添加Sc和提高Zn含量對7085鋁合金力學(xué)性能、淬火敏感性和耐蝕性能的影響

孫浩鳴, 劉崇宇, 石 磊, 張 磊, 肖濟(jì)金

(桂林理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 廣西 桂林 541004)

7×××系超高強(qiáng)鋁合金是可熱處理合金,因其具有高比強(qiáng)度、高硬度、良好的機(jī)械加工性能、較好耐蝕性和較高韌性等優(yōu)點(diǎn),被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域[1]。隨著科學(xué)技術(shù)的發(fā)展,人們對飛機(jī)結(jié)構(gòu)件的要求逐漸轉(zhuǎn)向大型化和一體化。目前,超厚7085鋁合金板已被用于制造無需焊接的大型部件[2-3]。但該系列合金存在淬火敏感性,即淬火速率減小導(dǎo)致過飽和固溶體迅速分解,降低后續(xù)時效強(qiáng)化效果。厚板淬火時,中心的冷卻速率往往較小,導(dǎo)致時效后表層與中心性能不均勻[4-5]。7085合金淬火敏感性低,淬透層深度可達(dá)300 mm,但是該合金的力學(xué)性能和耐腐蝕性能不夠理想,限制了該合金的廣泛應(yīng)用[6]。因此,進(jìn)一步提升7085鋁合金的力學(xué)性能和耐腐蝕性能、盡量降低其淬火敏感性是急需解決的問題。

7085鋁合金的力學(xué)性能和淬火敏感性主要取決于其化學(xué)成分。Zhang等[7]和Nie等[8]比較了幾種7××× 系鋁合金的淬火敏感性,發(fā)現(xiàn)高Zn含量的7085鋁合金淬火敏感性較低。Peng等[9]發(fā)現(xiàn),提高Zn含量和降低Cu含量可提高7085合金的硬度并降低其淬火敏感性。Sc是對鋁合金性能優(yōu)化效果最好的合金元素之一[10]。Sc的加入可以形成Al3(Sc, Zr)相,促進(jìn)晶粒細(xì)化,改善7×××系鋁合金的力學(xué)性能、超塑性和耐蝕性能[11-14]。Liu等[15]發(fā)現(xiàn),添加Sc元素能顯著提高Al-Zn-Mg-X合金的局部耐蝕性。同時,加入Sc元素引起晶粒尺寸和相組成變化會顯著影響鋁合金的硬度,從而影響其淬火敏感性。

以往的研究中僅單獨(dú)討論Zn或Sc元素對鋁合金各項性能的影響,本研究根據(jù)7085鋁合金的化學(xué)成分提高Zn含量,并添加Sc元素。研究Zn、Sc含量對7××× 系鋁合金微觀組織、力學(xué)性能、淬火敏感性和耐蝕性能的影響,以探索獲得高性能7×××系鋁合金的方法。

1 試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)在7085合金成分的基礎(chǔ)上調(diào)整元素,在實(shí)驗(yàn)室條件下熔煉鑄造了3種不同化學(xué)成分的鋁合金,厚度均為30 mm。表1為3種合金的實(shí)際成分,1號合金為基礎(chǔ)7085合金,2號合金在1號合金基礎(chǔ)上添加Sc元素,3號合金是在2號合金基礎(chǔ)上提高Zn含量而得到的高Zn含Sc合金。

表1 試驗(yàn)用7085鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

將鋁合金厚板在450 ℃下進(jìn)行多道次熱軋加工至4 mm厚薄板,并切割成尺寸為200 mm×100 mm×4 mm 的試樣,在一側(cè)鉆深度為30 mm、半徑為1.5 mm的孔并埋放熱電偶。將鋁板和熱電偶一同放入DZF-6020型箱式電阻爐,在470 ℃條件下保溫1 h,隨后采用風(fēng)冷(FC)和水冷(WC)兩種降溫方式,得到的3種合金樣品分別標(biāo)號為F1、F2、F3和W1、W2、W3。熱處理全程使用HIOKI LR8431-30型溫度采集儀實(shí)時監(jiān)測并記錄鋁板溫度。待試樣冷卻后放入DHG-9030A型空氣干燥爐中進(jìn)行120 ℃×24 h人工時效,熱處理過程見圖1。

圖1 熱處理工藝示意圖

分別采用Leica-DMi8型光學(xué)顯微鏡(OM)、Zeiss Gemini-300型掃描電鏡(SEM)、和FEI-Tecnai G2 F20 S-TWIN型透射電鏡(TEM)觀察各狀態(tài)樣品的微觀結(jié)構(gòu),觀察面垂直于軋制方向。

按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn)第1部分:室溫試驗(yàn)方法》,用AGS-X型萬能力學(xué)拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行力學(xué)性能測試,拉伸速度為1 mm/min,拉伸試樣形狀和尺寸如圖2所示。樣品在拉伸之前應(yīng)打磨切割面以避免缺陷影響試驗(yàn)數(shù)據(jù)分析,每種狀態(tài)各進(jìn)行3次拉伸試驗(yàn),并取其平均值。

圖2 拉伸試樣的形狀與尺寸

按照GB/T 7998—2005《鋁合金晶間腐蝕測定方法》進(jìn)行晶間腐蝕(IGC),在合金板材縱截面中心截取試樣,試樣尺寸為4 mm×10 mm×4 mm。試樣表面經(jīng)粗磨、細(xì)磨、拋光及表面油污處理,用水洗凈并晾干。按氯化鈉(57 g)和過氧化氫(10 mL)加蒸餾水(共1 L)配置溶液。試驗(yàn)中腐蝕液體積與試樣被浸面積之比小于20 mm2/mL,將試樣在(35±3) ℃的水浴鍋中浸泡6 h后取出,并按照光學(xué)顯微鏡的制樣要求進(jìn)行磨樣拋光,最后用光學(xué)顯微鏡觀察晶間腐蝕形貌。晶間腐蝕評價等級為:最大深度不超過0.01 mm為一級;介于0.01～0.03 mm為二級;介于 0.03～0.10 mm 為三級;介于0.10～0.30 mm為四級;超過0.30 mm為五級。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 冷卻速率

圖3為各合金在風(fēng)冷和水冷淬火過程中的溫度變化曲線。在淬火過程中用測溫儀記錄溫度從(470±2) ℃降至(35±2) ℃所用的時間,計算得出冷卻速率。從圖3 可知,在風(fēng)冷條件下,F1試樣降溫速率最快,平均降溫速率為1.21 ℃/s,F2和F3試樣的平均冷卻速率為0.60 ℃/s 和0.63 ℃/s,說明添加Sc元素可以降低合金冷卻速率。F3試樣的瞬時冷卻速率高于F2試樣,這說明在含Sc基礎(chǔ)上提高Zn含量會略微提高合金冷卻速率。在水冷條件下,W1、W2和W3試樣的平均降溫速率相近,分別為84.8、79.6、86.6 ℃/s。

圖3 不同試樣的降溫曲線

2.2 顯微組織

圖4為各合金在風(fēng)冷和水冷條件下的OM圖。從圖4可知,合金在風(fēng)冷與水冷情況下晶粒尺寸無明顯差別,說明淬火速率并未影響合金晶粒尺寸及分布。F1和W1試樣的晶粒均為粗大的再結(jié)晶晶粒,尺寸約為60 μm(如圖4(a,d)所示); 2號和3號合金晶粒尺寸和形貌相似,且與1號合金的晶粒結(jié)構(gòu)有較大區(qū)別,大體為沿軋制方向的細(xì)長晶粒,僅有少量細(xì)小再結(jié)晶晶粒,這表明添加Sc可以有效抑制合金再結(jié)晶。同時,初生含Sc合金內(nèi)還可見呈菱形的第二相(黑色箭頭所示),根據(jù)文獻(xiàn)報道,其為合金在凝固過程中產(chǎn)生的初生Al3(Sc, Zr)相[16-17](如圖4(b,c,e,f)所示)。

圖5為各合金晶內(nèi)淬火析出相的TEM圖。從圖5可以看出,合金在時效后會形成大量納米相,從局部放大圖可明顯看到納米級的細(xì)小針狀η′相(MgZn2)[18],且水冷樣品η′相密度較風(fēng)冷樣品更高。F1中存在粗大η相(MgZn2),η′相分布稀疏(見圖5(a))。W1中無明顯粗大第二相,η′相密度較F1試樣更高(見圖5(d))。F2試樣中可觀察到馬蹄狀的納米級Al3(Sc,Zr)粒子和少數(shù)以Al3(Sc,Zr)粒子為核心的η相(見圖5(b))。W2試樣中無明顯粗大第二相,但W2中的η′相密度高于F2(見圖5(e))。3號合金形貌與2號合金類似,但由于提高了Zn含量,F3和W3試樣中的η′相數(shù)量分別高于F2和W2試樣(見圖5(c,f))。

圖5 不同試樣晶內(nèi)析出相的TEM圖

圖6為各合金晶界析出相的TEM照片。從圖6可以看出,合金在風(fēng)冷條件下,晶界上析出粗大的第二相,經(jīng)EDS分析可知,晶界上粗大第二相均為η相,由于其消耗了基體中大量溶質(zhì)原子,導(dǎo)致析出相周圍形成貧溶質(zhì)原子區(qū)域,時效后形成了一定寬度的晶界無沉淀析出帶(PFZ)。F1試樣的PFZ寬度最寬,約為90 nm,η相粗大且斷續(xù)分布,長度約為180 nm(見圖6(a))。與F1試樣相比,F2與F3試樣的PFZ寬度明顯變窄,寬度分別為45 nm和60 nm,η相尺寸明顯變小,說明添加Sc元素可以有效降低晶界處PFZ的寬度及晶界上η相的尺寸(見圖6(b,c))。在水冷條件下,3種合金的PFZ寬度都明顯變窄,晶界上η相尺寸相近(見圖6(d～f))。

圖6 不同試樣晶界析出相的TEM圖

2.3 力學(xué)性能和淬火敏感性

從圖7和表2可以看出,F1試樣的抗拉強(qiáng)度為489 MPa,F2和F3試樣的抗拉強(qiáng)度略微高于F1試樣,伸長率分別提高了32%和47%。W1的抗拉強(qiáng)度為518 MPa,W2和W3試樣的抗拉強(qiáng)度達(dá)到570 MPa和595 MPa,相較于W1試樣分別提高了10%和15%,伸長率相對于W1試樣分別提高了6%和26%。

圖7 不同試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

為了更好地表示3種合金的淬火敏感性,引用式(1)[19]:

Q=(PW-PF)/PW×100%

(1)

式中:Q為冷卻速率減小而導(dǎo)致性能下降的程度;PW為采用室溫水冷卻時對應(yīng)的性能;PF為在風(fēng)冷淬火時對應(yīng)的性能。Q值越大,說明合金性能隨冷卻速率的減小而降低的程度越大,即淬火敏感性越高。將表2中抗拉強(qiáng)度數(shù)據(jù)代入式(1)可得:Q1=5.6%,Q2=11.6%,Q3=14.3%。對比Q值大小可知,1號合金過飽和固溶體分解受冷卻速率的影響不大,即1號合金淬火敏感性最低,說明加入Sc元素及提高Zn含量均會提高合金的淬火敏感性。

表2 不同試樣的拉伸性能

從圖8可以看出,各樣品斷口存在大量韌窩,符合韌性斷裂的特征。1號合金在風(fēng)冷和水冷條件下形貌相似,韌窩尺寸較大且存在部分平整斷面,因此二者的伸長率相差不大(見圖8(a,d))。2號合金斷口形貌比1號 合金更平整,黑色箭頭所指為菱形的初生Al3(Sc,Zr) 相(見圖8(b,e))。3號合金斷口表面第二相數(shù)量比2號合金少,韌窩數(shù)量多且細(xì)小,這也是3號合金具有較好韌性的原因(見圖8(c,f))。

圖8 不同試樣的拉伸斷口形貌

2.4 抗晶間腐蝕性能

從圖9可以看出,3種合金有著不同程度的腐蝕,腐蝕沿晶界展開,大部分表層晶粒發(fā)生了脫落,表面被腐蝕成一個個小的蝕坑。在風(fēng)冷條件下,合金晶界腐蝕等級均為4級,F1試樣的抗晶間腐蝕能力最差,最大腐蝕深度為152 μm,F2和F3試樣的最大腐蝕深度分別約為101 μm和119 μm。在水冷條件下,各合金的抗晶間腐能力明顯提高,晶間腐蝕等級均為3級,W1、W2和W3試樣的腐蝕深度分別約為41、44和53 μm。

圖9 不同試樣晶間腐蝕6 h后的形貌

2.5 分析與討論

2.5.1 對力學(xué)性能的影響

7085鋁合金是時效強(qiáng)化合金,其強(qiáng)度與時效后η′相的數(shù)量和密度直接相關(guān)[20]。加入Sc元素后,熔鑄過程中形成的初生Al3(Sc, Zr)相可作為α-Al結(jié)晶的形核質(zhì)點(diǎn),有效細(xì)化鑄態(tài)合金組織。均勻化處理所產(chǎn)生的納米級Al3(Sc, Zr)相由于本身細(xì)小、彌散可作為強(qiáng)化相,提高合金強(qiáng)韌性,在時效過程中還可作為形核質(zhì)點(diǎn)促進(jìn)η′相彌散分布,提高合金力學(xué)性能。此外,Al3(Sc, Zr)相還能有效抑制合金再結(jié)晶,釘扎位錯,穩(wěn)定亞結(jié)構(gòu),增加晶體缺陷密度,促進(jìn)η′相的析出,如圖5(e,f)所示,這也是W2和W3試樣的抗拉強(qiáng)度高于W1試樣的主要原因。在含Sc基礎(chǔ)上提高Zn含量可進(jìn)一步提高合金的抗拉強(qiáng)度、伸長率。這是由于η′相主要由Zn和Mg兩種元素組成,提高Zn含量有利于提高合金的過飽和固溶度,使時效后合金內(nèi)析出更高密度的η′相,從而提高合金的強(qiáng)度。

2.5.2 對淬火敏感性的影響

淬火過程中形成的粗大η相是合金產(chǎn)生淬火敏感性主要原因[21]。大量析出η相會降低合金固溶體的過飽和度,在后續(xù)時效過程中,因溶質(zhì)原子貧乏而析出較少的強(qiáng)化相,降低合金的綜合力學(xué)性能,提高合金的淬火敏感性。

此外,合金的再結(jié)晶程度也是影響因素之一[22],添加Sc元素可以有效抑制再結(jié)晶,保留變形過程中產(chǎn)生的位錯和亞結(jié)構(gòu)組織,這些位錯和亞結(jié)構(gòu)能量較高,可以為η相析出提供場所,有利于η相的析出,使合金淬火敏感性提高。

一方面,在慢速淬火過程中,添加Sc元素的F2和F3合金中具有大量Al3(Sc, Zr)粒子(見圖5(b,c)),在一定程度上為η相提供形核核心,由于在基體中分布均勻,可以提高η相形核概率。另一方面,加入Sc元素后顯著抑制了合金的再結(jié)晶,有效釘扎位錯,提高了缺陷密度(見圖5(b,c))。綜上,加入Sc元素會促進(jìn)合金內(nèi)η相的析出和長大,從而提高了合金的淬火敏感性。3號合金由于提高Zn含量會進(jìn)一步增加η相數(shù)量及密度,顯著提高合金的淬火敏感性,所以3號合金的淬火敏感性最高。

2.5.3 對抗晶間腐蝕性能的影響

鋁合金的晶間腐蝕有兩種被廣泛接受的機(jī)理[23]:一是Al基體與PFZ之間存在電位差。PFZ是溶質(zhì)原子耗盡的區(qū)域,與Al基體相比,PFZ的腐蝕電位更為負(fù),常作為陽極優(yōu)先發(fā)生陽極溶解。因此,PFZ寬度是影響抗晶間腐蝕性能的原因之一[24]。二是晶界析出相與晶內(nèi)析出相之間存在電化學(xué)反應(yīng),具有連續(xù)析出相的晶界更容易發(fā)生腐蝕。

從圖9可知,在風(fēng)冷樣品中,F1試樣抗腐蝕性能最差,原因是F1試樣晶界上的平衡相粗大且PFZ寬度最寬(見圖6(a)),較寬的PFZ更容易成為晶間腐蝕的腐蝕通道[15],因此F1試樣最容易發(fā)生晶間腐蝕。F2和F3樣品加入Sc會給合金內(nèi)部提供額外的形核位點(diǎn),提高析出形核效率,降低晶界上η相的尺寸,時效后PFZ寬度降低(見圖6(b,c))。其次,加入Sc可以有效地抑制鋁合金的再結(jié)晶,使析出相呈現(xiàn)出不連續(xù)性,陽極腐蝕通道被切斷,所以F2和F3樣品的腐蝕速率在一定程度上降低。相較于F2樣品,F3樣品耐腐蝕性能變差,主要是因?yàn)樘岣遉n含量后,合金晶界處η相密度也隨之提高,導(dǎo)致在腐蝕的初級階段更容易和基體之間形成腐蝕微電池,導(dǎo)致腐蝕速度加快,更容易發(fā)生腐蝕[25]。與風(fēng)冷樣品相比,3種合金在高冷卻速率下均具有良好的耐蝕性能,原因是高淬火速率可以抑制PFZ的形成(見圖6(d～f)),降低晶界和晶內(nèi)的電化學(xué)性能差異,防止部分陽極反應(yīng),從而提高耐蝕性[26]。

3 結(jié)論

1) 7085鋁合金具有較低的淬火敏感性,改變淬火速率并不能明顯改變其力學(xué)性能,但是會改變PFZ寬度從而顯著影響其抗晶間腐蝕性能。

2) 在7085鋁合金基礎(chǔ)上,添加少量Sc會產(chǎn)生大量彌散分布的納米級Al3(Sc, Zr)粒子,可以促進(jìn)晶粒細(xì)化,有效抑制再結(jié)晶,降低PFZ寬度,提高合金的強(qiáng)度和耐腐蝕性能,而合金的淬火敏感性也有所提高。

3) 在含Sc基礎(chǔ)上提高Zn含量會析出更高密度的η′相,有效提高合金強(qiáng)度,但顯著提高了合金的淬火敏感性,并且晶界析出相數(shù)量也增加,使耐蝕性能有所下降。