譚 柯，黃 珂，石杰文，2，羅書徑，2，付東陽，劉文軍

(1.湖南省產(chǎn)商品質(zhì)量監(jiān)督檢驗(yàn)研究院，湖南 長沙 410007；2.中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長沙 410083)

A7N01S(日本牌號(hào))鋁合金屬Al-Zn-Mg系合金，具有良好的力學(xué)性能、抗腐蝕性能、熱穩(wěn)定性和較好的焊接性能，以及很好的擠壓性能和在線淬火性，可以擠壓成各種復(fù)雜的大型薄壁空心型材，被廣泛地用作高速列車、地鐵列車、城市輕軌車、汽車的車體材料[1-2]。鋁合金在列車上的應(yīng)用大大減輕了車身的重量，提高了車輛的運(yùn)行速度，帶來了較大的經(jīng)濟(jì)效益和社會(huì)效益。但是，鋁合金構(gòu)件在服役過程中存在應(yīng)力腐蝕敏感性問題。通常，材料的強(qiáng)度越高，其應(yīng)力腐蝕敏感性越嚴(yán)重，甚至出現(xiàn)應(yīng)力腐蝕斷裂等嚴(yán)重?fù)p壞現(xiàn)象，應(yīng)力腐蝕的存在影響了鋁合金的使用性能，給應(yīng)用帶來了安全隱患[3-5]。

本課題選取進(jìn)口和國產(chǎn)兩種合金成分與初始組織稍有差異的A7N01S鋁合金型材，在3.5%濃度的NaCl溶液中進(jìn)行應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)，研究該合金抗應(yīng)力腐蝕性能變化規(guī)律與對應(yīng)的微觀機(jī)制，探討合金組織對其應(yīng)力腐蝕行為及力學(xué)性能的影響，揭示具有優(yōu)異抗應(yīng)力腐蝕性能的A7N01S鋁合金型材的初始多相組織特征。

1 試驗(yàn)材料與方法

分別選取來自山東叢林鋁業(yè)公司生產(chǎn)的和日本進(jìn)口的合金成分與初始組織稍有差異的兩種A7N01S鋁合金T5狀態(tài)型材進(jìn)行研究，分別標(biāo)記為CL型材和JP型材，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 CL型材和JP型材試樣化學(xué)成分檢測結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

沿型材的擠壓方向和垂直擠壓方向取試樣進(jìn)行恒載荷應(yīng)力腐蝕拉伸試驗(yàn)，試驗(yàn)步驟按照國際GB/T 15970.4-2000進(jìn)行，取樣部位如圖1所示。

圖1 恒載荷拉伸試驗(yàn)取樣示意圖

以JP型材在實(shí)驗(yàn)室空氣環(huán)境中拉伸試驗(yàn)測得的屈服強(qiáng)度Rp0.2的0.75倍為加載應(yīng)力值，選取濃度為3.5%NaCl的水溶液為腐蝕介質(zhì)，若加載15 d以后試樣未斷，則將該試樣卸載后清洗表面再進(jìn)行拉伸性能檢測試驗(yàn)。用該試樣測得的力學(xué)性能值與常規(guī)試樣在拉伸試驗(yàn)測得的強(qiáng)度、伸長率作比較，來表征被測材料的應(yīng)力腐蝕開裂敏感性。

采用MX3000型金相顯微鏡進(jìn)行各試樣的金相組織觀察，取樣如圖2所示，選取部位2觀察金相組織；采用FEI-Sirion 200型場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察和分析各試樣的微觀組織及試樣的拉伸斷口；透射電鏡組織分析在FEI TECNAI G220分析電鏡上進(jìn)行，觀察試樣中析出相粒子的形貌、大小、分布及晶內(nèi)晶界析出狀態(tài)等。

圖2 金相組織試樣取樣示意圖

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 應(yīng)力腐蝕后的性能變化

在應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)中所有試樣在加載15 d內(nèi)均未發(fā)生斷裂。表2為試樣應(yīng)力腐蝕前后的力學(xué)性能及沖擊韌性統(tǒng)計(jì)表，-90表示垂直擠壓方向，-0表示平行擠壓方向。從表2可以看出，未經(jīng)應(yīng)力腐蝕時(shí)，就伸長率和沖擊韌性而言，CL型材的各向異性比JP型材的更大。

試樣經(jīng)15 d恒載荷應(yīng)力腐蝕后，兩種型材的力學(xué)性能和沖擊韌性都有一定的下降。從表2可以看出，應(yīng)力腐蝕對CL型材的伸長率性能具有較大影響，CL-0試樣和CL-90試樣的伸長率的下降程度分別為26.4%和29.7%。在沖擊韌性方面，JP-0試樣的下降程度不大(19.68%)，仍然有60 J/cm2；JP-90試樣的下降程度最小(9.38%)，僅下降了5.4 J/cm2；CL-90試樣的下降程度居中(16.84%)，CL-0試樣的沖擊韌性下降程度最大(30.99%)，只有50.1 J/cm2。即無論是在平行于擠壓方向取樣還是在垂直于擠壓方向取樣，JP型材的沖擊韌度都比CL型材的大一些，且應(yīng)力腐蝕后的沖擊韌性損失率較小。拉伸和沖擊試驗(yàn)結(jié)果表明，應(yīng)力腐蝕對JP型材的塑性影響較CL型材的小一些。

表2 JP型材和CL型材試樣的力學(xué)性能及沖擊韌性

2.2 應(yīng)力腐蝕后的組織演變

圖3為試樣應(yīng)力腐蝕前后截面在內(nèi)外側(cè)的金相組織照片。

圖3 各試樣邊緣金相組織照片

在沿?cái)D壓方向，兩種型材都存在粗晶環(huán)，其中JP型材的粗晶環(huán)深度較小，平均深度約為18.6 μm(圖3a)；CL型材的粗晶環(huán)深度稍大，平均深度約為19.5 μm(圖3b)。兩種型材試樣經(jīng)應(yīng)力腐蝕后都存在一些腐蝕坑，其中，JP-0試樣(圖3c)只能觀察到一些點(diǎn)蝕坑；JP-90試樣(圖3d)的腐蝕坑最大寬度和最大深度分別為26.3 μm和10.8 μm；CL-0試樣(圖3e)的腐蝕坑最大寬度和最大深度分別為22.7 μm和12.6 μm，而CL-90試樣(圖3f)的腐蝕坑最大寬度和最大深度分別為35.1 μm和23.5 μm，已經(jīng)深入到次表層晶粒。從圖3可看出，CL-90試樣受到的應(yīng)力腐蝕影響最嚴(yán)重，其次是CL-0試樣和JP-90試樣，JP-0試樣受到的腐蝕相對最輕。

2.3 試樣的斷口組織

圖4為各試樣經(jīng)應(yīng)力腐蝕后再做室溫拉伸性能測試的斷口掃描照片。JP-0試樣的拉伸斷口呈現(xiàn)典型的韌性斷裂特征，斷口上分布著大量的韌窩，韌窩較深，且尺寸較均勻，部分大韌窩之間還布滿了小韌窩，相互交替分布(見圖4a)，這表明JP-0試樣的塑性較高。JP-90試樣和CL-0試樣的拉伸斷口也呈現(xiàn)韌性斷裂特征，斷口上存在較多的韌窩以及部分撕裂棱(見圖4b、c)，與JP-0試樣的斷口相比，該區(qū)域韌窩較淺，大小不均，并且撕裂棱較JP-0試樣的明顯。CL-90試樣拉伸斷口中分布著一定數(shù)量的韌窩、撕裂棱以及大量平坦的“類解離”小平面(見圖4d)，該區(qū)域內(nèi)韌窩數(shù)量最少，并且撕裂棱最多，斷口呈現(xiàn)韌窩型和準(zhǔn)解離的混合斷裂特征。

圖4 各試樣經(jīng)應(yīng)力腐蝕后的拉伸測試斷口

圖5為4組試樣經(jīng)應(yīng)力腐蝕后再做室溫沖擊韌性測試的斷口掃描照片。JP-0試樣的沖擊斷口呈現(xiàn)典型的韌性斷裂特征，斷口上分布著大量的韌窩，韌窩較深，且尺寸較均勻，部分大韌窩之間還布滿了小韌窩，相互交替分布，韌窩內(nèi)第二相粒子發(fā)生了破碎(圖5a)，這表明JP-0試樣的塑性變形能力較強(qiáng)，在斷裂過程中能夠吸收較多的能量，因而沖擊吸收功和沖擊韌性都最大。JP-90試樣的沖擊斷口(圖5b)與JP-0試樣的相比，斷口處韌窩較淺，大小不均勻，并且撕裂棱較JP-0試樣的更明顯一些，因此沖擊吸收功和沖擊韌性均比JP-0試樣的低。根據(jù)斷口處韌窩形貌和數(shù)量以及撕裂棱數(shù)量，CL-0試樣和CL-90試樣的韌性較JP-0試樣的依次降低，其中CL-90試樣的沖擊吸收功和沖擊韌性均最低。

圖6為JP型材和CL型材試樣的TEM照片。表3為JP型材和CL型材的晶內(nèi)及晶界析出相的統(tǒng)計(jì)表?？梢钥闯?，JP型材的晶內(nèi)析出相主要由少量η′相和大量的η相組成[8]，這些析出相尺寸粗大，約為3 nm～15 nm；JP型材的晶界第二相更加粗大，約為22 nm～45 nm，呈明顯的不連續(xù)狀，晶界無沉淀析出帶(PFZ)較寬，約為100 nm；而CL型材中，晶界上的第二相尺寸較小，約為13 nm～35 nm，呈鏈狀部分連續(xù)分布，PFZ較窄，約為45 nm。CL型材的晶內(nèi)析出相主要由少量GP區(qū)和大量的η'相組成，這些析出相尺寸較細(xì)小，約為2 nm～8 nm，且分布比JP型材的析出相更均勻。

表3 JP型材和CL型材的析出相尺寸對比

圖6 JP型材和CL型材的TEM照片

3 討 論

3.1 兩種型材力學(xué)性能和沖擊韌性差異的分析

粗晶環(huán)是鋁合金擠壓制品周邊上形成的環(huán)狀粗大晶粒區(qū)域(如圖3所示)，是擠壓制品的一種組織缺陷，產(chǎn)生粗晶環(huán)的原因主要是再結(jié)晶，粗晶環(huán)的存在使合金制品的力學(xué)性能、沖擊韌性和耐腐蝕性能等性能降低[9]。另外，合金制品的力學(xué)性能也受晶內(nèi)組織的影響，變形時(shí)，細(xì)小的時(shí)效析出相(GP區(qū)和η′相)和位錯(cuò)發(fā)生作用，位錯(cuò)切過這些析出相，雖然位錯(cuò)初始運(yùn)動(dòng)所要克服的阻礙力非常大，但一旦這些析出相被切過，對后續(xù)位錯(cuò)的阻礙作用將大大降低，位錯(cuò)可以連續(xù)通過這些析出相，并在晶界產(chǎn)生塞積，導(dǎo)致晶界處應(yīng)力集中和沿晶斷裂；而晶內(nèi)析出相為較粗大的η′相和η相時(shí)，位錯(cuò)切過它們的難度較大，只能以繞過的方式通過，甚至產(chǎn)生交滑移，使得變形更加均勻。因此JP型材具有更好的塑性，但由于JP型材的晶內(nèi)析出相主要為較粗大的η′相和η相(見圖6)，使得強(qiáng)度降低[10]。

3.2 兩種型材抗應(yīng)力腐蝕性能差異的分析

由于CL型材組織的晶內(nèi)和晶界析出相尺寸小，其捕獲自由原子氫的能力較低，使得自由原子氫容易擴(kuò)散至晶界處聚集成氫分子，造成氫脆[11-12]；另外晶界析出相呈連續(xù)分布，這也促進(jìn)了作為陽極的晶界析出相連續(xù)溶解，因而CL型材的抗應(yīng)力腐蝕性能較差。JP型材組織的晶內(nèi)析出相尺寸較大，其對自由原子氫的捕獲能力相對提高，同時(shí)晶界析出相也呈不連續(xù)分布，這也降低了晶界析出相連續(xù)溶解傾向。因此在加載應(yīng)力腐蝕浸泡相同時(shí)間后，CL型材試樣的腐蝕比JP型材的更嚴(yán)重；同時(shí)腐蝕所產(chǎn)生的氫原子也可更加深入到金屬內(nèi)部，導(dǎo)致CL試樣的拉伸強(qiáng)度、塑性尤其是沖擊韌性大大降低。而JP型材組織的晶界第二相不連續(xù)析出狀態(tài)可有效阻礙腐蝕通道的擴(kuò)展，減小腐蝕的深度和發(fā)生腐蝕位置的數(shù)量[13]，這就相當(dāng)于減少了材料表層缺口深度及數(shù)量，降低了缺口處的應(yīng)力集中，減少了裂紋源數(shù)量。

3.3 兩種型材力學(xué)性能和沖擊韌性各向異性的分析

合金材料的各向異性與第二相粒子的各向異性有關(guān)，在JP型材和CL型材組織中含有大量未溶的AlFeMnCr、AlMnFeSi脆性相，它們以鏈狀形式沿?cái)D壓方向分布，當(dāng)裂紋擴(kuò)展方向與第二相粒子排列方向一致時(shí)，裂紋擴(kuò)展的阻力小，容易形成“斷裂通道”，導(dǎo)致該方向的強(qiáng)度和沖擊韌性較低，當(dāng)裂紋擴(kuò)展方向垂直于第二相粒子排列方向時(shí)，裂紋擴(kuò)展遇到的阻力較大、容易向阻力小的擠壓方向偏斜，這樣提高了材料的強(qiáng)度、沖擊韌性以及拉應(yīng)力下的抗腐蝕性能[14]。

4 結(jié) 論

1)在A7N01S鋁合金型材表層形成的粗晶環(huán)，使型材的力學(xué)性能、沖擊韌性和耐腐蝕性能等性能降低，粗晶環(huán)尺寸越大，應(yīng)力腐蝕后形成的腐蝕坑越大，對型材的性能影響越顯著。

2)A7N01S鋁合金型材的力學(xué)性能受析出相尺寸的影響。當(dāng)析出相尺寸較小時(shí)，一方面，位錯(cuò)易在晶界塞積，引起應(yīng)力集中，降低了合金的塑性變形能力；另一方面，較小的析出相又提高了合金的強(qiáng)度。

3)A7N01S鋁合金型材的抗應(yīng)力腐蝕能力受析出相尺寸和分布的影響。當(dāng)晶內(nèi)和晶界析出相尺寸較小時(shí)，對氫原子的捕獲能力相對提高，導(dǎo)致應(yīng)力腐蝕后性能下降嚴(yán)重；析出相在晶界處的不連續(xù)析出能有效阻礙腐蝕通道的擴(kuò)展，從而減少了表面腐蝕裂紋的尺寸和數(shù)量，提高了型材在應(yīng)力作用下的抗腐蝕能力。

4)A7N01S鋁合金型材的各向異性受第二相分布的影響，當(dāng)平行于擠壓方向的試樣受拉應(yīng)力和沖擊力時(shí)，裂紋擴(kuò)展方向垂直于第二相粒子排列方向，裂紋擴(kuò)展遇到較大阻力，提高了試樣拉伸強(qiáng)度和沖擊韌性，也使得其在拉應(yīng)力的作用下，表現(xiàn)出更好的抗腐蝕性能。

5)進(jìn)口的A7N01S鋁合金型材因具有較小的粗晶環(huán)、較大且不連續(xù)的晶內(nèi)和晶界析出相，使其具有更好的塑性和更優(yōu)的抗應(yīng)力腐蝕性能。