高溫預(yù)析出對(duì)Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu鋁合金應(yīng)力腐蝕的影響

李安敏 徐 飛 黃宇煒 孔德明

(1.廣西大學(xué) 廣西有色金屬及特色材料加工重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，廣西 南寧 530004;2.廣西大學(xué) 資源環(huán)境與材料學(xué)院，廣西 南寧 530004)

隨著現(xiàn)代飛行技術(shù)的發(fā)展，對(duì)材料的要求日益提高[1- 5]。Al- Zn- Mg- Cu系超高強(qiáng)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(yīng)力腐蝕性)差，由于航空航天工業(yè)對(duì)高強(qiáng)鋁合金的要求越來越高，研究合金化學(xué)和熱力學(xué)特性以提高Al- Zn- Mg- Cu系列高強(qiáng)鋁合金的強(qiáng)度和耐應(yīng)力腐蝕開裂(SCC, stress corrosion cracking)性能備受關(guān)注[9]。國內(nèi)外學(xué)者對(duì)鋁合金的應(yīng)力腐蝕機(jī)制做了大量研究，但到目前為止尚無定論。早期研究認(rèn)為，陽極溶解是鋁合金應(yīng)力腐蝕的主要過程，但對(duì)其細(xì)節(jié)仍有不同見解。隨后對(duì)鋁合金的氫脆和氫致滯后開裂的研究取得了突破性進(jìn)展，認(rèn)為鋁合金在水介質(zhì)中的應(yīng)力腐蝕實(shí)質(zhì)上是一種氫致滯后開裂過程。到目前為止，得到人們認(rèn)可的應(yīng)力腐蝕機(jī)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(duì)于鋁合金，常采用的熱處理工藝包括均勻化、固溶、淬火和時(shí)效。典型固溶工藝有單級(jí)固溶、雙級(jí)固溶、強(qiáng)化固溶、高溫預(yù)析出和多級(jí)固溶；常用時(shí)效工藝有單級(jí)時(shí)效、雙級(jí)時(shí)效、回歸再時(shí)效和特種峰時(shí)效。中高強(qiáng)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(duì)熱處理工藝的研究主要集中在時(shí)效方面，對(duì)固溶處理的研究較少。本文通過高溫預(yù)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(shí)間，以析出平衡相，然后淬火，再進(jìn)行人工時(shí)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(yīng)力腐蝕性能。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)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(jìn)行成分分析，樣品尺寸為φ40 mm×20 mm，其化學(xué)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(jìn)行不同工藝的預(yù)析出，固溶(預(yù)析出)后水淬至室溫，立即進(jìn)行人工時(shí)效。固溶(預(yù)析出)及時(shí)效工藝如表2所示。

表1 Al- Zn- Mg- Cu系鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?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(yù)析出對(duì)合金顯微組織的影響

圖2為試驗(yàn)合金的顯微組織。從圖2可以看出，不同高溫預(yù)析出處理后的合金組織均由較粗大的基體和細(xì)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(xì)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(qiáng)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(shí)只有4%～5%，可見是合金時(shí)效強(qiáng)化的重要因素。添加Mg可以提高強(qiáng)度，但Mg和Zn超過一定量會(huì)降低抗應(yīng)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(huì)降低合金的力學(xué)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(yù)析出對(duì)合金硬度與電導(dǎo)率的影響

試驗(yàn)合金的顯微硬度如表3所示，可以看出，無預(yù)析出8號(hào)樣的硬度比預(yù)析出1～7號(hào)樣的硬度高。隨著預(yù)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(yù)析出淬火后，析出驅(qū)動(dòng)力較小，第二相析出困難，只在晶界形成少量的析出相，對(duì)合金淬火后的過飽和固溶度影響不大，時(shí)效強(qiáng)化減弱甚微，硬度只是略微下降。隨著預(yù)析出溫度的降低，析出驅(qū)動(dòng)力增加，析出相增多，淬火后的過飽和固溶度減小，時(shí)效強(qiáng)化效果不斷減弱，導(dǎo)致合金硬度降低。

試驗(yàn)合金的電導(dǎo)率(%IACS)如表3所示，可以看出，隨著預(yù)析出溫度的降低，電導(dǎo)率不斷增大。合金的電導(dǎo)率與晶界析出相的分布有關(guān)。經(jīng)高溫預(yù)析出處理后，晶界析出相呈不連續(xù)分布，傳導(dǎo)電子在晶界附近傳導(dǎo)時(shí)所受阻礙作用減弱，從而合金的電導(dǎo)率提高。隨著預(yù)析出溫度的降低，合金的電導(dǎo)率不斷增大。這是因?yàn)轭A(yù)析出溫度降低導(dǎo)致析出驅(qū)動(dòng)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(shí)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(shí)基體點(diǎn)陣中的電子散射源數(shù)量和密度減小，從而提高了電導(dǎo)率，改善了合金的抗應(yīng)力腐蝕性能。

表3 Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu鋁合金的硬度、電導(dǎo)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(yù)析出對(duì)合金室溫拉伸性能的影響

圖5為試驗(yàn)合金的應(yīng)力- 應(yīng)變曲線。從表3、圖5中發(fā)現(xiàn)，8號(hào)樣的強(qiáng)度低于6、7號(hào)樣，說明合金經(jīng)過450和460 ℃預(yù)析出處理后，強(qiáng)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(yù)析出溫度的降低，強(qiáng)度逐漸降低。與無預(yù)析出的8號(hào)樣相比，440 ℃預(yù)析出處理的5號(hào)樣強(qiáng)度保持不變，但斷后伸長率增加了56.6%；400 ℃預(yù)析出處理的1號(hào)樣強(qiáng)度下降了16.6%。440 ℃及更低溫度的預(yù)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(yán)重降低了強(qiáng)度。450和460 ℃預(yù)析出處理的合金強(qiáng)度不但沒有下降反而升高，這是因?yàn)楹辖鸶邷仡A(yù)析出時(shí)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(cuò)通過這些質(zhì)點(diǎn)的方式變?yōu)榻换坪团室?，這種繞過第二相質(zhì)點(diǎn)的位錯(cuò)增加了合金的形變均勻性和強(qiáng)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(kuò)展[18]。

圖5 Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu鋁合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.5 Stress- strain curves of the Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu aluminum alloy

2.4 高溫預(yù)析出對(duì)合金抗應(yīng)力腐蝕性能的影響

表4為試驗(yàn)合金的SSRT結(jié)果，SSRT的應(yīng)力- 應(yīng)變曲線如圖6所示。由表4可以看出，除7號(hào)樣外，1～6號(hào)樣的強(qiáng)度都比8號(hào)樣低，這與室溫拉伸的強(qiáng)度規(guī)律相同，經(jīng)高溫預(yù)析出后合金的強(qiáng)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(qiáng)度均比在惰性介質(zhì)(干燥空氣)相同應(yīng)變速率下的要低。這些參量的相對(duì)值越小，對(duì)應(yīng)力腐蝕就越敏感，把這些參量的相對(duì)變化定義為應(yīng)力腐蝕敏感性F。F可定義為相對(duì)塑性損失或相對(duì)強(qiáng)度損失，即:

(1)

圖6 Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu鋁合金的SSRT應(yīng)力- 應(yīng)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(qiáng)度；A0、Z0、Rm0分別為惰性介質(zhì)中的值。F值越大，即相對(duì)塑性比A/A0或相對(duì)強(qiáng)度比Rm0/Rm越小，說明對(duì)應(yīng)力腐蝕越敏感。

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

表5為不同溫度高溫預(yù)析出后SSRT試驗(yàn)時(shí)合金的應(yīng)力腐蝕敏感性數(shù)據(jù)。由表5可以看出，以F(Rm)作為評(píng)價(jià)標(biāo)準(zhǔn)，應(yīng)力腐蝕敏感性大小隨著預(yù)析出溫度的降低而增大。以F(A)作為評(píng)價(jià)

表5 Al- 5.8Zn- 2.7Mg- 1.6Cu鋁合金的應(yīng)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(biāo)準(zhǔn)， 應(yīng)力腐蝕敏感性大小隨著預(yù)析出溫度的降低先增大、后減小、再增大。以F(Z)/%作為評(píng)價(jià)標(biāo)準(zhǔn)，則1、4、5、8號(hào)樣的應(yīng)力腐蝕敏感性較高，2號(hào)樣的應(yīng)力腐蝕敏感性最低。以tF/t0作為評(píng)價(jià)標(biāo)準(zhǔn)，則1號(hào)樣的應(yīng)力腐蝕敏感性最高，3、7號(hào)樣的應(yīng)力腐蝕敏感性較低。綜合上述結(jié)果可以認(rèn)為，高溫預(yù)析出能夠提高合金的抗應(yīng)力腐蝕性能，3、7號(hào)樣的應(yīng)力腐蝕敏感性較低，即420和460 ℃預(yù)析出處理可使合金得到較好的抗應(yīng)力腐蝕性能。

圖7為試驗(yàn)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(qiáng)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(diǎn)蝕聚集形成的點(diǎn)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(xì)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(yù)析出后的時(shí)效過程中晶界析出相粗大且呈不連續(xù)分布。隨著預(yù)析出溫度的降低，析出驅(qū)動(dòng)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(yīng)力腐蝕性能。根據(jù)陽極溶解理論，當(dāng)晶界析出相由連續(xù)分布轉(zhuǎn)變成不連續(xù)分布時(shí)，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(kuò)展。根據(jù)氫致開裂理論，合金在腐蝕介質(zhì)中形變時(shí)，暴露的新鮮金屬表面與水發(fā)生反應(yīng)生成活性氫原子，氫原子能夠進(jìn)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(yù)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(xué)性能和抗應(yīng)力腐蝕性能。

(2)當(dāng)預(yù)析出溫度為460 ℃時(shí)，與未預(yù)析出相比，合金硬度變化不大。420 ℃預(yù)析出能夠提高合金的電導(dǎo)率。

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

(4)當(dāng)預(yù)析出溫度為420 ℃時(shí)，合金的應(yīng)力腐蝕敏感性較低，抗應(yīng)力腐蝕性能較強(qiáng)，但強(qiáng)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(yīng)力腐蝕性能的高溫預(yù)析出工藝為470 ℃×1 h+420 ℃×0.5 h。