李安敏 徐 飛 黃宇煒 孔德明

(1.廣西大學 廣西有色金屬及特色材料加工重點實驗室，廣西 南寧 530004;2.廣西大學 資源環(huán)境與材料學院，廣西 南寧 530004)

隨著現(xiàn)代飛行技術(shù)的發(fā)展，對材料的要求日益提高[1- 5]。Al- Zn- Mg- Cu系超高強鋁合金是航空航天領(lǐng)域廣泛采用的輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料[6- 8]，該系列鋁合金耐蝕性(特別是耐應力腐蝕性)差，由于航空航天工業(yè)對高強鋁合金的要求越來越高，研究合金化學和熱力學特性以提高Al- Zn- Mg- Cu系列高強鋁合金的強度和耐應力腐蝕開裂(SCC, stress corrosion cracking)性能備受關(guān)注[9]。國內(nèi)外學者對鋁合金的應力腐蝕機制做了大量研究，但到目前為止尚無定論。早期研究認為，陽極溶解是鋁合金應力腐蝕的主要過程，但對其細節(jié)仍有不同見解。隨后對鋁合金的氫脆和氫致滯后開裂的研究取得了突破性進展，認為鋁合金在水介質(zhì)中的應力腐蝕實質(zhì)上是一種氫致滯后開裂過程。到目前為止，得到人們認可的應力腐蝕機制有陽極溶解、氫致開裂和“相變Mg- H”[10]。熱處理是提高Al- Zn- Mg- Cu系鋁合金綜合性能的重要途徑之一[11- 13]。對于鋁合金，常采用的熱處理工藝包括均勻化、固溶、淬火和時效。典型固溶工藝有單級固溶、雙級固溶、強化固溶、高溫預析出和多級固溶；常用時效工藝有單級時效、雙級時效、回歸再時效和特種峰時效。中高強鋁合金主要通過熱處理來調(diào)控晶內(nèi)的沉淀相(MPt, matrix precipitate)、晶界沉淀相(GBP, grain boundary precipitate)與晶界無析出帶(PFZ, precipitate- free zone)三者的比例，從而提高合金的綜合性能[14]。目前，人們對熱處理工藝的研究主要集中在時效方面，對固溶處理的研究較少。本文通過高溫預析出處理工藝，即固溶處理后，在稍低于第二相粒子溶解度曲線以下溫度保溫一段時間，以析出平衡相，然后淬火，再進行人工時效，以此來改變鋁合金晶內(nèi)和晶界析出相的形態(tài)和分布，提高合金的抗應力腐蝕性能。

1 試驗材料與方法

試驗材料為國內(nèi)某公司生產(chǎn)的Al- Zn- Mg- Cu鋁合金板材，T6熱處理態(tài)。采用ARL iSpark 8860型直讀光譜儀進行成分分析，樣品尺寸為φ40 mm×20 mm，其化學成分如表1所示。

將樣品分為8組，先在470 ℃保溫1 h，固溶后進行不同工藝的預析出，固溶(預析出)后水淬至室溫，立即進行人工時效。固溶(預析出)及時效工藝如表2所示。

表1 Al- Zn- Mg- Cu系鋁合金的化學成分(質(zhì)量分數(shù))Table 1 Chemical composition of the Al- Zn- Mg- Cu aluminum alloy (mass fraction) %

表2 Al- Zn- Mg- Cu系鋁合金的熱處理工藝Table 2 Heat treatment processes of the Al- Zn- Mg- Cu aluminum alloy

2 結(jié)果與分析

2.1 高溫預析出對合金顯微組織的影響

圖2為試驗合金的顯微組織。從圖2可以看出，不同高溫預析出處理后的合金組織均由較粗大的基體和細小的黑色粒子組成，晶粒沿軋向呈纖維狀分布，具有非常粗大的變形晶粒，沒有明顯的等軸晶，粗大的第二相主要分布在晶內(nèi)，其周圍還有大量的亞晶組織。

圖3為合金的SEM照片，可以看出合金中有大量呈條狀、沿軋制方向分布的粗大亮白色相。

圖1 拉伸試樣尺寸圖Fig.1 Dimention of the tensile specimens

圖2 Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu鋁合金的顯微組織Fig.2 Microstructures of the Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu aluminum alloy

圖3 Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu鋁合金的SEM形貌Fig.3 SEM morphologies of the Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu aluminum alloy

圖4為合金的能譜分析結(jié)果， 可見圖中的粗大亮白色相含有Fe、Cu、Al元素，屬于富Fe、Cu相；細小亮白色粒子含有Al、Mg、Zn元素，且Zn/Mg原子比約為1.7，可斷定是η′(MgZn2)相[15]。

結(jié)合圖3與圖4的能譜分析結(jié)果可以得出，Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu鋁合金的主要強化相為η(MgZn2)相[16]，還可能有T(Al2Mg3Zn3)、S(CuMgAl2)相等[17]。η相和T相在鋁基體中的溶解度很大， 并隨著溫度的變化而變化，η相在共晶溫度的溶解度為28%，但在室溫時只有4%～5%，可見是合金時效強化的重要因素。添加Mg可以提高強度，但Mg和Zn超過一定量會降低抗應力腐蝕性能。Fe、Si為雜質(zhì)元素，可以與其他元素形成α(AlMnFeSi)、(FeMn)Al6、Mg2Si等相，這些相會降低合金的力學性能。

圖4 Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu鋁合金的能譜分析Fig.4 EDS analysis of the Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu aluminum alloy

2.2 高溫預析出對合金硬度與電導率的影響

試驗合金的顯微硬度如表3所示，可以看出，無預析出8號樣的硬度比預析出1～7號樣的硬度高。隨著預析出溫度的降低，硬度也逐漸降低，但幅度不大(≤5.7%)。合金經(jīng)470 ℃固溶后，第二相粒子全部溶入基體，淬火后晶內(nèi)、晶界沒有析出相。在460 ℃預析出淬火后，析出驅(qū)動力較小，第二相析出困難，只在晶界形成少量的析出相，對合金淬火后的過飽和固溶度影響不大，時效強化減弱甚微，硬度只是略微下降。隨著預析出溫度的降低，析出驅(qū)動力增加，析出相增多，淬火后的過飽和固溶度減小，時效強化效果不斷減弱，導致合金硬度降低。

試驗合金的電導率(%IACS)如表3所示，可以看出，隨著預析出溫度的降低，電導率不斷增大。合金的電導率與晶界析出相的分布有關(guān)。經(jīng)高溫預析出處理后，晶界析出相呈不連續(xù)分布，傳導電子在晶界附近傳導時所受阻礙作用減弱，從而合金的電導率提高。隨著預析出溫度的降低，合金的電導率不斷增大。這是因為預析出溫度降低導致析出驅(qū)動力增大，晶內(nèi)、晶界析出相增多，降低了合金的過飽和固溶度，原先時效過程中析出的溶質(zhì)原子減小，固溶體基體晶格的畸變減少，同時基體點陣中的電子散射源數(shù)量和密度減小，從而提高了電導率，改善了合金的抗應力腐蝕性能。

表3 Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu鋁合金的硬度、電導率(%IACS)以及拉伸性能Table 3 Hardness, conductivity (%IACS) and tensile properties the Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu aluminum alloy

2.3 高溫預析出對合金室溫拉伸性能的影響

圖5為試驗合金的應力- 應變曲線。從表3、圖5中發(fā)現(xiàn)，8號樣的強度低于6、7號樣，說明合金經(jīng)過450和460 ℃預析出處理后，強度并沒有下降，反而提高了5.3%，斷后伸長率也增加了11%。隨著預析出溫度的降低，強度逐漸降低。與無預析出的8號樣相比，440 ℃預析出處理的5號樣強度保持不變，但斷后伸長率增加了56.6%；400 ℃預析出處理的1號樣強度下降了16.6%。440 ℃及更低溫度的預析出處理， 晶內(nèi)和晶界析出相增多，晶內(nèi)析出相在保溫過程中逐漸長大，嚴重降低了強度。450和460 ℃預析出處理的合金強度不但沒有下降反而升高，這是因為合金高溫預析出時效后晶界析出相數(shù)量不多、粗大，呈不連續(xù)分布，晶內(nèi)析出相呈彌散分布但出現(xiàn)了少量粗大析出相，位錯通過這些質(zhì)點的方式變?yōu)榻换坪团室?，這種繞過第二相質(zhì)點的位錯增加了合金的形變均勻性和強度。此外，晶界析出相呈不連續(xù)分布還能抑制裂紋的產(chǎn)生和擴展[18]。

圖5 Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu鋁合金的應力-應變曲線Fig.5 Stress- strain curves of the Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu aluminum alloy

2.4 高溫預析出對合金抗應力腐蝕性能的影響

表4為試驗合金的SSRT結(jié)果，SSRT的應力- 應變曲線如圖6所示。由表4可以看出，除7號樣外，1～6號樣的強度都比8號樣低，這與室溫拉伸的強度規(guī)律相同，經(jīng)高溫預析出后合金的強度有所降低。

表4 Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu鋁合金的SSRT結(jié)果Table 4 SSRT results of the Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu aluminum alloy

試樣在腐蝕介質(zhì)中的斷后伸長率、斷面收縮率、抗拉強度均比在惰性介質(zhì)(干燥空氣)相同應變速率下的要低。這些參量的相對值越小，對應力腐蝕就越敏感，把這些參量的相對變化定義為應力腐蝕敏感性F。F可定義為相對塑性損失或相對強度損失，即:

(1)

圖6 Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu鋁合金的SSRT應力- 應變曲線Fig.6 SSRT stress- strain curves of Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu aluminum alloy

(2)

(3)

式中：A、Z、Rm分別為腐蝕介質(zhì)中的斷后伸長率、斷面收縮率和抗拉強度；A0、Z0、Rm0分別為惰性介質(zhì)中的值。F值越大，即相對塑性比A/A0或相對強度比Rm0/Rm越小，說明對應力腐蝕越敏感。

此外，也用慢拉伸時應力腐蝕斷裂時間tF與它在惰性介質(zhì)中相同應變速率下的斷裂時間t0之比作為應力腐蝕敏感性的衡量標準，tF/t0比值越小，則應力腐蝕敏感性越大。

表5為不同溫度高溫預析出后SSRT試驗時合金的應力腐蝕敏感性數(shù)據(jù)。由表5可以看出，以F(Rm)作為評價標準，應力腐蝕敏感性大小隨著預析出溫度的降低而增大。以F(A)作為評價

表5 Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu鋁合金的應力腐蝕敏感性數(shù)據(jù)Table 5 SCC data of Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu aluminum alloy

標準， 應力腐蝕敏感性大小隨著預析出溫度的降低先增大、后減小、再增大。以F(Z)/%作為評價標準，則1、4、5、8號樣的應力腐蝕敏感性較高，2號樣的應力腐蝕敏感性最低。以tF/t0作為評價標準，則1號樣的應力腐蝕敏感性最高，3、7號樣的應力腐蝕敏感性較低。綜合上述結(jié)果可以認為，高溫預析出能夠提高合金的抗應力腐蝕性能，3、7號樣的應力腐蝕敏感性較低，即420和460 ℃預析出處理可使合金得到較好的抗應力腐蝕性能。

圖7為試驗合金的SSRT斷口形貌，由圖可知，合金的斷口表面均勻分布有較明顯的大韌窩(粗大第二相為韌窩核心)，且大韌窩周圍密集分布著小韌窩(強化相為韌窩核心)。斷口表面除分布有大韌窩和小韌窩外，還存在沿晶裂紋和二次裂紋、點蝕聚集形成的點蝕坑以及明顯的陽極溶液形成的腐蝕隧洞，屬于沿晶斷裂和韌窩斷裂的混合斷裂。圖7(b)中存在大小不一的韌窩和細小裂紋，為典型的韌性斷裂。圖7(c)中除了大韌窩和小韌窩外，還有明顯的撕裂棱。

由前文分析可知，合金經(jīng)高溫預析出后的時效過程中晶界析出相粗大且呈不連續(xù)分布。隨著預析出溫度的降低，析出驅(qū)動力增大，晶內(nèi)和晶界的析出相數(shù)量也增多，這些析出相經(jīng)過保溫階段長大，可以大大提高合金的抗應力腐蝕性能。根據(jù)陽極溶解理論，當晶界析出相由連續(xù)分布轉(zhuǎn)變成不連續(xù)分布時，在一定程度上可以阻礙形成陽極腐蝕通路，從而阻止裂紋的擴展。根據(jù)氫致開裂理論，合金在腐蝕介質(zhì)中形變時，暴露的新鮮金屬表面與水發(fā)生反應生成活性氫原子，氫原子能夠進入晶格，沿晶界偏聚。粗大的晶界析出相作為氫陷阱，能夠吸附氫原子，減少基體中的氫原子向晶界偏聚，降低氫的含量，抑制氫脆。

圖7 Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu鋁合金SSRT斷口形貌Fig.7 Fracture morphologies of the Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu aluminum alloy after SSRT

3 結(jié)論

(1)高溫預析出可以改變晶內(nèi)和晶界析出相的大小及其分布，能抑制陽極溶解和氫脆，從而提高Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu鋁合金的力學性能和抗應力腐蝕性能。

(2)當預析出溫度為460 ℃時，與未預析出相比，合金硬度變化不大。420 ℃預析出能夠提高合金的電導率。

(3)450和460 ℃預析出合金的強度不降反升，但隨著預析出溫度的進一步降低，合金的強度逐漸降低。

(4)當預析出溫度為420 ℃時，合金的應力腐蝕敏感性較低，抗應力腐蝕性能較強，但強度下降了9.54%，硬度下降了4.57%。

(5)Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu鋁合金獲得較佳抗應力腐蝕性能的高溫預析出工藝為470 ℃×1 h+420 ℃×0.5 h。