo)致位錯滑移阻力增大,提高合金的強(qiáng)度．在位錯切過條件下,當(dāng)析出相體積分?jǐn)?shù)一定時,析出相粒子尺寸越大,則界面能增量越大,強(qiáng)化效果越明顯;當(dāng)粒子尺寸一定時候,體積分?jǐn)?shù)越大,位錯切過的粒子數(shù)量增多,界面能增量也越高,強(qiáng)化效果越明顯．對于粗化的析出相,尺寸大且不易變形,其對合金的強(qiáng)化作用以位錯繞過機(jī)制體現(xiàn)出來．運(yùn)動位錯在析出相前受阻發(fā)生彎曲,隨著外加切應(yīng)力的增加,迫使位錯以繼續(xù)彎曲的方式向受力方向運(yùn)動,留下圍繞析出相的位錯環(huán),實(shí)現(xiàn)位錯增殖,增加變形抗力,強(qiáng)化合金．

位錯切過機(jī)制下的強(qiáng)化效果隨著析出相半徑的增加而增加,位錯繞過機(jī)制下的強(qiáng)化效果隨著析出相尺寸的增加而降低．因此,析出相半徑存在一個理論上的由切割機(jī)制向繞過機(jī)制轉(zhuǎn)變的臨界尺寸r0[19]．然而需要指出的是,由于非均勻形核導(dǎo)致析出相尺寸并不可能是完全均勻的,所以不存在嚴(yán)格意義上的單一“位錯切過機(jī)制”或“位錯繞過機(jī)制”．無論在欠時效,峰時效還是過時效狀態(tài)下,實(shí)際的強(qiáng)化效果均由包含切過和繞過作用的“混合型強(qiáng)化機(jī)制”所提供．在欠時效狀態(tài)下,析出相尺寸小,此時“混合型強(qiáng)化機(jī)制”中的位錯切過機(jī)制占據(jù)主導(dǎo)作用．相反,過時效狀態(tài)下時效析出相粗化,位錯繞過機(jī)制主導(dǎo)合金的強(qiáng)化效果．當(dāng)合金基體中絕大部分時效析出相的半徑與r0相近時,合金的強(qiáng)度最高[19](圖7),此時即對應(yīng)峰值時效狀態(tài)．圖1和圖3中的硬度峰值點(diǎn)即與理論上的臨界半徑條件相對應(yīng)．

圖7 時效強(qiáng)化合金的強(qiáng)度和(強(qiáng)化相) 粒子尺寸的關(guān)系示意圖Fig.7 Representation of relationship between strength and particle size for age hardening alloy

對于二級時效來說:經(jīng)一定時間的高溫二級時效處理后,Al-8Zn-2Mg-2Cu合金進(jìn)入過時效狀態(tài),其組織演變?yōu)榇执蟮摩恰湎嘁约捌胶庀唳牵缮鲜龅诙鄰?qiáng)化機(jī)理可知,二級時效狀態(tài)下合金的強(qiáng)度演變由不同階段占主導(dǎo)地位的強(qiáng)化機(jī)制所決定．當(dāng)析出相尺寸超過臨界半徑時,位錯線主要以繞過第二相的方式運(yùn)動,即強(qiáng)化效果由“混合型強(qiáng)化機(jī)制”中的位錯繞過機(jī)制主導(dǎo)．由圖7可知,合金強(qiáng)度開始隨第二相尺寸的增加而逐漸下降．因此,二級時效溫度一定時,延長二級時效時間,則強(qiáng)度先上升后下降．

綜上所述,雙級時效導(dǎo)致析出相粗化,并向平衡相演變,當(dāng)析出相平均尺寸超過理論臨界尺寸后,位錯繞過機(jī)制主導(dǎo)強(qiáng)化效果,粗化的晶內(nèi)析出相導(dǎo)致Al-8Zn-2Mg-2Cu合金強(qiáng)度下降．

3.2 雙級時效對Al-8Zn-2Mg-2Cu合金抗剝落腐蝕性能的影響

當(dāng)合金的抗剝落腐蝕能力較低時,剝蝕沿著晶界發(fā)展,腐蝕產(chǎn)物強(qiáng)制金屬從本體脫離從而產(chǎn)生層狀腐蝕形貌．本實(shí)驗(yàn)試樣取自同一塊母材,其再結(jié)晶程度和晶粒大小等相同,因此樣品間不同的抗剝落腐蝕能力主要體現(xiàn)在時效析出相和PFZ兩個方面,其中晶界析出相的形貌和分布特征是決定合金剝落腐蝕性能的關(guān)鍵因素．

拉長的晶粒和晶界電偶腐蝕(沉淀相/溶質(zhì)貧化區(qū))造成的腐蝕通道是產(chǎn)生顯著剝落腐蝕的兩個關(guān)鍵條件[20-21]．對于Al-8Zn-2Mg-2Cu合金來說,人工時效處理后,晶界上析出η相(電勢在-0.86 V左右),同時在晶界處形成電勢為-0.57 V的合金元素(Mg和Zn)貧化區(qū),即PFZ．但是晶內(nèi)仍為Mg、Zn和Cu的固溶體,其電勢為-0.68 V[22]．電勢差的存在導(dǎo)致晶界析出相η、PFZ及晶粒內(nèi)部相互間形成腐蝕微電池．晶界η相的電勢最負(fù),在微電池里成為陽極．當(dāng)η相在晶界上呈連續(xù)分布時(對應(yīng)欠時效和峰值時效狀態(tài),見圖5(b),陽極相的溶解沿著晶界連續(xù)擴(kuò)展,并最終形成沿晶界延伸的腐蝕裂紋;過時效后,晶界相粗化并斷續(xù)(對應(yīng)過值時效狀態(tài),見圖5(h),有效阻斷了腐蝕裂紋的擴(kuò)展．

此外,由于Cu的標(biāo)準(zhǔn)電位為0.342 V[23]．研究表明:當(dāng)晶界η相中的Cu含量升高時,也會使η相與陰極間的電勢差減小,從而有利于腐蝕性能的提高．時效溫度的提高和時間的延長有利于合金元素的擴(kuò)散．峰時效處理時,由于合金中Cu元素擴(kuò)散速率低導(dǎo)致晶界η相中的Cu元素含量低于基體,此時η相電勢低,陽極溶解傾向大;合金在過時效狀態(tài)下,η相中的Cu元素增加,降低了晶內(nèi)和晶界電勢差,有利于腐蝕性能提高．

圖8為腐蝕裂紋在不同時效條件下得到的晶界中的擴(kuò)展示意圖．單級峰時效下,晶界相呈連續(xù)鏈狀分布,一旦裂紋萌生則會沿著連續(xù)的晶界持續(xù)擴(kuò)展,產(chǎn)生明顯的沿晶斷裂,最終導(dǎo)致嚴(yán)重的剝落腐蝕．結(jié)合圖5(f)(h)可知,雙級時效時,晶界相逐漸粗化,并呈明顯的斷續(xù)分布,二級時效時間越長,斷續(xù)特征越明顯(圖6)．當(dāng)腐蝕發(fā)生時,局部晶界雖然也會發(fā)生陽極溶解現(xiàn)象,但是由于腐蝕通道被一個個分散的晶界相所切斷,從而不會產(chǎn)生沿軋向晶界的長距離剝蝕現(xiàn)象,因此經(jīng)合適雙級時效的Al-8Zn-2Mg-2Cu合金體現(xiàn)出優(yōu)異的抗剝落腐蝕性能．

圖8 腐蝕裂紋沿晶界擴(kuò)展Fig.8 Corrosion crack growth along the grain boundary

4 結(jié)論

文中研究了Al-8Zn-2Mg-2Cu合金在雙級時效過程中的析出相演變過程,以及時效參數(shù)對Al-8Zn-2Mg-2Cu合金硬度、電導(dǎo)率、強(qiáng)度、抗剝落腐蝕性能和斷裂韌性的影響,得出結(jié)論如下:

(1) Al-8Zn-2Mg-2Cu合金強(qiáng)韌性和耐蝕性的提高主要取決于第二級時效制度．第二級時效溫度越高,達(dá)到相同性能(電導(dǎo)率和強(qiáng)硬度)所需的時間越短;第二級時效溫度相同,二級時效時間越長,則合金強(qiáng)度越低,但耐蝕性和斷裂韌性越高．

(2) 有多種二級時效制度可以使Al-8Zn-2Mg-2Cu合金達(dá)到相似的強(qiáng)韌性和耐蝕性．綜合考慮Al-8Zn-2Mg-2Cu合金對強(qiáng)韌性和耐蝕性的要求,得到優(yōu)化的雙級時效制度為:120 ℃,6 h+160 ℃,16 h．經(jīng)該制度處理后,Al-8Zn-2Mg-2Cu合金的強(qiáng)韌性和耐蝕性分別為:σb=580 MPa,σ0.2=549 MPa,δ=12%,剝落腐蝕等級EB,KIC=24.7 MPa·m1/2．