多級梯度結(jié)構(gòu)對Al-Zn-Mg-Cu合金力學(xué)性能的影響

蘇史航，楊明,2，唐玉，楊陽，楊鋼，羅漂

(1. 貴州大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，貴州 貴陽，550025；2. 高性能金屬結(jié)構(gòu)材料與制造技術(shù)國家-地方聯(lián)合實驗室，貴州 貴陽，550025)

7xxx 系鋁合金(Al-Zn-Mg-Cu)因其具有比強度高，耐蝕性好、成本低等特點，被廣泛用于航空航天、交通運輸和機械制造等領(lǐng)域[1-4]。7xxx系鋁合金作為超高強度鋁合金，主要依賴于析出強化獲得優(yōu)異的力學(xué)性能[5-7]。伴隨著晶粒細化技術(shù)的快速發(fā)展，大量的研究聚焦于通過細化晶粒進一步提升材料的力學(xué)性能。例如采用高壓扭轉(zhuǎn)(HPT)[8]、等通道角擠壓(ECAP)[9]以及動態(tài)塑性變形(DPD)[10]等工藝來制備塊體材料，但在7xxx 鋁合金中伴隨著大塑性變形，晶粒尺寸不僅從微米級急劇細化為亞微米或納米尺度，其強化相GP區(qū)、η′相、η相等也被位錯切割而發(fā)生碎化，甚至回溶到基體中，從而降低了析出強化對拉伸強度的貢獻。此外，伴隨著晶粒的納米化，納米晶內(nèi)儲存位錯的能力也顯著降低，使得納米鋁合金的塑性變形能力惡化，這嚴重阻礙高強度鋁合金納米化應(yīng)用。

為了提高納米材料的塑性，最近的研究提出采用表面納米化的辦法來制備梯度納米結(jié)構(gòu)，通過利用心部基體粗晶的塑性和表層納米晶的高強度進行復(fù)合，使得納米材料兼具優(yōu)異的強度和塑性[11]，同時也能提高材料的疲勞性能。相關(guān)的技術(shù)包括超聲表面滾壓(USRP)[12-14]、表面機械研磨處理(SMGT)[15]、滑動摩擦處理(SFT)[16]等，并且已經(jīng)在Ni和Cu不銹鋼中取得了很好的應(yīng)用，如與粗晶(CG)樣品相比，SMGT 處理的Cu[15]樣品的屈服強度顯著提升，依舊有良好的延展性。在純Ti[17]也通過引入梯度結(jié)構(gòu)實現(xiàn)了良好的強度和塑性匹配。然而，這些技術(shù)是否能夠適用于析出強化鋁合金，還需要進行系統(tǒng)研究。其主要原因在于采用T6 峰時效態(tài)的合金進行表面納米化處理后，由于表層大塑性變形，表層組織中的析出相會產(chǎn)生碎化和回溶，甚至在一定的熱力學(xué)條件下會再析出[18-19]。更為復(fù)雜的是，伴隨著應(yīng)變的增加，析出相被位錯切割-碎化回溶-再析出的過程難以控制，使得組織影響力學(xué)性能的機制復(fù)雜。

基于以上分析，本文作者采用T4 固溶態(tài)合金進行表面納米加工，通過大塑性變形制備梯度結(jié)構(gòu)，大幅提升材料的力學(xué)性能，此后通過低溫時效控制第二相的析出，以此期望獲得優(yōu)異的力學(xué)性能。由于表面超聲滾壓具備操作簡便，顯著降低材料粗糙度的優(yōu)點，因此本文選擇具有顯著時效強化的7075 鋁合金作為研究對象，采用超聲表面滾壓處理(USRP)技術(shù)進行處理面，制備出晶粒尺寸的梯度結(jié)構(gòu)，并通過低溫時效工藝獲得第二相的梯度分布，采用TEM 對組織析出行為進行分析，對試樣的強化機制進行定量計算，揭示表面梯度組織對拉伸性能的影響，為高強度鋁合金的表面加工工藝提供理論支撐。

1 實驗材料及方法

本研究材料為7075鋁合金，其化學(xué)成分如表1所示，初始狀態(tài)為T6 態(tài)，直徑為40 mm 的圓棒試樣。進行USRP處理前，首先進行固溶處理，固溶試樣定義為SS。固溶工藝為：在475 ℃下保溫4 h進行水淬。隨后將固溶材料加工成標(biāo)距25 mm，直徑5 mm 的圓棒用于USRP 和拉伸試驗，并在室溫下進行USRP 處理，USRP 處理示意圖如圖1(a)所示，拉伸試樣的幾何形狀和尺寸如圖1(b)所示。USRP 實驗設(shè)計參數(shù)設(shè)置為振幅6 μm，轉(zhuǎn)速300 r/min，進給速度0.12 mm/r，滾壓15 道次，靜壓力選擇300 N，對應(yīng)的試樣定義為U15，進行后續(xù)時效處理，時效溫度為70 ℃，時效時間為0～168 h。為揭示時效對強度和硬度的影響，對所有時效試樣采用HVS-100 全自動顯微硬度儀進行維氏顯微硬度(HV)測試，加載力為0.245 N，保載時間為10 s。

表1 7075鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))Table 1 Chemical composition of 7075 aluminum alloy%

圖1 USRP加工設(shè)備示意圖和 7075鋁合金拉伸試樣幾何尺寸Fig.1 Schematic illustration of USRP processing and geometric size of 7075 aluminum alloy tensile specimen

在MTS 伺服液壓試驗機以6.7×10-4s-1的應(yīng)變率進行室溫拉伸試驗，每種狀態(tài)重復(fù)3次以確保結(jié)果可靠。通過電火花切割機切下USRP 后的試樣，磨樣拋光之后采用Keller 試劑(1.0 mL HF+1.5 mL HCl+2.5 mL HNO3+95.0 mL H2O 混合溶液)腐蝕橫截面，采用ICX41M-type 光學(xué)顯微鏡(OM)獲得橫截面微觀形貌。采用ZEISS SUPRA55 場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)對斷口形貌進行分析。利用透射電子顯微鏡(TEM, FEI Talos F200X)對其微觀結(jié)構(gòu)進行表征。TEM 樣(拉伸樣的縱截面)機械研磨后，用雙離子束對TEM 試樣進行減薄(Gatan 695)。離子束能量為5 keV，離子槍旋轉(zhuǎn)角度為±8°。采用XPert 粉末型X 射線衍射儀(XRD)和Cu Kα 射線測定合金的位錯密度演變規(guī)律。

2 實驗結(jié)果

2.1 拉伸性能

本文中的SS 試樣經(jīng)過15 道次超聲滾后，在70 ℃進行不同時間的時效處理。隨后采用顯微硬度儀測試不同時效時間U15 試樣最表面的硬度變化，結(jié)果如圖2 所示。由圖2(a)可以看出：72 h 后表層的硬度達到最高，隨后硬度稍有降低。因此，本文的低溫時效參數(shù)最終選取70 ℃×72 h。為了方便進行對比，對固溶后的試樣進行70 ℃×72 h的低溫時效，并命名為SSA。表2所示為試樣的編號以及相應(yīng)的處理工藝情況。

圖2 時效時間對U15試樣表面硬度的影響和不同試樣的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.2 Effect of aging time on surface hardness of U15 sample and engineering stress-strain curves of different samples

表2 試樣特征及對應(yīng)的處理條件Table 2 Sample identification and corresponding processing conditions

對SS、SSA、U15A三種不同狀態(tài)的試樣進行室溫拉伸實驗，拉伸后的工程應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖2(b)所示。從拉伸曲線可知，相比于SS，SSA的屈服強度和抗拉強度顯著提高，屈服強度由223 MPa提高到480 MPa，抗拉強度由425 MPa 提高到622 MPa，伸長率由18.1%降低到16.0%。說明析出強化能顯著提升試樣的強度。同時，對U15 試樣進行70 ℃×72 h的低溫時效處理后，其屈服強度和抗拉強度分別為562 MPa和692 MPa，而伸長率達到了15.0%。表明U15A 試樣具有優(yōu)異的強塑性匹配。

2.2 USRP時效后的微觀組織

經(jīng)過USRP 后，試樣表面形成變形層。圖3(a)所示為U15的梯度結(jié)構(gòu)橫截面的OM微觀組織。通過流變曲線可以發(fā)現(xiàn)表層存在厚度約280 μm 的大塑性變形區(qū)域，隨著深度的增加，塑性變形程度減弱，在試樣表層形成了應(yīng)變梯度。顯然，由于樣品經(jīng)USRP 后在距表層不同深度產(chǎn)生不均勻變形，導(dǎo)致微觀組織也呈現(xiàn)不同的結(jié)構(gòu)。圖3(b)所示為最表層的SEM 形貌像。由圖3(b)可知：晶界已經(jīng)完全模糊不可見，表明表層組織顯著細化。圖3(c)所示為基體的晶粒粒徑分布圖，通過截線法統(tǒng)計計算晶粒粒徑，獲得基體的平均晶粒粒徑為12.3 μm。

圖3 梯度7075合金的顯微組織Fig. 3 Microstructure of gradient 7075 alloy

圖4所示為U15A試樣距表面不同深度的TEM形貌。在最表層(圖4(a))，觀察到均勻等軸的納米晶，其平均晶粒粒徑為96 nm。對應(yīng)的選區(qū)衍射花樣(SAED)為均勻分布的圓環(huán)，表明大多數(shù)納米晶粒之間取向隨機分布，且為大角度位向差。在距表面約15 μm 的深度處(圖4(b))，存在等軸晶與拉長晶粒的混合組織，同時也存在低位錯密度的再結(jié)晶晶粒，對應(yīng)的SAED連續(xù)性減弱，說明晶粒粒徑逐漸變大。圖4(c)所示為距表面約50 μm 的位置，此時觀察到形貌中主要由亞微米的層狀晶粒組成，層狀晶粒內(nèi)部存在許多的位錯結(jié)構(gòu)，SAED形成的圓環(huán)連續(xù)性進一步減弱，表明晶粒粒徑進一步增大。隨著距表層深度進一步增加到100 μm時，該位置發(fā)生較大的塑性變形，大量位錯增殖并發(fā)生交互作用，形成由位錯構(gòu)成的微帶結(jié)構(gòu)。同時也觀察到微帶結(jié)構(gòu)并碎化形成層狀晶粒，其SAED發(fā)展為拉長的斑點組成的環(huán)狀。圖4(e)所示為距表面深度300 μm 的組織形貌，由于該位置產(chǎn)生了塑性變形，晶粒內(nèi)部存在大量的位錯結(jié)構(gòu)，位錯之間交互作用形成位錯纏結(jié)和位錯墻結(jié)構(gòu)，并將原始晶粒分為300～700 nm的胞塊結(jié)構(gòu)，胞塊的界面較厚并存在高密度的位錯。對應(yīng)的SAED為略微拉長的衍射斑點，表明胞塊間存在小的取向差。圖4(f)所示為基體的形貌像(圖中，w為質(zhì)量分數(shù)，x為原子數(shù)分數(shù))。原始晶粒內(nèi)部位錯密度低，可以看到棒狀的析出相，棒狀析出相經(jīng)EDS成分鑒定其為T相(Al2Mg3Zn3)。

圖4 梯度層中的精細結(jié)構(gòu)Fig. 4 Microstructure of gradient layer

為了進一步描述析出強化，利用HAADFSTEM 對析出相在深度方向進行系統(tǒng)觀察，如圖5所示。在最表層(圖5(a))，彌散分布著細小的第二相顆粒，析出相的尺寸細小，而在晶界上分布不連續(xù)第二相，晶界析出相(GBP)的尺寸較晶內(nèi)更為粗大；在距表層15 μm 處晶內(nèi)析出相(GIP)的尺寸并沒有明顯變化，但晶界析出相的數(shù)量增加，均沿著片層界面析出，在50 μm處，晶內(nèi)和晶界析出相的尺寸與15 μm處類似，而界面析出相數(shù)量隨片層厚度增加而減少。在100 μm 處晶界析出相的數(shù)量進一步減少，尺寸變化不明顯。與之發(fā)生明顯差異的是，在300 μm 和基體處，析出相的特征發(fā)生了明顯的改變，晶內(nèi)出現(xiàn)許多大尺寸的T相，晶界析出相的尺寸均發(fā)生了明顯的長大，HU等[20]研究表明球狀團簇是典型的GP區(qū)，而細小的盤狀析出相是η′相。因此，從圖5(f)的插圖可以看出，晶粒內(nèi)部存在許多GP區(qū)和η′相。

圖5 距表層不同深度析出相的HAADF-STEM圖像Fig. 5 HAADF-STEM images of precipitates at different depths from surface

此外，進一步利用高分辨透射電鏡(HRTEM)分析低溫時效對納米鋁合金析出行為的影響，表層0～50 μm 梯度組織中的析出相HRTEM 圖如圖6(a)所示。從圖6(a)可見晶內(nèi)分布有尺寸不同的彌散第二相。在更高的放大倍數(shù)下，晶內(nèi)析出相的形貌分布如圖6(b)所示。從圖6(b)可以看見存在η′相和GPⅡ區(qū)，而在納米晶的晶界位置，也可觀察到圓形的晶界析出相，如圖6(c)所示。在Al-Zn-Mg-Cu 合金中，析出順序通常為：過飽和固溶體—GP 區(qū)—η′相—η 相。其中，GP 區(qū)是合金固溶處理后早期出現(xiàn)的主要析出相，主要有GPΙ和GPⅡ兩類，其中GPΙ為球形，而GPⅡ為板狀。從圖6(d)可以觀察到的GP 區(qū)主要為GPⅡ區(qū)，GPII 區(qū)是在{111}Al 平面上形成的富鋅層，其衍射斑點為沿＜110＞Al 方向尖銳不連續(xù)的條紋。通常，在峰時效的過程中也伴隨有η′相的析出，同時，在圖6(b)中還觀察到許多η′相，η′相析出物呈圓盤狀(圖6(b))，長度為5～8 nm，厚度為2～4 nm。對應(yīng)的η′相在1/3{220}和2/3{220}位置附近出現(xiàn)條紋衍射斑點[21]。

圖6 U15A試樣中析出相的類型與分布Fig. 6 Type and distribution of precipitates in U15A sample

大量的研究表明7xxx鋁合金中晶界析出相為η相，η相根據(jù)慣習(xí)面的不同主要有4種空間群11種變體[22]，11種變體被命名為η1～η11。在[110]Al帶軸上，主要觀察到的是六角形或八角形的η2和板狀η3，其與鋁基體的取向關(guān)系為(0001) [10-10]η2//(1-1-1) [110]Al 和(0001) [11-20]η3//(1-1-1) [110]Al。對圖6(c)中的內(nèi)嵌圖的FFT進行分析，可知主要的析出相為η2。

3 討論

3.1 析出行為

圖7 所示為UA15 試樣距離表層不同深度位置微觀組織的GBP 和GIP 數(shù)量密度和平均粒徑分布特征。圖7(a)和7(b)所示分別為UA15 試樣距表面不同深度位置GIP 相和GBP 相的平均粒徑特征，圖7(c)和7(d)所示分別為UA15 試樣距表面不同深度位置GIP相和GBP相的數(shù)量密度分布。從圖7可以看出：UA15試樣表層GBP的平均粒徑最小，基體最大，GBP 的粒徑隨距離表面深度的增加而增大；而GBP 的數(shù)量密度隨距表面深度的增加先增大后減小。對于GIP相，試樣最表層的平均粒徑最小，而隨著距表面深度的增加GIP相的平均粒徑變化不明顯。而GIP 數(shù)量在表層最大，在距表層50 μm之后的區(qū)域基本保持不變。研究表明，位錯和晶界是溶質(zhì)原子快速擴散的通道[23-24]。人工時效會改變晶界數(shù)量和位錯密度的大小及分布。顯然這會影響最終析出物的類型和分布。當(dāng)溶質(zhì)原子擴散到多級梯度結(jié)構(gòu)層時，就會因為多級梯度結(jié)構(gòu)層中的高晶界密度形成高密度的GBP。因此，由于晶界數(shù)量和位錯密度的改變，GBP 數(shù)量密度隨著表面到基體的深度增加而降低。在晶粒內(nèi)部形成均勻分布的GPII 區(qū)和η'相。值得注意的是，在距表面100 μm 以后的基體和變形層中觀察到T相，但在距表面0～100 μm 的變形層中沒有觀察到T相如圖5所示。這可以歸因于較大的應(yīng)變引起的T相溶解。T相的溶解使多級梯度結(jié)構(gòu)中的溶質(zhì)原子多于基體中的原子，導(dǎo)致多級梯度結(jié)構(gòu)中的η′相和η相的數(shù)量比基體中的多。

圖7 UA15試樣距表面不同深度GBP和GIP的平均粒徑以及數(shù)量密度Fig.7 Mean size and number density of GBP and GIP at different depths from surface in UA15 sample

3.2 梯度結(jié)構(gòu)的力學(xué)行為

綜上可知，經(jīng)USRP和人工時效形成了多級納米梯度結(jié)構(gòu)。已有研究表明[25]這種梯度結(jié)構(gòu)會影響材料的強度和塑性?；诖?，本文對U15A試樣中多級梯度結(jié)構(gòu)的晶粒尺寸、析出相以及位錯密度進行了表征，以定量分析多級梯度結(jié)構(gòu)對試樣的強度貢獻。同時由于非均質(zhì)材料在變形過程中會產(chǎn)生應(yīng)變失配，從而引起幾何必須位錯(GNDs)增殖，由此產(chǎn)生了協(xié)同強化效應(yīng)。據(jù)此，7075 鋁合金中多級梯度結(jié)構(gòu)對試樣的屈服強度增量Δσ可表示為

式中：Δσg、Δσp、Δσss、Δσdis和Δσsy分別為多級梯度結(jié)構(gòu)的晶粒細化、析出強化、固溶強化、位錯強化和協(xié)同強化帶來的強度增量。同時，為了便于計算，將變形層沿厚度方向分為5層(如圖8(a)所示)，取每層強化參數(shù)的平均值來計算強度增量。根據(jù)Hall-Petch關(guān)系[26]：

圖8 UA15試樣梯度結(jié)構(gòu)每一層的厚度和距表層不同深度的晶粒粒徑變化Fig. 8 Thickness of each layer of gradient structure in UA15 sample and variation of average grain size along depth of surface layer in UA15 sample

式中：σg為晶粒界面對強度的貢獻；σ0為摩擦應(yīng)力，約為20 MPa；D為晶粒粒徑；k為Al 合金的Hall-Petch 系數(shù)，k=40 MPa·μm-1/2。由圖3(c)可知：基體的晶粒粒徑為12.3 μm，多級梯度結(jié)構(gòu)的晶粒粒徑如圖8(b)所示，因此與CG 相比，多級梯度結(jié)構(gòu)的細晶強化導(dǎo)致試樣的強度增量為16.5 MPa。

析出相以GBPs和GIPs的形式分布在多級梯度結(jié)構(gòu)和基體中(圖5)，已有的文獻表明GBPs的強化效應(yīng)可以認為是晶界強化的一部分，起到阻礙晶粒生長的作用，因此這里只對GIPs計算強化效應(yīng)。而GIPs 的強化效應(yīng)有位錯切過或Orowan 繞過機制，MA等[27]研究表明7系鋁合金中所有類型的析出相的Orowan 繞過機制對強度的增幅均比切過機制的小，而造成較小強度增量機制的是主要的強化機制，所以本文的析出強化值根據(jù)Orowan 方程估算：

式中：M、b、G、d和ν分別為Taylor 因子(3.06)、柏氏矢量(0.286 nm)、剪切模量(26.9 GPa)、GIPs的平均粒徑和泊松比(0.33)；L為GIPs 的間距，可通過下式計算：

圖7(b)和7(d)所示分別為GIPs距表層不同深度下的平均粒徑和數(shù)量密度。因此，相對于CG試樣而言，多級梯度結(jié)構(gòu)中析出相引起的強化增量可達13.8 MPa。

此外，當(dāng)溶質(zhì)原子與Al 基體合金化時，溶質(zhì)原子的剪切模量與基體不同，這將產(chǎn)生局部應(yīng)變場并與位錯相互作用，從而阻礙位錯的運動，產(chǎn)生固溶強化效應(yīng)。然而，研究表明在7075 鋁合金中即使假設(shè)全部的溶質(zhì)原子都固溶在Al 基體中，也只能提供約82 MPa 的強度[27]。多級梯度結(jié)構(gòu)和CG 基體之間溶質(zhì)原子固溶度的變化本來就較小，而試樣經(jīng)過長時間低溫時效，固溶強化效果更是顯著降低，因此固溶強化的強度增量可以忽略。

由于位錯會相互纏結(jié)產(chǎn)生交互作用，阻礙位錯的運動。因此，增加金屬中的位錯密度會對其產(chǎn)生強化作用。為此本文采用Williamson-Hall 方法[28]，通過XRD 峰寬B計算出試樣的晶粒直徑d和微應(yīng)變ε：

式中：λ為Cu靶發(fā)射X射線的波長，約為15.4 nm；θB為布拉格角；ε為應(yīng)變；K為0.9。繪制BcosθBsinθB曲線并進行線性擬合，從擬合后直線的截距和斜率獲得d和ε。則位錯密度ρ通過下式計算：

通過式(5)和(6)可得距表層不同深度的位錯密度變化，如圖9(a)所示。GNS中位錯引起的強度增量可由Bailey-Hirsch關(guān)系[29]計算：

圖9 UA15試樣距表面不同深度位置的位錯密度和 UA15試樣各強化機制對強度增量的貢獻Fig.9 Dislocation density along depth of surface layer in UA15 sample and contribution of each strengthening mechanism in UA15 sample

式中：α為材料常數(shù)，約為0.24。結(jié)果表明含多級梯度結(jié)構(gòu)的試樣由位錯強化效應(yīng)引起的強化增量可達26.1 MPa。

多級梯度結(jié)構(gòu)試樣在變形過程中由于微觀結(jié)構(gòu)的不均勻性，導(dǎo)致不同微觀結(jié)構(gòu)之間的發(fā)生應(yīng)變失配現(xiàn)象。為了協(xié)調(diào)變形，在應(yīng)變失配界面會產(chǎn)生幾何必須位錯(GNDs)，這些GNDs 的堆積有利于增加應(yīng)變硬化能力，因此產(chǎn)生協(xié)同強化效應(yīng)，增加試樣的屈服強度。如圖5(b)所示，U15A 和SSA 之間的屈服強度差值約為82 MPa。根據(jù)式(3)可知：與CG相比，多級梯度結(jié)構(gòu)中的協(xié)同強化可獲得25.6 MPa 的強度增量。最終對不同的強度增量占比進行統(tǒng)計結(jié)果如圖9(b)所示。細晶強化、析出強化、位錯強化和協(xié)同強化四種強化機制占總的強度增量比例分別為20.2%、16.8%、31.8%和31.2%。結(jié)果表明位錯強化和協(xié)同強化的強度增量更為顯著，這在文獻[30]中也有類似的結(jié)果。

材料的塑性與加工硬化率Θ息息相關(guān)，因此，根據(jù)Considère判據(jù)[31-32]：

式中：σ為真實應(yīng)力。當(dāng)Θ＞0時，位錯可以在變形過程中進一步儲存，從而產(chǎn)生應(yīng)變硬化現(xiàn)象。當(dāng)Θ＜0時，變形將集中在局部區(qū)域，導(dǎo)致合金進入緊縮階段，產(chǎn)生不穩(wěn)定的塑性變形直至合金斷裂。圖10 所示為標(biāo)準(zhǔn)應(yīng)變硬化率-真實應(yīng)變曲線，顯然，在ε＜0.04下，U15A比SSA試樣具有更高的加工硬化率，這是由于在變形初期，CG(軟域)先發(fā)生塑性變形，而多級梯度結(jié)構(gòu)(硬域)還處于彈性變形階段，引起力學(xué)性能不協(xié)調(diào)，因此，在靠近硬域界面的軟域內(nèi)會出現(xiàn)塑性應(yīng)變梯度，產(chǎn)生應(yīng)變梯度，這種應(yīng)變梯度需要由幾何必需位錯(GNDs)來調(diào)節(jié)，這將使軟域顯得更強，從而提高了抗拉強度。而在較大應(yīng)變下，多級梯度結(jié)構(gòu)試樣的加工硬化能力隨著應(yīng)變的增加而緩慢下降，因為軟域比硬域承擔(dān)了更大的變形，產(chǎn)生應(yīng)變分配，抑制合金的失穩(wěn)頸縮，因此合金的塑性仍保持在較高水平。

圖10 不同試樣標(biāo)準(zhǔn)應(yīng)變硬化率-真實應(yīng)變曲線Fig. 10 Standard strain hardening rate-true strain curve in different samples

4 結(jié)論

1) USRP在7075合金表面引入了厚度為500 μm的梯度變形層，使得試樣最表層維氏硬度(HV)從120 提升至212。經(jīng)USRP 和低溫時效處理后，屈服強度和抗拉強度分別從223 MPa和425 MPa提升到562 MPa 和692 MPa，多級梯度結(jié)構(gòu)試樣比CG試樣具有更好的強度和塑性匹配。

2) 晶粒尺寸的梯度結(jié)構(gòu)由等軸晶、逐漸增厚的片層組織和變形粗晶組成。人工時效后形成析出相的梯度分布，GIPs和GBPs的平均粒徑隨著距表面深度的增加而增加，而數(shù)量密度減小。同時，GBPs 的類型為η 相，而GIPs 的類型則由表層的GPII區(qū)和η′相沿深度方向逐漸向GPII區(qū)、η′相和T相轉(zhuǎn)變。

3) 與CG試樣相比，多級梯度結(jié)構(gòu)試樣的強度增量主要來源于晶界強化、析出強化、位錯強化和協(xié)同強化。