轧制变形量对Al-Zn-Mg-Cu 合金组织与力学性能以及腐蚀性能的影响

任伟才 ,彭国胜 ,陈康华 ,陈送义,刘显东

(1.东北轻合金有限责任公司,哈尔滨 150001；2.中南大学 粉末冶金国家重点实验室,长沙 410083)

7B50 铝合金强度高、韧性好,广泛应用于国防军工、航天航空等领域[1−2]。随着航空航天技术的发展,要求所用材料具有良好的抗腐蚀性能。7B50 系铝合金的生产通常包括铸造、均匀化、变形加工到所需尺寸和沉淀强化处理(一般指高温固溶、水淬以及时效)等工序。为了得到综合性能较好的超高强铝合金组织,需要了解变形以及随后的处理过程中组织的演变过程及其对性能的影响。然而目前对于Al-Zn-Mg-Cu 系合金的研究主要集中在固溶[3−4]和时效[5]对合金组织和性能的影响,以及合金的流变应力行为[6−7]。对于热变形工艺对组织及性能的影响研究较少。王东等[8]研究发现,随变形量增加或变形温度降低,合金的再结晶的体积分数增大,力学性能先升高然后略微下降,但是对轧制变形对合金第二相以及对腐蚀性能的影响研究不够深入。因此,本文作者研究轧制变形量对7B50铝合金的组织(包括未溶相、再结晶和亚晶)、力学性能以及腐蚀性能的影响,为工业生产符合性能要求的国产大飞机板材提供参考。

1 实验

7B50 合金由东北轻合金有限公司提供,其名义成分为6.5% Zn-2.4% Mg-2.2% Cu-0.15% Zr-Al 余量(质量分数)。合金在455～470℃进行均匀化处理,然后在400℃热轧变形至所需变形量(分别为95%、90%和80%),随后进行470℃/1 h+480℃/1 h 固溶淬火处理及T77时效(120℃/24 h+180℃/1 h+120℃/24 h).

利用金相显微镜观察7B50 合金的变形组织和时效态组织。为了区分再结晶晶粒,利用Graff Sargent’s试剂(0.5%氢氟酸+15.5%硝酸+84%水+3 g 三氧化铬)对合金样品进行腐蚀,未再结晶组织包括更多的亚晶界,优先腐蚀而显黑色,再结晶组织为白色[9]。另外,通过附带能谱分析的扫描电镜(SEM)观察和分析轧制变形后的第二相粒子。

从7B50 合金轧制试样中截取拉伸性能试样。标样规格为总长80 mm,细颈部分的长度和直径分别为44 mm和6 mm。拉伸试验沿轧制方向以2 mm/min 速度在INSTRON 4507 试验机上进行。

剥落腐蚀试验[10]按照ASTM G34-79 标准在室温下进行。EXCO 腐蚀溶液组成为4.0 mol/LNaCl +0.5 mol/L KNO3+ 0.1 mol/L HNO3(pH 0.4)。合金样品在腐蚀液中浸泡48 h后,用数码相机拍摄表面形貌。

应力腐蚀裂纹扩展速率测定采用双悬臂试样,按GB/T12445.1−1990《高强度合金双悬臂试样应力腐蚀试验方法》进行[11],实验介质为3.5% NaCl水溶液,置于三用电热恒温水箱中,溶液温度控制在(35±1)℃。裂纹沿S-L(KISCC最小方向)方向扩展,用读数显微镜跟踪测量并记录LT面裂纹扩展的长度和相应的时间,在裂纹扩展速率小于或等于10−9m/s时停止实验。由每个测量时间的平均裂纹长度a,再根据式(1)计算相应的裂纹尖端应力强度因子KI,最后做da/dt—KI曲线。试样尺寸满足B≥2.5(KIC/σ0.2)2和(1−a)≥2.5 (KIC/σ0.2)2。

式中：KI为裂纹尖端应力强度因子,MPa·m1/2；E为材料的弹性模量,GPa；h为试样的半高度,mm；V为加载前、后试样加载中心线处裂纹的张开位移,mm；a为平均裂纹长度,mm；t为裂纹的扩展时间,s；KIC为平面断裂韧性,MPa·m1/2；σ0.2为材料的屈服强度,MPa；da/dt为应力裂纹扩展速率,m/s。

2 实验结果

2.1 均匀化态7B50 合金组织

图1所示为7B50 合金的均匀化态组织。由图可以看出,在晶界分布着大量条状或块状的第二相,晶内存在大量粗大的针状η 相。

图1 7B50 合金均匀化态的形貌Fig.1 Morphologies of as-homogenized 7B50Al alloy

2.2 变形态合金第二相的形貌与结构

7B50 铝合金经过轧制变形后,其第二相大小及分布如图2所示。由图可见,随轧制变形量增加,第二相沿轧制方向呈链状分布更明显,粗大的第二相数量减少。该合金中存在3种不同大小和形貌的第二相,即10～15μm的粗大块状第二相、少量8～10μm的条状第二相和大量1～3μm条状第二相。

图2 轧制变形量对轧制态7B50 合金第二相粒子分布的影响Fig.2 Effect of rolling deformation amount (percent)on second-phase particles distributions for as-deformed 7B50Al alloy

图3 轧制态合金第二相的能谱分析Fig.3 Analysis of the second phases for as-deformed 7B50Al alloy by EDS

这3种尺度的第二相能谱分析结果如图3所示。沿轧制方向的少量8～10μm条状第二相(见图4(a))的主要成分为Al、Cu、Mg和Fe,为含铁的 Al7Cu2Fe相,合金成分与文献[7]相近。10～15μm的粗大块状第二相(见图3(b))的主要成分为Al、Cu和Mg,一般认为是Al2CuMg 相。结合前人研究以及形貌分析可以判断大量1～3μm的条状第二相为MgZn2相。图4所示是轧制态合金的XRD谱,分析结果表明合金主要由MgZn2和Al2CuMg 相组成。

2.3 时效态合金未溶相、再结晶和时效析出相的形貌与结构

图4 轧制态合金的XRD谱Fig.4 XRD pattern of as-deformed alloy

图5 变形量对7B50时效态合金未溶相和再结晶形貌的影响Fig.5 Effect of deformation amount (%)on undissolved particles and recrystallization of as-aged 7B50 Al alloy

图5所示为轧制变形量对7B50时效态合金未溶相和再结晶形貌的影响。图5(a)、(c)、(e)为变形量分别为80%、90%、95%的合金时效后未溶相的分布情况,由图可见在相同的固溶和时效条件下,随轧制变形量从80%提高到95%,未溶第二相数量逐渐减少,其体积分数分别为4.6%、2.4%和0.8%；由图5(b)、(d)、(f)可看出未再结晶组织中含有更多的亚晶界优先被腐蚀而显黑色,再结晶组织显白色。3种不同变形量的合金在固溶过程中均发生不同程度的再结晶,再结晶的体积分数随轧制变形量增大而增加,其中80%变形量合金的再结晶体积分数约为5%,而95%变形量合金的再结晶体积分数约13%；另外合金的亚晶尺寸随变形量增加而显著减小。

图6所示为变形量分别为80%和95%的合金时效态TEM 组织。由图可知,80%变形量合金的亚晶粒尺寸约为10μm,而95%变形量合金的亚晶粒尺寸减小到3μm 左右。

图6 变形量对7B50时效态合金亚晶尺寸的影响Fig.6 Effect of deformation amount on subgrain size of 7B50 Al alloy

2.4 时效态合金的拉伸性能

不同变形量的合金固溶时效后的力学性能如图7所示。由图可见,随着变形量从80%提高到95%时,固溶时效态合金的抗拉强度和屈服强度分别从610和520 MPa 提高到650和560 MPa,分别提高6.5%和7.7%,而伸长率略有下降,保持在10%左右。

2.5 时效态合金的抗腐蚀性能

图7 变形量对时效态合金拉伸性能的影响Fig.7 Effect of deformation amount on the tensile properties of as-aged 7B50 Al alloy

图8 变形量对时效态合金剥落腐蚀表面形貌的影响Fig.8 Effect of deformation amount on the surface morphology of the exfoliation corrosion of as-aged 7B50 Al alloy

图8所示为不同变形量合金在EXCO溶液中浸泡48 h后的剥蚀表面形貌。变形量为80%的合金样品仅出现点蚀孔,而90%变形量合金表面出现剥蚀鼓泡现象,变形量为95%的合金表面出现剥落层和腐蚀产物,同时溶液上层出现一些剥落层。故95%变形量合金的剥落腐蚀敏感性最高,而80%变形量合金最不敏感。

图9所示是轧制变形量对时效态合金应力腐蚀的影响。由图可见,应力腐蚀门槛值KISCC的变化规律为：95%变形量的合金<90%变形量的合金<80%变形量的合金,表明应力腐蚀敏感性随轧制变形量增加而提高。

图9 变形量对时效态合金应力腐蚀的影响Fig.9 Effect of deformation amount on the SCC (stress corrosion cracking)for as-aged 7B50 Al alloy

3 分析与讨论

3.1 形量对合金第二相和再结晶的影响

随变形量增加,未溶相的破碎程度不断增大,在相同的固溶条件下固溶更彻底,因此,固溶时效态合金的未溶相随变形量增加而减少,如图2所示。

随变形量增加,原始晶粒的破碎程度增大,得到更加细小的亚晶。在轧制过程中,随轧制变形量增加,粗大未溶相导致的应力集中区增加,这些应力集中区贮存大量的变形能,在后续的固溶过程中容易引发再结晶[12−15]。95%变形量合金再结晶晶粒尺寸较大且呈长条状,这是由于在变形过程中随着轧制的进行,变形温度降低,位错在未溶相上塞积严重,在固溶过程中由于位错密度差的存在,通过应变诱发晶界迁移机制,吞食周围基体而长大；另外由于未溶相沿变形方向呈条状分布,阻碍了再结晶晶粒沿横向长大,因而只能沿变形方向长大。由于再结晶晶粒的再结晶过程消耗掉了应变储存能,故其它亚晶长大不明显。

3.2 变形量对合金拉伸性能和腐蚀性能的影响

固溶时效态合金的拉伸性能随变形量增加而提高。主要从第二相和亚晶尺寸2个方面进行分析：1)轧制变形量越大,第二相破碎越明显,通过轧制变形形成的粗大第二相数量减少(见图2)。另外,随轧制变形量增加,铝基体的位错密度增加,在随后的固溶固溶过程中促进第二相溶解,因此经过固溶处理后基体中残余的第二相数量减少。在两者的作用下,拉伸过程中由于粗大第二相引起应力集中而形成的裂纹源减少,从而提高合金的拉伸性能。2)因为随变形量增加,粗大的第二相数量减少,未溶相在固溶过程中更容易溶解,在轧制变形过程中应力集中的趋势降低,因而裂纹源减少。另外,随变形程度增加,亚晶发生细化,亚晶强化的效果增强。

剥落腐蚀随变形量的变化与未溶相和再结晶有关。剥落腐蚀不仅仅是特殊的晶间腐蚀,而且受条状第二相粒子的影响[16]。变形量越大,未溶相的条状组织越明显,腐蚀产物的楔应力越大,因而剥落腐蚀越容易发生。同时,再结晶对剥蚀也有不利的影响[17−18]。95%变形量合金有更窄的未溶相条状组织和更严重的再结晶,故其剥落腐蚀的敏感性最高。

合金的应力腐蚀性能随轧制变形量增大而降低,是由于变形量越大,晶粒形状越扁,即晶粒长径比越大,垂直于轧制方向的应力腐蚀抗力越低[19]。同时,再结晶含量增加导致应力腐蚀敏感性加大。在两者的共同作用下,合金的应力腐蚀性能随变形程度增大而降低。

4 结论

1)7B50 合金经过轧制变形后,粗大的第二相沿轧制方向分布,第二相主要由MgZn2和Al2CuMg 相组成。

2)随轧制变形量由80%增加至95%,固溶时效处理后合金的再结晶的体积分数由5%增加至13%；而亚晶尺寸由10μm 减少至3μm。

3)随变形量由80%增加至95%,合金的抗拉强度和屈服强度分别由610和520 MPa提高到650和560 MPa,伸长率略有下降。

4)随轧制变形量增加,7B50 合金的剥落腐蚀和应力腐蚀敏感性都增加。

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