不同退火溫度對Al-Zn-Mg-Mn合金板性能及組織演變的影響

龍夢君，姜 鋒,，路麗英，3，吳飛飛，范福送

(1.中南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙 410083；2.中南大學 輕合金研究院，湖南 長沙 410083；3.東北輕合金有限責任公司,黑龍江 哈爾濱 150060)

Al-Zn-Mg系合金屬于可熱處理強化合金，以其比強度高、密度低、熱加工性優(yōu)良、耐蝕性好、力學性能良好等優(yōu)點，被廣泛應用于航空航天領域[1-2]。Al-Zn-Mg系鋁合金最主要的強化機制來源于鎂元素及鋅元素的固溶強化和沉淀硬化作用，二者又以沉淀硬化為主要強化機制[3-4]。Al-Zn-Mg系合金作為可熱處理強化合金，其時效析出過程決定了其性能[5]。研究發(fā)現(xiàn)：Al-Zn-Mg系合金的時效析出序列為SSSS→GP區(qū)→非平衡η′相→平衡相η(MgZn2)，其中非平衡相η′被認為是Al-Zn-Mg系合金主要的強化相，合理地調控沉淀相的析出并控制其析出速度，獲得適宜的析出相大小和分布是獲得合金優(yōu)異性能的關鍵[6-8]。隨著經濟各個領域的發(fā)展，對合金性能的要求不斷提高，過去幾十年來，許多學者大多數(shù)將研究中心放在析出相和熱處理方法上[9-10]。而對Al-Zn-Mg系合金在大變形領域的研究還很少，剪切帶等變形組織引起材料破壞的途徑仍然不清楚[11]。因此，本課題通過引入大變形量熱軋及冷軋的加工硬化作用，結合OM、SEM、TEM等手段，探究Al-Zn-Mg-Mn合金板經不同溫度退火后性能的變化規(guī)律、拉伸斷裂行為以及組織的演變行為，旨在充分挖掘該合金的性能，為其提供理論和試驗依據(jù)。

1 試驗材料與方法

試驗材料為某工廠生產的30 mm厚的Al-Zn-Mg-Mn合金熱軋板，其主要化學成分見表1。試樣取自熱軋板中心區(qū)域，試樣經穩(wěn)定化退火后熱軋成9 mm厚板，隨后420 ℃保溫4 h后淬火，經多道次冷軋成3.5 mm冷軋板。試樣總變形量為88%，其中冷軋總變形量為60%。從冷軋板上用線切割法切取尺寸為20 mm×12.5 mm×3.5 mm試樣。為研究試樣在不同退火溫度下合金組織及性能的變化規(guī)律，將冷軋至3.5 mm厚的試樣分別在100 ℃、200 ℃、250 ℃、300 ℃、350 ℃、400 ℃、450 ℃、500 ℃、550 ℃退火1 h，為了保留合金退火時的狀態(tài)，退火后對試樣水淬處理。試樣表面經機械打磨并拋光后，分別在HW187.5型布洛維硬度計及D60K數(shù)字金屬電導率測量儀上測量其硬度和電導率，每個試樣分別取三個位置進行測量，再取其平均值作為最終結果。按照國標GB/T 228-2002沿軋制方向切取拉伸試樣，拉伸試驗在MTS-810力學試驗機上進行，拉伸速度為2 mm/min。金相試樣采用Leica DFC295金相顯微鏡觀察，觀察面為冷軋板材的縱斷面。金相試樣的電解拋光液為10 mL HClO3+90 mL C2H5OH，拋光電壓為18 V，電解拋光時間為20 s。在FEI QUANTA-200掃描電鏡下觀察拉伸試樣的斷口形貌，顯微組織在透射電鏡TecnaiG2F20ST上分析，加速電壓為200 kV。所有透射樣品經機械減薄至100 μm后再雙噴減薄，減薄雙噴液為(體積分數(shù))30%HNO3+70%CH3OH，電流為65 mA，電解減薄溫度低于-20 ℃。

表1 試驗用Al-Zn-Mg-Mn合金板材的化學成分(質量分數(shù)/%)

2 試驗結果

2.1 不同退火溫度對合金板硬度和電導率的影響

不同溫度退火條件下試驗合金板的布氏硬度及電導率變化如圖1所示。由圖1可見，冷軋狀態(tài)未退火的合金板硬度較高(127 HB)，其電導率為18 MS/m；在較低溫度(100 ℃)退火1 h后，合金板硬度沒有明顯變化；隨著退火溫度升高，其硬度呈現(xiàn)單調下降趨勢；在100 ℃～350 ℃退火1 h后，硬度下降趨勢十分顯著；當退火溫度在350 ℃以上，合金板硬度依舊保持下降趨勢，但變化較為平緩。 在較低溫度退火合金板的電導率逐漸升高，250 ℃1 h退火后電導率達到峰值(23.1 MS/m)；在250 ℃～550 ℃范圍，其電導率隨著退火溫度的升高呈單調下降趨勢。

圖1 試驗合金板的硬度及電導率隨退火溫度(保溫1 h)的變化曲線

2.2 不同溫度退火1 h后試驗合金板的顯微組織及演變規(guī)律

根據(jù)試驗合金再結晶溫度的大致范圍，選取冷軋態(tài)、350 ℃1 h、450 ℃1 h和550 ℃1 h退火態(tài)共4組試樣分別用金相顯微鏡觀察，結果如圖2所示。從圖2a中可以看出，冷軋態(tài)在軋制方向晶粒被拉長呈纖細狀，是典型的纖維晶。由于試驗合金變形量大且在軋制過程中受力不均勻，導致晶粒在軋制方向上產生局部不均勻變形，在宏觀上產生類似于波浪狀的剪切帶組織，且存在大量縱橫交錯的剪切帶。350 ℃退火1 h后(圖2b)，相比于冷軋態(tài)，試驗合金此時開始發(fā)生再結晶，但總體仍然保持冷軋態(tài)組織，主體形貌仍為纖維組織；試驗合金內部仍然存在大量剪切帶組織，并且在剪切帶附近的晶粒尺寸明顯大于其他區(qū)域的，說明此時試驗合金發(fā)生局部再結晶并且在剪切帶附近的晶粒優(yōu)先再結晶。450 ℃退火1 h后(圖2c)，試驗合金發(fā)生大量再結晶及晶粒長大現(xiàn)象，視野區(qū)域中晶粒尺寸不一，剪切帶附近優(yōu)先長大的晶粒明顯比其他區(qū)域的晶粒尺寸大；剪切帶的大晶粒附近還能觀察到許多新生小晶粒，晶粒有進一步再結晶及長大的趨勢。隨著退火溫度的進一步升高，550 ℃退火1 h后，剪切帶組織完全消失，合金內部發(fā)生完全再結晶現(xiàn)象，晶粒尺寸相差甚大，局部區(qū)域發(fā)生晶粒合并現(xiàn)象并導致晶粒粗化，在大晶粒周圍仍然存在大量的小晶粒，見圖2d。

圖2 不同溫度退火處理后試驗合金的金相組織

圖3為Al-Zn-Mg-Mn合金試樣在不同溫度退火微觀組織演變的透射電子顯微分析。從圖3a可知，在大變形量冷軋過程中，合金內部大量的不均勻變形導致位錯密度大幅度增加，大量的位錯堆積形成位錯墻，且可以觀察到部分位錯相互纏結形成位錯胞。合金經350 ℃1 h退火后，位錯開始遷移并形成位錯墻，冷軋狀態(tài)的各位錯胞彼此分割，而這些位錯墻與胞狀組織等亞結構分隔出的不同區(qū)域在退火過程中成為形核質點并向亞晶結構轉變(圖3b)。當退火溫度升到450 ℃時，晶粒內部位錯和位錯胞基本消失，由位錯墻和位錯胞分割出的區(qū)域轉變?yōu)閬喚?，此時合金內部存在大量亞晶結構，說明此時再結晶已經大面積發(fā)生，并且在亞晶內部能清晰地觀測到大量的MgZn2粒子(見圖3c)。如圖3d可見，合金經550 ℃1 h退火后，再結晶進程大幅度加快，此時纖維組織逐漸被等軸晶所代替，晶界平直，有明顯的三叉晶界，表明此時合金內部已經發(fā)生了完全再結晶現(xiàn)象。

圖3 不同溫度退火后試驗合金的TEM圖

2.3 不同溫度退火1h后試驗合金板的力學性能及拉伸斷口形貌

表2列出試驗合金板冷軋態(tài)及經過不同溫度退火后的力學性能。從表2可以看出，冷軋態(tài)試樣的抗拉強度和屈服強度最高、分別為493.37 MPa和434.18 MPa，其伸長率最低、為7.11%；隨著退火溫度逐漸升高，其抗拉強度和屈服強度呈單調下降的趨勢，而伸長率則為單調上升趨勢。當退火溫度低于350 ℃時，其抗拉強度和屈服強度迅速降低，而伸長率上升趨勢不太明顯；當退火溫度高于350 ℃時，其抗拉強度和屈服強度下降趨勢變緩，下降幅度不大，而伸長率上升趨勢顯著；當退火溫度為550 ℃時，其抗拉強度和屈服強度降到最低，分別為265.9 MPa和235.5 MPa，而伸長率最高達到21.59%。

表2 不同溫度(保溫1 h)退火后試驗合金試樣的力學性能

不同溫度退火試樣的拉伸斷口形貌如圖4所示。從圖4a可以看出，在單軸拉應力的情況下，冷軋態(tài)試樣沿著特定的滑移系方向發(fā)生滑移，斷裂面存在大量的滑移平面，無明顯韌窩存在，這些滑移平面光滑且垂直，為典型的脆性斷裂；當試樣在350 ℃1 h退火后，拉伸試樣斷裂面上平滑的滑移面逐漸減少，局部區(qū)域滑移面逐漸被大小不一、深淺不一的韌窩所取代(圖4b)，此時斷裂方式逐漸由剪切斷裂向韌性斷裂方式轉變，呈典型的混合型斷裂；隨著退火溫度升高到450 ℃，其試樣拉伸斷裂面上垂直的滑移面基本完全消失，斷裂面為形狀大小各異的韌窩(圖4c)；而當退火溫度進一步升高至550 ℃，此時拉伸試樣斷裂方式已經完全由剪切斷裂轉變?yōu)轫g性斷裂，相比于450 ℃退火的試樣，550 ℃高溫退火的斷裂面上韌窩分布更密集，尺寸更大，呈典型的塑性斷裂(見圖4d)。

圖4 不同溫度穩(wěn)定化退火處理后試驗合金的微觀斷口形貌

3 分析與討論

3.1 不同退火溫度對試驗合金板硬度及電導率的影響

試驗合金經大變形量冷軋后，由于加工硬化作用，內部位錯迅速堆積，內部應力累積，導致合金硬度增大。在較低溫度(350 ℃)退火1 h后，試驗合金晶內位錯朝晶界移動，內應力減小，此時基體中MgZn2相析出，導致固溶強化作用降低，在回復和固溶強化降低的雙重作用下，試驗合金硬度下降很快。而當退火溫度高于350 ℃時，雖然試驗合金內部發(fā)生回復作用，且開始發(fā)生再結晶，但由于MgZn2相的回溶，固溶強化效果逐漸明顯，此時合金硬度下降減緩。在多組元合金中，鋁基體中的固溶原子引起的點陣畸變對電子的散射作用比沉淀析出第二相引起的散射作用更大[12]。在較低溫度下退火時，從合金基體中逐漸析出大量的平衡相，導致合金基體中的溶質原子逐漸減少，固溶原子引起的點陣畸變大幅度降低，對電子的散射概率大大減小，電導率也因此逐漸增大。而隨著退火溫度的進一步升高，在350 ℃以上溫度退火處理，晶界和晶內析出的MgZn2又逐漸回溶到基體，試驗合金基體中溶質原子又逐漸增多，從而導致對電子散射概率逐漸增加，電導率呈單調下降趨勢。

3.2 不同溫度退火對試驗合金板顯微組織演變及拉伸斷裂行為的影響

冷軋過程中由于基體的局部不均勻變形，導致試驗合金內部大量位錯堆積并纏結，因此在冷軋過程中誘發(fā)了大量的剪切帶組織產生。從圖2a和圖3a可知，由于剪切帶組織中大量位錯堆積及加工硬化所帶來的變形儲能，導致合金在退火過程中優(yōu)先在不均勻變形區(qū)域發(fā)生再結晶[13]。在低溫退火時，位錯向晶界移動，位錯墻和位錯胞及大量亞結構的生成為再結晶提供了大量的優(yōu)質形核點，而位錯墻以及位錯胞分隔出的區(qū)域為后續(xù)亞晶的長大提供了能量和形核位置。隨著退火溫度的升高，在450 ℃退火時，試驗合金內部發(fā)生大規(guī)模的再結晶(見圖2c和圖3c)，此時位錯及位錯胞基本消失，由亞結構演變而來的晶粒有進一步長大的趨勢。當退火溫度升至550 ℃時，此時試驗合金發(fā)生完全再結晶現(xiàn)象，圖2d中可以看出此時等軸晶代替了冷軋狀態(tài)下的纖維組織，在透射顯微分析中也呈現(xiàn)出了典型的三叉晶，說明此時晶粒已經完全再結晶，無長大趨勢。

由于試驗合金內部大量剪切帶組織的存在，剪切帶內部積累大量應變儲能，加工硬化雖引入大量位錯缺陷，位錯這一類缺陷引起的點陣畸變而產生的大量應變能是導致合金產生硬化的原因[14]。從圖4a可以看出，冷軋狀態(tài)下合金試樣的拉伸斷口平滑，斷口表面有大量滑移帶，呈典型的脆性斷裂。隨著退火溫度升高，從拉伸斷口形貌及力學性能可知，在再結晶的過程中，試驗合金試樣拉伸斷裂方式呈現(xiàn)出不同特點。隨著溫度升高，伴隨回復和再結晶的進行，試驗合金在退火過程中逐漸軟化，抗拉強度逐漸降低，伸長率卻呈單調遞增趨勢。相比于冷軋狀態(tài)的拉伸斷口形貌，低溫退火后試樣的拉伸斷口表面平滑的滑移帶逐漸被淺小的韌窩所代替，但斷裂面仍存在平直的滑移帶，表明此時斷裂方式逐漸從脆性斷裂向韌性斷裂過渡，為典型的混合型斷裂(圖4b)。隨著退火溫度進一步上升，再結晶進程進一步加快，晶粒的長大在降低試驗合金強度性能的同時有助于伸長率顯著提高，因此在經550 ℃退火后，強度性能大幅度下降，伸長率卻大幅度上升，試驗斷口完全被大小不一的韌窩所代替，此時合金斷裂方式已經完全由脆性斷裂轉變?yōu)轫g性斷裂。

4 結 論

1)冷軋狀態(tài)下試驗合金內部位錯堆積，應力大量累積，加工硬化效果顯著，試驗合金硬度較高，電導率較低。

2)在不同溫度退火過程中，隨著退火溫度升高，MgZn2亞穩(wěn)相先沉淀析出然后回溶，硬度逐漸降低，電導率先升高后降低，在250 ℃1 h退火平衡相析出最充分，電導率最高。

3)冷軋過程中產生的大量位錯以及亞結構提供了大量的形核質點，經350 ℃1 h退火后，試驗合金優(yōu)先在剪切帶組織開始發(fā)生再結晶現(xiàn)象；隨著退火溫度升高，再結晶程度加大；經不同溫度退火后的試驗合金拉伸試樣斷裂呈現(xiàn)不同特點，從脆性斷裂逐漸轉向混合型斷裂并最終完全轉變?yōu)轫g性斷裂。