Zr元素對電子產(chǎn)品用Al-Zn-Mg合金擠壓工藝的影響

林玉金，鄧 科，孫大翔，胡 權(quán)

(1.佛山市三水鳳鋁鋁業(yè)有限公司，廣東 佛山 528133； 2.廣東省鋁型材加工與裝備企業(yè)重點實驗室，廣東 佛山 528133； 3.廣東省科學(xué)院工業(yè)分析檢測中心，廣東 廣州 510650)

隨著電子行業(yè)快速發(fā)展，鋁合金因其陽極氧化性能優(yōu)異、密度低、導(dǎo)熱性能好、容易加工等特點，被廣泛應(yīng)用在智能手機、平板電腦、智能電視、筆記本電腦等消費電子產(chǎn)品中[1-3]。但隨著電子產(chǎn)品向更大尺寸、更輕更薄方向發(fā)展，傳統(tǒng)的陽極氧化用Al-Mg-Si合金的強度已經(jīng)無法滿足行業(yè)發(fā)展的需要，而更高強度的7×××系鋁合金吸引了行業(yè)的注意[4-5]。

電子產(chǎn)品外殼件用的鋁合金大多數(shù)是Al-Zn-Mg系合金，添加少量Cu元素(w(Cu)<0.5%)可顯著提高合金的強度，同時Cu對合金顏色的影響極小[6]。Zn、Mg元素是該類鋁合金的主添加元素，它們共存時會形成溶解度很大的η(MgZn2)相，合金的強度與硬度也將得到極大地提高。一般電子產(chǎn)品用7×××系鋁合金的合金設(shè)計思路是，極力減少合金中的Fe含量，控制微合金化元素的添加，同時盡量保持較低的合金化程度。低合金化7×××系鋁合金雙級時效后，合金的陽極氧化膜在美觀性與耐用性方面更具優(yōu)勢[7-9]。其中控制合金中抑制再結(jié)晶元素的含量，可得到尺寸均勻、等軸晶組織，有助于減少陽極氧化膜的料紋、異色線等缺陷[10-11]。

本試驗通過在低合金化Al-Zn-Mg合金中添加一定量的微合金化元素Zr，研究Zr元素的添加對合金擠壓工藝、微觀組織與力學(xué)性能的影響，最終為研制兼具強度與外觀裝飾性的高性能含Zr電子產(chǎn)品用Al-Zn-Mg合金提供試驗依據(jù)。

1 試驗材料及方法

試驗材料為7003鋁合金的基礎(chǔ)上調(diào)整Zn、Mg和Zr元素含量，形成2種新型Al-Zn-Mg合金，試驗合金的化學(xué)成分如表1所示。合金經(jīng)熔煉、鑄造、均勻化處理后備用。

表1 新型Al-Zn-Mg合金化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 1 Chemical composition of new Al-Zn-Mg alloys (wt/%)

擠壓工藝試驗在10 MN擠壓機上完成。將均勻化后的鑄錠(Φ100 mm)熱擠壓成截面為50 mm×5 mm板材，擠壓溫度范圍450 ℃～500 ℃，擠壓速度范圍1 m/min～4 m/min，擠壓比為31.4，在線室溫水冷淬火，擠壓后的試樣經(jīng)自然時效72 h后進行 100 ℃12 h+160 ℃ 10 h雙級人工時效。

據(jù)GB/T 16865-2013標準，拉伸試樣的形狀和尺寸如圖1所示。拉伸試驗在Zwick/RoellZ250型拉伸試驗機上進行，拉伸速率3 mm/min，采用3個標準試樣的平均值為力學(xué)性能的最終值。

圖1 拉伸試樣的形狀和尺寸Fig.1 Shape and size of the tensile specimen

試樣經(jīng)機械拋光后進行電解拋光，電解液采用高氯酸溶液(10 mL高氯酸+90 mL酒精)，電壓為20 V，電流為0.1 A，時間為20 s，溫度為-10 ℃。在GeminiSEM 300場發(fā)射型掃描電子顯微鏡上進行EBSD測試。將試樣機械減薄至100 μm左右，再經(jīng)Struers Tenupol-5電解雙噴儀進行電解雙噴減薄，雙噴液為HNO3與CH3OH(其體積比為3∶7)的混合溶液，電解雙噴溫度為-30 ℃，電解雙噴電壓為10 V～20 V。用Jeol 2100F透射電鏡觀察合金微觀組織。

2 試驗結(jié)果

2.1 金相與EBSD觀察

圖2為1#合金在不同擠壓條件下縱截面(ED-ND面)的顯微組織圖。由圖2a可見，在擠壓溫度450 ℃、擠壓速度為1 m/s時，1#合金擠壓后的晶粒組織均勻，晶粒大小約為50 μm；擠壓溫度提高到480 ℃、擠壓速度仍然為1 m/s時的晶粒組織比較均勻，晶粒尺寸有所增大(約為55 μm)，如圖2b所示；擠壓溫度保持480 ℃、擠壓速度提高到4 m/s時的晶粒組織細小且均勻，晶粒尺寸約為53 μm(圖2c所示)。由此可見，合金在不同擠壓條件下均發(fā)生明顯的再結(jié)晶現(xiàn)象，晶粒組織細小且均勻，晶粒尺寸相差不大。

圖2 1#合金不同擠壓條件下ED-ND面的顯微組織圖Fig.2 Microstructures of ED-ND surface of 1# alloy under different extrusion conditions

圖3所示為2#合金在不同擠壓條件下ED-ND面的金相組織照片。因為2#合金含有質(zhì)量分數(shù)為0.2%的Zr元素，有效地抑制了再結(jié)晶的發(fā)生，所以2#合金在3種擠壓條件下，都無法觀察到明顯的晶粒組織，均呈現(xiàn)典型的變形纖維狀組織。因此，嘗試借助EBSD來觀察2#合金組織。

圖3 2#合金不同擠壓條件下ED-ND面的顯微組織圖Fig.3 Microstructures of ED-ND surface of 2# alloy under different extrusion conditions

圖4為2#合金在不同擠壓條件下ED-ND面的EBSD晶粒分布圖。由圖4a可見，2#合金在擠壓溫度為460 ℃、擠壓速度為1 m/ min擠壓后的晶粒組織呈現(xiàn)明顯的變形組織，在晶界處產(chǎn)生了大量的1 μm～5 μm的亞晶；由圖4b可見，當擠壓溫度升高到480 ℃、擠壓速度增加到4 m/min時，合金的晶粒組織仍然呈現(xiàn)明顯的變形組織，在晶界處產(chǎn)生大量的1 μm～5 μm的亞晶，但是部分亞晶開始合并長大到8 μm～10 μm；由圖4c可見，當擠壓溫度繼續(xù)升高到500 ℃、擠壓速度為4 m/min時，合金的組織仍然呈現(xiàn)明顯變形組織，在晶界處產(chǎn)生大量的細小的1 μm～5 μm的亞晶。

圖4 2#合金在不同擠壓條件下ED-ND面的EBSD晶粒分布圖Fig.4 EBSD grain distribution of ED-ND surface of 2# alloy under different extrusion conditions

2.2 力學(xué)性能

圖5為1#合金和2#合金在不同擠壓條件的力學(xué)性能。對比圖5a和5b可知：1#合金的抗拉強度明顯比2#合金較低，但伸長率更高。對比不同擠壓工藝下合金的力學(xué)性能，都是在較高的溫度和較快的擠壓速度下合金的力學(xué)性能更好。綜合來看，1#合金在擠壓溫度為480 ℃，擠壓速度為4 m/min時合金的力學(xué)性能最好； 2#合金在擠壓溫度為500 ℃，擠壓速度為4 m/min時合金的力學(xué)性能最佳，此時合金的抗拉強度達到407 MPa，屈服強度344 MPa，伸長率13.5%。

圖5 1#、2#合金不同擠壓條件下的力學(xué)性能柱狀圖Fig.5 Bar chart of mechanical properties of 1# and 2# alloys under different extrusion conditions

2.3 TEM分析

Al-Zn-Mg合金以η′相為主要強化相，主要的時效析出序列為過飽和固溶體→GP區(qū)→η′ 相→η相。圖6是1#合金在不同擠壓條件下合金的晶界與晶內(nèi)析出相的TEM照片。如圖6a與圖6b所示，在擠壓溫度450 ℃、擠壓速度1 m/min條件下，合金晶界無明顯的析出相析出，無沉淀析出帶(PFZ)較寬，達到80 nm～100 nm；晶內(nèi)析出相的尺寸以及分布都十分不均勻。這可能是由于在450 ℃的擠壓溫度下，合金有預(yù)析出相或者未溶解的第二相存在，造成后續(xù)時效后晶內(nèi)析出相的不均勻。如圖6c與圖6d所示，在擠壓溫度480 ℃，擠壓速度1 m/min條件下，合金晶界析出近似球狀的析出相，呈不連續(xù)分布，這些析出相尺寸也十分不均勻，粒徑約為20 nm～40 nm；但合金晶內(nèi)的析出相彌散且均勻，是典型的η′ 強化相。當合金擠壓溫度從450 ℃升高到480 ℃時，合金內(nèi)的粗大第二相和預(yù)析出相基本溶解，從而使得合金晶內(nèi)的析出相更加均勻。如圖6e與圖6f所示，在擠壓溫度480 ℃、擠壓速度4 m/min條件下，合金晶界上析出近似橢球狀的、粒徑約20 nm左右的析出相，合金晶內(nèi)的析出相與圖6d的情況相似，η′ 強化相呈均勻彌散分布。

圖7所示為2#合金在不同擠壓條件下的晶界、晶內(nèi)析出相分布TEM圖。如圖7a與圖7b所示，在擠壓溫度460 ℃、擠壓速度1 m/min條件下，合金晶界析出不連續(xù)分布的近似橢球狀的η相，晶內(nèi)析出相分布不太均勻，而且析出相尺寸大小差別較大，但與1#合金在較低溫度和較低速度下的析出相形態(tài)相比，2#合金的析出相的密度要高，最后結(jié)果也反應(yīng)2#合金的強度相對較高。如圖7c與圖7d所示，合金在擠壓溫度480 ℃、擠壓速度4 m/min條件下，晶界析出相依然呈不連續(xù)分布，橢球狀析出相數(shù)量明顯減少，且存在一定寬度的PFZ；晶內(nèi)的強化析出相整體較為均勻，且細小彌散，最終表現(xiàn)為此狀態(tài)的2#合金強度較高。如圖7e與圖7f所示，合金在擠壓溫度500 ℃、擠壓速度4 m/min條件下，晶界析出相依然呈不連續(xù)分布，析出相的數(shù)量更多且尺寸更??；此時晶內(nèi)析出相與圖7d中的情況相似，細小彌散分布均勻。

圖8為1#、2#合金TEM圖。由圖8可知，2#合金因為含有Zr元素，合金中存在大量細小的亞晶，大小在2 μm～3 μm左右。Zr元素以Al3Zr顆粒的形式存在，為球狀，粒徑約為30 nm，正是由于這些Al3Zr顆粒均勻分布在合金晶內(nèi)從而抑制合金的再結(jié)晶，使合金保留亞晶組織，因此2#合金的力學(xué)性能顯著高于1#合金的，這也與合金的顯微組織與力學(xué)性能結(jié)果相吻合。

圖8 1#、2#合金TEM分析圖Fig.8 TEM analysis of 1# and 2# alloys

不含Zr的Al-Zn-Mg合金在熱加工過程中主要發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。當擠壓溫度450 ℃、擠壓速度1 m/min時，合金發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，晶粒尺寸約為50 μm(如圖2a)；隨著擠壓溫度升高到480 ℃(擠壓速度1 m/min)時，由于熱激活的作用增強使得合金再結(jié)晶程度增大，因此合金的晶粒尺寸增大到55 μm(圖2b)；當合金擠壓速度增大到4m/min、擠壓溫度480 ℃時，由于合金變形速度增快，合金發(fā)生再結(jié)晶的時間不充分，導(dǎo)致合金再結(jié)晶程度降低，合金晶粒尺寸減少到53μm(圖2c)。由于Zr元素的加入，會析出與基體共格的Al3Zr顆粒，Al3Zr粒子彌散相能強烈釘扎位錯運動和阻礙亞晶界遷移，顯著抑制亞晶長大和基體再結(jié)晶，因此含Zr的Al-Zn-Mg合金在熱加工過程中主要發(fā)生動態(tài)回復(fù)，從而合金保留了大量的亞晶組織(圖4)。

Al-Zn-Mg合金是時效強化型鋁合金，其強度主要取決于晶內(nèi)和晶界的析出相的形態(tài)、分布、尺寸。在合金的時效過程中，晶內(nèi)析出相越彌散、均勻、細小、對位錯的阻礙越強烈，其強度就會越高。同時含Zr的2#合金由于Al3Zr釘扎晶界，抑制再結(jié)晶的作用，合金內(nèi)存在大量細小的亞晶，因此2#合金在高溫下擠壓的強度更高。而由于2#合金強度的提高，伸長率下降。1#合金在擠壓溫度450 ℃、擠壓速度1 m/min條件下，合金晶界無明顯的析出相析出，但有較寬的無沉淀析出帶，晶內(nèi)析出相的形狀、尺寸以及分布都不均勻，有過時效的η相析出(圖6a、6b)，因此，1#合金在此條件下的力學(xué)性能較低，強度和伸長率都不佳。在擠壓溫度480 ℃、擠壓速度1 m/min條件下，合金晶界析出近似球狀的、不均勻的析出相，且尺寸較大，但合金晶內(nèi)的析出相對相彌散且均勻(圖6c、6d)，此時1#合金的力學(xué)性能得到改善。在擠壓溫度480 ℃、擠壓速度4 m/min條件下，合金晶界析出相呈現(xiàn)不連續(xù)分布，無沉淀析出帶幾乎沒有，晶界析出相尺寸較小，且分布均勻，對合金的強度和塑性都有一定的促進作用；晶內(nèi)的析出相也更加細小、彌散且均勻(圖6c)，因此在此狀態(tài)下1#合金的力學(xué)性能最好。2#合金在擠壓溫度460 ℃、擠壓速度1 m/min條件下，晶界呈不連續(xù)分布的穩(wěn)定相，無沉淀析出帶與1#合金相比窄的多，晶內(nèi)析出相的尺寸大小不一，分布不均勻，整體析出數(shù)量較少(圖7a、7b)。合金在擠壓溫度480 ℃、擠壓速度4 m/min條件下晶界析出橢球和球狀的第二相且分布不均勻，晶界PFZ也較窄，但晶內(nèi)析出相相對均勻彌散(圖7c、7d)，合金的力學(xué)性能得到提高。在擠壓溫度500 ℃、擠壓速度4 m/min時，合金晶界析出相最為均勻密集，晶內(nèi)析出相也均勻細小彌散分布(圖7e、7f)，力學(xué)性能最好。比較幾種擠壓工藝，在500 ℃以下，整體趨勢為變形溫度越高，擠壓速率越快，最終合金的力學(xué)性能越佳。

圖7 2#合金在不同擠壓條件下TEM圖Fig.7 TEM images of 2# alloy under different extrusion conditions

3 結(jié) 論

1)不含Zr的Al-Zn-Mg合金在擠壓溫度為480 ℃、擠壓速度為4 m/min擠壓條件下，發(fā)生明顯的動態(tài)再結(jié)晶，晶粒組織均勻且細小，具有較好的力學(xué)性能，合金經(jīng)雙級時效后屈服強度、抗拉強度、伸長率分別為345 MPa、389 MPa、18.5%。

2)含Zr的Al-Zn-Mg合金擠壓后，合金擠壓組織

會產(chǎn)生大量的1 μm～5 μm的亞晶，合金在擠壓溫度為500 ℃、擠壓速度為4 m/min擠壓條件下，力學(xué)性能最佳，合金經(jīng)雙級時效后屈服強度、抗拉強度、伸長率分別為344 MPa、407 MPa、13.5%。

3)含Zr的Al-Zn-Mg合金在擠壓溫度為500 ℃、擠壓速度4 m/min時，合金晶界析出相最為均勻密集，晶內(nèi)析出相也均勻細小彌散分布，強度最高。