Al-Zn-Mg和Al-Zn-Mg-Cu合金的主要强化相是MgZn(η)相, 其η相的强化效应显著
与Al-Zn-Mg-Cu合金相比, Al-Zn-Mg合金的强度稍低, 但其韧性、耐蚀性和可焊接性好
7005、7N01等
铝合金挤压型材、轧制板材已在高速列车上获得了大量应用[1, 2]
虽然7N01合金经固溶－淬火处理和自然时效后强度可达到400 MPa, 但对应力腐蚀开裂非常敏感[3]
这表明, 自然时效不是使该合金获得高综合性能的最佳热处理方法
研究发现, 该合金构件在实际应用中出现与应力腐蚀有关的断裂
对于7050、7150、7055等高强铝合金, 基于过时效原理调控其强韧、耐蚀综合性能的多种方法和技术已有大量报道[4-7]
7N01合金挤压材可用T5状态, 这是一种热加工后不经过固溶直接进行时效的热处理方法
采用双级时效处理7N01合金挤压型材, 可改善耐蚀性能, 但其强度大幅度降低[8]
T5状态铝合金挤压材的性能, 与挤压变形组织有很强的相关性
本文结合7N01合金不同挤压工艺获得不同特征的挤压组织, 对其进行自然时效、人工时效, 研究其多相组织对性能的影响及其机理
1 实验方法
实验用材料的化学成分列于表1
用电阻炉熔炼合金, 在水冷铁模内浇铸成铸锭, 铸锭经均匀化和车皮处理后在Ф190 mm的挤压筒内挤压成100 mm×15 mm的板材
挤压速度为2 mm/s, 挤压温度为400℃, 挤压比λ分别为16和36的板材分别标记为L和H, 挤出后用相同参数进行在线喷水淬火
Table1
表1
表1试验所用材料的化学成分
Table1Chemical composition of alloy (%, mass fraction)
|
Zn
|
Mg
|
Cu
|
Mn
|
Cr
|
Zr
|
Ti
|
Fe
|
Si
|
Al
|
|
4.5
|
1.5
|
0.2
|
0..45
|
0.3
|
0.25
|
0.2
|
0.35
|
0.3
|
Bal.
|
按GB/T 15970.7-2000和GB/T 228-2002标准从两块挤压板材中心层、沿挤压方向截取厚度为2 mm 的试样, 分别加工出标距为30 mm的慢应变速率拉伸(SSRT)试样和标距为40 mm的室温拉伸试样
将加工后的试样分别进行自然时效(60天)、人工时效(105℃/12 h+150℃/8 h)
为了叙述方便, 用L-N、H-N标记自然时效样品, 用L-A、H-A标记人工时效样品
在WDML-1型拉伸机上进行SSRT试验, 试样经600#金相砂纸磨光后用丙酮、蒸馏水清洗并吹干, 再用氯丁橡胶封闭非工作段表面
应变速率取1×10-6s -1; 环境分别为空气和3.5% NaCl 溶液
室温拉伸试验在CRIMS电子万能试验机上进行, 夹头移动速度为2 mm/min
用JEM-2100F型场发射透射电镜观察样品的组织, 加速电压为200 kV
用JSM-6360LV扫描电镜及其能谱(EDS)仪附件观察样品的形貌
用装配在电子探针上的电子背散射衍射(Electron Back Diffraction, EBSD)系统表征不同挤压比λ下的微结构和织构变化
本文所有的晶粒取向信息, 均由EBSD系统自带的 HKL Channel 5软件分析获得
用XJP-6A型金相显镜观测金相试样, 腐蚀试剂为Graff Sargent试剂
该试剂应用于7×××系铝合金时效处理后的金相试样时, 不仅能腐蚀晶界, 而且能腐蚀亚晶界
经该腐蚀剂腐蚀后的晶界、亚晶呈黑色, 再结晶晶粒内部因几乎不含亚晶组织, 腐蚀后呈白色[9]
为了表征挤压板的宏观织构组态, 样品坐标系选为板平面内平行于挤压方向(ED)－垂直于挤压方向(TD)－垂直于板平面方向(ND)
用Brucker D8 Discovery测量{200}、{220}、{110}3个不完全极图以分析样品的织构, 用球谐函数级数展开法求出l=22时的取向分布函数(ODF)的C-系数(包括奇数项与偶数项)[10]
2 结果和讨论2.1 挤压板材的慢应变速率拉伸性能
慢应变速率拉伸试验既可用以考察材料在慢应变速率拉伸条件下的力学性能, 又可结合腐蚀环境评价材料的耐应力腐蚀性
从表2可见, 两种时效状态下低挤压比试样的抗拉强度及屈服强度均高于高挤压比试样
此外, 经人工时效后不同挤压比试样的抗拉强度比自然时效后的试样仅降低5.8%, 延伸率略有降低, 但其屈服强度得到了大幅度的提升, 约为25%
7XXX、2XXX铝合金的自然时效态的强度均低于人工时效态, 延伸率则正好相反
而上述7N01的特性显然与经典结论不同, 特别是其自然时效态的UTS比人工时效态的高, 而延伸率却降低
对这种现象, 文献[11]也有过类似的报道
本文中不同挤压态组织均得到了相同结果, 显然, 自然时效能获得超过400 MPa的极限抗拉强度、延伸率可接近20%是7N01合金的一个重要特性
但文献[8]报道的7N01型材使用的状态基本上都是T5, 是一种热加工后人工时效的状态, 且强度均低于400 MPa, 可以获得较高的耐腐蚀性能
Table 2
表2
表2不同挤压比λ的挤压板经不同时效处理后的慢拉伸性能及ISSRT值
Table 2Slow strain tensile strength and stress corrosion factors ISSRT of alloy after different treatments
|
Sample
|
Medium
|
Ductility
|
σb/MPa
|
σ0.2/MPa
|
ISSRT
|
|
H-N
|
air
|
20.7
|
408.7
|
263.2
|
0.058
|
|
3.5%Nacl
|
17.8
|
393.2
|
253.4
|
|
L-N
|
air
|
18.6
|
420.5
|
277.9
|
0.044
|
|
3.5%Nacl
|
16.1
|
411.7
|
272.1
|
|
H-A
|
air
|
17.9
|
383.9
|
360.2
|
0.042
|
|
3.5Nacl
|
15.5
|
375.3
|
354.9
|
|
L-A
|
air
|
16.5
|
404.3
|
363.9
|
0.038
|
|
3.5%Nacl
|
15.3
|
392.6
|
346.7
|
由表2还可见, 试验合金在空气中的慢应变速率拉伸强度和常规拉伸强度相差不多, 而在腐蚀溶液中的强度显著降低, 说明7N01铝合金在3.5%NaCl溶液中具有应力腐蚀敏感性
应力腐蚀指数ISSRT是将SSRT试验所获得的各项力学性能指标进行数学处理的结果, 与单项力学性能指数相比能更好地反映应力腐蚀断裂敏感性, 常作为应力腐蚀的重要判据, 计算式为
ISSRT=1-σfw×1+δfw/σfA×1+δfA
(1)
式中σfw 为在腐蚀环境中的断裂强度, MPa; σfA为在空气中的断裂强度, MPa; δfw为在腐蚀环境中的断裂伸长率, %; δfA为在空气中的断裂伸长率, %; ISSRT从0→1表示应力腐蚀断裂敏感性增加, ISSRT计算结果列于表4
结果表明, 7N01铝合金经室温停放后再配合合适的人工时效处理后具有较好的抗应力腐蚀性能
此外, 较低挤压比挤压板的抗应力腐蚀性能略高于较高挤压比挤压板
2.2 挤压板材的金相组织和织构
经不同挤压比λ条件下挤压获得的挤压板经人工时效处理后沿挤压方向的光学金相组织, 如图1所示
图1a为L-A样品, 图1b为H-A样品
对比图1a和图1b可见, 挤压比不同的两种板材的光学金相组织存在明显差异, 高挤压比条件下挤压板材(L-A)的晶粒/或亚晶粒尺寸细小且均匀, 未见异常粗大的再结晶晶粒; 而低挤压比下的挤压板材(H-A)中晶粒/亚晶粒尺寸明显大于L-A板材, 且晶粒尺寸差异较大, 细小和粗大晶粒沿挤压方向呈带状分布
图1人工时效状态下不同挤压比的金相组织
Fig.1Optical micrographs of 7N01 aluminum alloy in different extrusion ratio: (a) H-A(λ=36); (b) L-A(λ=16)
图2给出了不同挤压比获得板材的φ为常数(φ＝0°, 5°…90°, 每行从左到右间隔为5°)的ODF图, 图中取向密度f(g)等高水平分别为1.1、5.0、10.0、15.0、20.0、25和30
从图2可见, 无论是在较高挤压比(36)和较低挤压比(16)条件下挤压, 获得的挤压板材L、H中, <>(B)织构取向密度f(g)都是最大的, 即L、H挤压板中均以B织构为主, 但织构组态及各织构组份的含量仍有较大的差别
从图2还可以看出, H和L挤压板的织构组态中均以黄铜织构为主
较高挤压比H板材的织构组态主要为黄铜织构, 此外还有高斯织构和立方再结晶织构, 其中高斯和立方织构组份为21.4%
较低挤压比的L板材中主要以黄铜织构为主, 此外还有少量的立方织构, 约4.1%
上述宏观织构组态表明, 挤压比为36的挤压板H的再结晶程度明显高于挤压比为16的挤压板L
图2人工时效态不同挤压比下试样的ODF
Fig.2ODF of samples with different extrusion ratio: (a) higher extrusion ratio(λ=36); (b) lower extrusion ratio (λ=16)
图3给出了不同挤压比下试样晶界取向差分布情况及晶粒形貌的EBSD图像, 图中取向差较大的晶界(>15°)以较粗的实线表示, 取向差较小的晶界(2-15°)以较细的实线表示
与金相结果相同, 图3a、b表明, 较高挤压比H挤压板中的晶粒多为细小的再结晶, 而较低挤压比L挤压板中的晶粒多为粗大的亚结构
图4给出了利用软件统计得出的Recrystallized Fraction图像
可见较高挤压比试样H中再结晶的比例高达49.4%, 连续再结晶或回复组织占33.8%
低挤压比试样L中的再结晶比例仅为25.6%, 试样主要为连续再结晶或回复组织, 比例为高达62%
由于试样中挤压效应和加工硬化作用强于再结晶的软化作用, 低挤压比的试样获得较高挤压比试样更高的力学性能
图3不同挤压比下试样的Recrystallized Fraction图像
Fig.3Micrograph of Recrystallized fraction of samples with different extrusion ratio: (a) higher extrusion ratio (λ=36); (b) lower extrusion ratio (λ=16)
图4不同挤压比试样的EBSD图像
Fig.4Statistical result of recrystallized fraction
图5给出了不同挤压比挤压板在测试三个方向下的极图
可见微观织构测试结果与宏观织构测试结果相一致, 均以黄铜织构为主, 还有少量的高斯和立方织构
图5不同挤压比挤压板的极图
Fig.5PF for different extrusion ratio: (a) higher extrusion ratio (λ=36); (b) lower extrusion ratio (λ=16)
2.3 挤压板材的微观组织
经人工时效处理的不同挤压比7N01铝合金未溶结晶相扫描电镜形貌和成分分析, 如图6所示
由图6可见, 基体内分布着大量的第二相, 高挤压比板材H中未溶结晶相尺寸细小、分布相对较均匀(图6a); 低挤压比板材L中未溶结晶相尺寸较表层更为粗大, 分布也不均匀
经均匀化处理后铸锭中的高熔点金属间化合物都较稳定, 在挤压过程中长大的可能性也不大
但是高挤压比挤压时变形抗力大, 粗大第二相粒子易碎; 而低挤压比挤压时变形抗力变小, 粗大第二相粒子嵌入在较软的基体中, 不易破碎
对第二相粒子的能谱分析发现, 这些第二相主要为Fe、Mn、Si的不规则粒子[12], 是在铸造过程或均匀化过程中形成的高熔点金属间化合物
图6不同温度挤压板的第二相分布及能谱分析
Fig.6SEM images with different extrusion ratio and EDX results of constituent particles: (a) (c) H-A (λ=36); (b) (d) L-A (λ=16)
图7给出了7N01铝合金经人工时效处理后的TEM像, 图7a和图7b分别为高挤压比试样H和低挤压比试样L的晶内、晶界析出相分布状况TEM
结果表明, 经人工时效处理后高挤压比试样H和低挤压比试样L的基体内均析出大量细小弥散的η'相, 晶界上析出粗大的η相, 同时晶界的无沉淀析出带较宽, 约为20-25 nm
高挤压比试样H晶界的析出相呈现沿晶界连续分布, 低挤压比试样L晶界的析出相则呈现出明显的沿晶界断续分布
图7c为人工时效处理下的中心层晶内析出相分布状态, 通过基体<>Al方向选区电子衍射可以判断, 时效后合金晶内主要析出相为GP区和η'相
图7
7N01铝合金不同挤压比下人工时效试样的透射组织
图8给出了自然时效状态下7N01铝合金不同挤压比的TEM像
图8a、b分别为高挤压比和低挤压比试样晶内和晶界析出相分布情况, 与经人工时效后的试样相比, 通过基体<>Al方向选区电子衍射可以判断, 时效后合金晶内主要析出相为GP区, 析出相沿晶界呈现明显的连续分布, 且几乎不存在无沉淀析出带
这种晶界结构, 不利于提高合金的抗应力腐蚀性性能
图87N01铝合金不同挤压比下自然时效试样的透射组织
Fig.8TEM images of 7N01 aluminum alloy with different extrusion ratio after natural aging: (a) H-N (λ=36); (b) (c) L-N (λ=16)
图7和图8的析出相分析结果表明, 7N01合金在自然时效过程中由于时效环境温度远低于人工时效, 合金中主要析出GP区, 与人工时效条件明显不同
在人工时效下主要的强化相为GP区和η'相, GP区与基体完全共格, 发生变形时容易被位错切割, η'相与基体保持半共格关系, 强度较高, 不容易被位错剪切, 因此其屈服强度大幅度提高
对比图7和图8中的晶界析出相特征, 人工时效态处理后无论是高挤压比试样H还是低挤压比试样L, 其晶界析出相均表现出明显的非连续分布特征, 类似于其它7XXX铝合金T7X处理获得的晶界析出相特征
而自然时效处理的试样, 无论是高挤压比试样H还是低挤压比试样L, 其晶界析出相均表现为连续分布, 与经典的T6状态类似
7XXX高强铝合金的应力腐蚀通常是沿晶界扩展, 晶界析出相的尺寸和分布的连续性对合金应力腐蚀性能有重要影响[13, 14]
根据氢脆理论和阳极溶解理论[15, 16], 晶界析出相呈连续分布会加剧溶解过程, 只有当晶界析出相呈断续分布时才能有效切断腐蚀通道
晶界、亚晶界及亚结构处能量高, 较低挤压比中的亚结构和亚晶界为粗大的η'相析出提供了形核场所
同时, 晶界的取向差也影响合金的腐蚀性能[17]
宏微观织构(图2、图4)表明, 经挤压后织构主要沿β取向线分布, 大挤压比中多为典型的Cube立方织构, Cube立方织构属于一种典型的再结晶织构(图2a), 小挤压比中以变形织构为主
同时EBSD图像也清楚的显示, 高挤压比试样中多以大角度的再结晶为主(图4所示)
文献[18- 20]报道, 大角度晶界不利于合金的应力腐蚀
合金的应力腐蚀性能的高低, 主要取决于晶界析出相的分布状态(即是否粗大且断续分布)以及晶界的取向分布差
综上分析, 高挤压比试样的抗腐蚀性能弱于低挤压比试样
图6和图7的析出相特征和表2的应力腐蚀断裂敏感性测试结果, 符合上述一般性规律
由此可见, 本文用双级时效, 实质是使7N01挤压材料的晶界析出相的析出状态为非连续分布, 从而获得了高的耐腐蚀性能并提高了屈服强度, 但是极限抗拉强度略有降低
3 结论
1. 7N01板材经不同挤压工艺处理后微观组织与性能有较大的差异
低挤压比板材的强度和屈服强度显著大于高挤压比板材
高挤压比板材内为细小且均匀的等轴再结晶晶粒, 低挤压比板材内存在大量粗大的亚结构
不同挤压比下板材的力学性能不同以及未溶结晶相尺寸和分布的差别, 挤压过程中的变形程度是两者力学性能不同的主要原因
2. 经不同挤压工艺处理后的7N01板材内部织构组态均沿β取向线分布
高挤压比板材中存在典型的Cube立方再结晶织构; 低挤压比板材中则主要以黄铜织构为主
3. 用两种时效制度得到的微观组织不同, 引起宏观性能的显著不同
在自然时效过程中晶内的主要析出相为GP区; 人工时效处理后的高温试样晶内主要的析出相为细小弥散的GP区和η'相, 此时晶界析出相呈断续分布, PFZ宽度约为20-25 nm, 具有比自然时效态更高的抗应力腐蚀性能和屈服强度
声明：
“7N01铝合金挤压板的微结构、织构和性能*” 该技术专利(论文)所有权利归属于技术(论文)所有人。仅供学习研究，如用于商业用途，请联系该技术所有人。
我是此专利(论文)的发明人(作者)
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编辑：中冶有色技术网
来源：黄英,邓运来,陈龙,廖飞,张新明
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2025年03月25日 ~ 27日 
