晶粒組織對7020-T5鋁合金型材強(qiáng)度和抗腐蝕性能的影響

柯彬，葉凌英,2，王鵬宇，劉曉東，董宇，張勇,2，唐建國,2，劉勝膽,2

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長沙，410083；2. 中南大學(xué) 教育部有色金屬材料和工程重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 長沙，410083)

7020 鋁合金作為典型的Al-Zn-Mg 合金，因?yàn)榫哂懈弑葟?qiáng)度、良好的成型性能和焊接性能，在航空航天、軌道交通上獲得了廣泛地應(yīng)用[1-3]。出于運(yùn)行安全的考慮，在許多服役條件下，要求該材料同時(shí)具有高的強(qiáng)度、良好的抗剝落腐蝕性能和抗應(yīng)力腐蝕性能。長期以來，人們一直在研究通過調(diào)整合金成分、優(yōu)化擠壓工藝以及改善熱處理來調(diào)提高其綜合性能，并取得了很多成果。吳沛沛等[4]研究發(fā)現(xiàn)，晶粒尺寸對Al-Zn-Mg 合金的抗應(yīng)力腐蝕性能和力學(xué)性能有重要影響，細(xì)化晶粒可以降低材料的應(yīng)力腐蝕敏感性、提高材料性能。另外一些研究證實(shí)，一些微量元素如Sc、Zr、Cr、Y、Er等可以有效抑制再結(jié)晶，增加變形組織和回復(fù)組織的比例，使材料的抗腐蝕性能得到改善[5-8]。另一些研究者通過優(yōu)化擠壓溫度[9]以及變形參數(shù)[10]來提高該合金的性能，也有研究者通過提出新型時(shí)效工藝的方法來同時(shí)提高材料的強(qiáng)度和抗腐蝕性能，均取得了豐碩的成果[11-12]。然而，由于擠壓工藝本身變形不均勻的特點(diǎn)，型材的晶粒組織也是不均勻的。近年來，關(guān)于Al-Zn-Mg 合金擠壓型材晶粒組織均勻性對力學(xué)性能和抗腐蝕性能的影響獲得了大量的關(guān)注[13-18]。葉凌英等[13-14]研究發(fā)現(xiàn)，Al-Zn-Mg 合金擠壓型材中心層為纖維狀變形組織、表層為一層厚度可達(dá)100～900 μm 的粗晶層，通過對表層粗晶層和中心層纖維狀變形組織進(jìn)行剝離后分別進(jìn)行抗腐蝕性能測試，認(rèn)為纖維狀變形組織的小角度晶界含量更高，具有更高的抗腐蝕性能。申澎洋等[15]研究認(rèn)為表層粗晶具有更少的晶界和更稀疏的晶界析出物，因此，表層粗晶的抗剝落腐蝕性能和抗晶間腐蝕性能更高。可見，晶粒組織對Al-Zn-Mg 合金的抗腐蝕性能影響機(jī)制復(fù)雜，目前尚未形成統(tǒng)一意見。此外，已有的研究大部分是通過對表層和中心層不同的晶粒組織進(jìn)行剝離后分別進(jìn)行研究，關(guān)于擠壓后Al-Zn-Mg 合金型材整體的晶粒組織特征和分布對型材強(qiáng)度和抗腐蝕性能的綜合影響的研究尚不充分。為此，本文作者研究和討論3種不同晶粒組織7020-T5合金型材的室溫拉伸性能、抗剝落腐蝕行為和抗應(yīng)力腐蝕行為，以期為該合金擠壓型材的晶粒組織調(diào)控和高綜合性能型材的制備提供參考。

1 試驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為3 種具有不同晶粒組織的7020 鋁合金板狀擠壓型材，分別命名為A、B、C 型材，壁厚均為10 mm。3 種型材實(shí)測化學(xué)成分見表1，其中A型材不含Cr、Zr元素，B型材和C型材的化學(xué)成分相同、均含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2% Cr 和0.13%Zr。3 種型材熱擠壓和在線淬火后，經(jīng)過90 ℃×12 h+169 ℃×11 h的時(shí)效處理制得7020-T5型材。

表1 試驗(yàn)用7020-T5鋁合金型材的實(shí)測化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of 7020-T5 alloy profiles used in experiment %

1.2 試驗(yàn)方法

室溫拉伸試樣平行于擠壓方向取樣，參照GB/T 228.1—2021 在MTS Landmark 370 測試系統(tǒng)上進(jìn)行，拉伸速率為2 mm/min，每組使用3個(gè)平行樣。慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)(SSRT)的試驗(yàn)介質(zhì)分別采用二甲基硅油和質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.5% NaCl溶液，每種介質(zhì)下使用3個(gè)平行樣，試驗(yàn)溫度為(50±2) ℃，試驗(yàn)應(yīng)變速率為1×10-6s-1。剝落腐蝕試驗(yàn)參照GB/T 22639—2008《鋁合金加工產(chǎn)品的剝落腐蝕試驗(yàn)方法》進(jìn)行，測試溶液為234 g/L NaCl+50 g/L KNO3+6.3 mL HNO3+1 000 mL 去離子水，溶液體積與試樣被浸面的面積之比為20 mL/cm2，試驗(yàn)溫度為(25±3) ℃。開始試驗(yàn)后，每隔6 h拍照記錄表面形貌，總浸泡時(shí)間為48 h。試驗(yàn)完畢后沿?cái)D壓方向切開，經(jīng)打磨和拋光后用金相顯微鏡觀察腐蝕深度。

四點(diǎn)彎曲應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)參照GB/T 15970.2—2000《金屬和合金的腐蝕 應(yīng)力腐蝕第2 部分彎梁試樣的制備和應(yīng)用》進(jìn)行，試樣的具體尺寸如圖1(a)所示，表層厚度3 mm，包含原始表面，取樣方向?yàn)榇怪睌D壓方向。試驗(yàn)前將試樣表面光潔，然后用無水乙醇和去離子水洗后吹干備用。應(yīng)力加載采用式(1)所示的計(jì)算方式計(jì)算出加載撓度，加載應(yīng)力均為屈服強(qiáng)度的0.7 倍，借助如圖1(b)所示的四點(diǎn)彎梁夾具將試樣彎曲至一定撓度后浸泡在腐蝕介質(zhì)3 g/L NaCl+30 g/L K2Cr2O7+36 g/L CrO3溶液中，試驗(yàn)溫度為90 ℃。之后每4 h觀察有無裂紋產(chǎn)生以及是否斷裂，若是斷裂(即試樣不再承載應(yīng)力)，則立即停止試驗(yàn)。試驗(yàn)結(jié)束后，用金相顯微鏡和掃描電鏡觀察斷口斷裂特征。

圖1 四點(diǎn)彎曲試樣尺寸圖和應(yīng)力加載示意圖Fig. 1 Size and loading diagram of four-point bending test

式中：σ為加載應(yīng)力，Pa；E為彈性模量，Pa；t為試樣厚度，m；y為外支點(diǎn)間的最大撓度，m；h為內(nèi)支點(diǎn)間的距離；H為外支點(diǎn)間的距離，m；x為內(nèi)外支點(diǎn)間的距離，m，通常選擇尺寸使x=H/4。

金相試樣用鉻酸試劑(83 mL H2O+1 mL HF+16 mL HNO3+3 g CrO3)進(jìn)行腐蝕，在徠卡DM2700M金相顯微鏡上進(jìn)行觀察。EBSD樣品觀察面為縱截面，試樣在精磨、機(jī)械拋光后進(jìn)行電解拋光，電解拋光液為10%高氯酸+90%乙醇混合溶液(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，試驗(yàn)電壓為20 V，拋光時(shí)間為7～15 s。EBSD 試驗(yàn)在ZEISS EVO MA10 型掃描電鏡進(jìn)行，電壓為20 kV，利用Oxford 的背散射衍射探頭分析材料晶粒組織，用HKL 公司的Channel 5 EBSD 系統(tǒng)進(jìn)行標(biāo)定和數(shù)據(jù)分析。TEM 樣品厚度為60～80 μm，經(jīng)過雙噴減薄后在300 kV 下使用TitanG260-300 電鏡進(jìn)行觀察分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 金相組織

圖2 所示為A、B、C 型材的三維金相組織，白色縫隙表示斷開，縫隙上方代表包含型材表層的組織，縫隙下方為型材中心層的組織。由圖2可以看出：A 型材由于未添加Cr 和Zr，從表層到中部均為粗大的再結(jié)晶晶粒，晶粒粒徑為30～200 μm；B 型材表層含有一層厚度為20～50 μm 的粗晶，內(nèi)部為被拉長的細(xì)小晶粒沿?cái)D壓方向排列的變形組織，晶粒粒徑為3～15 μm；C型材表層無粗晶，整個(gè)厚度方向?yàn)楸容^均勻的加工組織，纖維感更強(qiáng)，晶粒粒徑為3～6 μm。

圖2 三維金相組織Fig. 2 3D Optical micrographs

2.2 室溫拉伸性能

各7020-T5 型材的室溫拉伸性能如圖3 所示。由圖3可以看出：C型材具有最高的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度，B型材次之，A型材最低。A型材的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為(289.3±2.3) MPa 和(244.9±1.2) MPa，B 型材的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為(341.5±2.4) MPa 和(304.7±2.1) MPa，C 型材的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為(366.6±1.8) MPa 和(314.2±2.1) MPa。但A型材具有最高的斷后伸長率，三者斷后伸長率分別為17.4%、15.6%和15.7%。

圖3 不同晶粒組織的7020-T5型材的室溫拉伸性能Fig. 3 Tensile properties of 7020-T5 profiles with different grain structures at room temperature

2.3 抗剝落腐蝕性能

圖4 所示為各型材原始表面在剝落腐蝕試驗(yàn)24、36和48 h時(shí)的表面形貌，圖5所示為剝落腐蝕試驗(yàn)完畢后沿橫向切開觀察到的最大腐蝕深度。可以看出，以再結(jié)晶組織為主的A 型材經(jīng)過48 h腐蝕溶液浸泡后表面未變色，僅留下少許淺淺的腐蝕坑，最大腐蝕深度為145 μm，經(jīng)評級為N級。B型材和C型材經(jīng)過48 h腐蝕溶液浸泡后表面出現(xiàn)皰疤，從表面進(jìn)入金屬內(nèi)部，最大腐蝕深度分別為545 μm 和192 μm，經(jīng)評級，B 型材和C 型材分別為PC級和PB級。

圖4 不同晶粒組織的7020-T5型材在剝落腐蝕試驗(yàn)中的表面形貌Fig. 4 Surface morphology of 7020-T5 profiles with different grain structures

圖5 剝落腐蝕試驗(yàn)48 h的最大腐蝕深度Fig. 5 Maximum corrosion depth of different profiles after EXCO test for 48 h

2.4 抗應(yīng)力腐蝕性能

2.4.1 慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)

采用慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)(SSRT)評估晶粒組織特征對Al-Zn-Mg 合金抗應(yīng)力腐蝕的影響。根據(jù)HB 7235—95，采用式(2)處理所獲得的數(shù)據(jù)，得到應(yīng)力腐蝕敏感指數(shù)ISSRT。

式中：Rm1和Rm2分別為腐蝕環(huán)境和惰性環(huán)境下的極限抗拉強(qiáng)度；A1和A2分別為腐蝕環(huán)境和惰性環(huán)境下的斷后伸長率。

表2所示為各型材在慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)中的試驗(yàn)結(jié)果。以再結(jié)晶組織為主的A 型材在硅油中的平均抗拉強(qiáng)度為302.8 MPa，在3.5% NaCl 溶液中的平均抗拉強(qiáng)度為281.3 MPa，抗拉強(qiáng)度比0.929，斷后伸長率從17.81%下降至14.71%，經(jīng)計(jì)算，A 型材的應(yīng)力腐蝕敏感指數(shù)ISSRT為9.55%。而加工組織為主、表層含有粗晶的B 型材在3.5%NaCl 溶液中和硅油中的平均抗拉強(qiáng)度比為0.976，伸長率保持在相當(dāng)水平，應(yīng)力腐蝕敏感指數(shù)ISSRT為2.73%。具有均勻變形組織的C 型材在3.5% NaCl溶液中和硅油中的抗拉強(qiáng)度比0.985，應(yīng)力腐蝕敏感指數(shù)ISSRT為2.38%，表現(xiàn)出最佳的抗應(yīng)力腐蝕性能。

表2 不同晶粒組織的7020-T5型材慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)的統(tǒng)計(jì)結(jié)果Table 2 Statistical results of profiles with different grain structures tested in SSRT

圖6所示為各型材在慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)后的典型斷口形貌。A型材在硅油中斷口四周有明顯的頸縮，斷裂面以韌窩為主，如圖6(a)和6(c)所示。A型材在3.5% NaCl溶液中的斷口局部發(fā)現(xiàn)明顯的應(yīng)力腐蝕特征，呈光滑的冰糖狀，如圖6(b)、6(d)和6(e)所示。B、C型材在3.5% NaCl中的斷口四邊是剪切和韌窩的混合結(jié)構(gòu)，中部為韌窩，未見應(yīng)力腐蝕特征，如圖6(f)和6(g)所示。

圖6 各型材在慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)中的典型斷口形貌Fig. 6 Typical fracture morphology of profiles after slow strain rate tensile test

2.4.2 四點(diǎn)彎曲試驗(yàn)

采用四點(diǎn)彎曲試驗(yàn)(four-point bending test)進(jìn)一步評估晶粒組織均勻性對型材抗應(yīng)力腐蝕性能的影響。試樣在四點(diǎn)彎曲試驗(yàn)過程中裂紋和表面形貌隨時(shí)間的發(fā)展情況如表3 和圖7 所示。圖8 所示為B 型材表面出現(xiàn)裂紋和斷裂后的形貌?？梢钥闯觯栽俳Y(jié)晶組織為主的A型材在浸泡8 h后就出現(xiàn)表面裂紋，24 h后即發(fā)生斷裂，表現(xiàn)出極差的抗應(yīng)力腐蝕性能。表層含粗晶、內(nèi)部以變形組織為主的B型材在浸泡24 h后表面幾乎沒有任何變化，336 h后出現(xiàn)表面裂紋，在1 368 h后發(fā)生斷裂，其首次出現(xiàn)裂紋的時(shí)間和發(fā)生斷裂的時(shí)間分別是A型材的42倍和57倍。而不含表層粗晶、以均勻的變形組織為主的C型材表面產(chǎn)生裂紋和發(fā)生應(yīng)力腐蝕斷裂的時(shí)間分別是580 h和1 736 h，比B型材分別提高了72.62%和26.90%，表現(xiàn)出優(yōu)異的抗應(yīng)力腐蝕性能。

表3 四點(diǎn)彎曲試驗(yàn)過程中裂紋發(fā)展情況Table 3 Development of crack in four point bending test

圖7 具有不同晶粒組織的型材在四點(diǎn)彎曲試驗(yàn)中浸泡試驗(yàn)的表面形貌變化Fig. 7 Surface morphology changes of profile with different grain structures in four point bending test

圖9所示為B型材四點(diǎn)彎曲試驗(yàn)裂紋側(cè)面腐蝕后局部放大圖。由圖9(a)和9(b)可知：在表面粗晶層，應(yīng)力腐蝕裂紋表現(xiàn)為垂直表面向內(nèi)擴(kuò)展，在次表層為鋸齒狀沿晶傾斜擴(kuò)展。由圖9(c)可知：隨著裂紋進(jìn)一步深入，在擠壓纖維組織中應(yīng)力腐蝕裂紋主要為沿?cái)D壓方向延伸，并伴隨著大量二次裂紋出現(xiàn)。在裂紋尖端可以看出，應(yīng)力腐蝕裂紋在長條狀的加工組織中主要沿?cái)D壓方向擴(kuò)展，如圖9(d)所示。

圖9 型材B四點(diǎn)彎曲試驗(yàn)中側(cè)面裂紋擴(kuò)展局部圖Fig. 9 Local figure of crack propagation of profile B in the four-point bending test

2.5 微觀組織分析

2.5.1 EBSD分析

采用電子散射衍射(EBSD)對各型材縱截面表層和中心層的晶界取向、晶粒粒徑和再結(jié)晶進(jìn)行分析，結(jié)果見圖10 和表4。IPF 圖中取向差大于15°的為大角度晶界(high angle grain boundaries,HAGBs)，用黑色實(shí)線表示；取向差在2°～15°之間的為小角度晶界(low angle grain boundaries，LAGBs)，用白色實(shí)線表示。

圖10 各型材ED-ND面的IPF圖Fig. 10 IPF maps of profiles in ED-ND direction

表4 圖10中EBSD分析結(jié)果Table 4 EBSD analysis results in Fig.10

從圖10(a)、10(b)和表4 可以看出：不含Cr、Zr的A型材的表層和中心層發(fā)生了嚴(yán)重的再結(jié)晶，表層和中心層的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)分別為96.59%和85.23%，晶粒組織以粗大的再結(jié)晶晶粒為主，平均晶粒粒徑分別為(96.71±70.93) μm 和(117.25±95.26) μm，表層和中心層均以大角度晶界為主，分別占比77.96%和70.95%。

從圖10(c)和10(d)可知：B 型材的表層含有一層厚度約50 μm、全部由再結(jié)晶晶粒組成的粗晶層，向內(nèi)為由不同長徑比的拉長晶粒組成的加工組織，越往中心長徑比越大。進(jìn)一步放大可以發(fā)現(xiàn)，這些被拉長的、長條狀的晶粒的內(nèi)部遍布小角度晶界，四周由大角度晶界所圍成。其表層和中心層的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)分別為33.31%和15.55%，平均晶粒粒徑分別為(7.38±10.31) μm 和(15.81±21.54) μm，其晶粒粒徑相比A 型材的顯著減小，但晶粒長徑比大幅增加。其表層和中心層以小角度晶界為主，大角度晶界比例下降至42.03%和31.81%。

從圖10(e)和10(f)可知：C型材表面無粗晶層，表層和中心層均由被拉長的纖維狀晶粒組成，晶粒組織較均勻。相比B型材，C型材表層和中心層的長徑比分別進(jìn)一步降低至3.93和4.22，晶粒粒徑分別進(jìn)一步減小至(3.01±3.11) μm和(5.35±5.04) μm，再結(jié)晶分?jǐn)?shù)進(jìn)一步降低至22.31%和8.27%。同時(shí)，C型材的大角度晶界比例下降，小角度晶界含量進(jìn)一步提升。

2.5.2 透射電子顯微鏡（TEM）分析

圖11所示為各型材在透射電鏡下的微觀組織，晶界析出相統(tǒng)計(jì)結(jié)果見表5。由圖11(a)和11(b)可知：從晶內(nèi)看，完全再結(jié)晶的A 型材的晶內(nèi)析出相出現(xiàn)粗化，晶界析出相粗大且斷續(xù)，無沉淀析出帶(PFZ)的寬度較寬，達(dá)到(116.24±8.24) nm。與A型材相比，B型材晶界相尺寸降低了、分布間距減小，PFZ 寬度降低至(82.34±6.58) nm。C 型材的晶界相尺寸有所增加，但PFZ 寬度進(jìn)一步降低至(80.30±7.72) nm。

圖11 不同型材的晶內(nèi)和晶界形貌Fig. 11 Intragranular and intergranular morphology of different profiles

表5 各型材晶界析出相分布統(tǒng)計(jì)Table 5 Distribution statistics of grain boundary precipitates in different profiles

3 分析與討論

3.1 強(qiáng)度

晶粒粒徑與合金強(qiáng)度的關(guān)系可用Hall-Petch 公式表示[19]：

式中：σ和σ0分別為合金的強(qiáng)度和純鋁的強(qiáng)度；k為常數(shù)，表征晶界對強(qiáng)度的影響程度；d為晶粒的平均粒徑。從式(3)可以看出，鋁合金的強(qiáng)度隨著晶粒粒徑的減小而上升。

本研究中未添加Cr、Zr 的A 型材以粗大的再結(jié)晶晶粒為主，其表層和中心層的平均晶粒粒徑分別為(96.71±70.93) μm 和(117.25±95.26) μm。而含有Cr、Zr 的B 型材和C 型材以被拉長晶粒的擠壓加工組織為主，晶粒平均粒徑為3～15 μm。這是因?yàn)镃r、Zr 在均勻化退火時(shí)形成與基體共格的CrAl7和Al3Zr，在后續(xù)變形和熱處理過程中可以釘扎晶界和亞晶界，降低其遷移能力，從而有效地抑制再結(jié)晶，細(xì)化基體晶粒[20-21]，并使型材的晶粒組織從以再結(jié)晶為主轉(zhuǎn)變?yōu)橐詳D壓加工組織為主。另外，變形過程中產(chǎn)生的位錯(cuò)在再結(jié)晶過程中大量消失，削弱了合金的加工硬化效應(yīng)，因此，A型材的強(qiáng)度最低。與含有表面粗晶的B型材相比，C型材的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)更低，晶粒更細(xì)小，組織更均勻。此外，由于再結(jié)晶晶粒與未再結(jié)晶晶粒的變形能力不同，使粗晶層與加工組織的界面處以及再結(jié)晶晶粒與未再結(jié)晶晶粒的界面處容易產(chǎn)生裂紋，從而降低材料的力學(xué)性能。本研究中，A 型材的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度比B 型材的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別降低了52.3 MPa 和59.8 MPa，比C型材的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別降低了69.3 MPa和77.3 MPa。

3.2 抗剝落腐蝕性能

剝落腐蝕(EXCO)被認(rèn)為是一種特殊形式的晶間腐蝕，一般會(huì)沿著與金屬表面平行的位面開始腐蝕，導(dǎo)致合金表面的晶粒發(fā)生脫落。Al-Zn-Mg合金在經(jīng)過擠壓后，沿著加工方向被拉長的扁平狀晶粒在特定的腐蝕條件下很容易發(fā)生剝落腐蝕行為，這是因?yàn)檫@種晶粒組織在發(fā)生晶間腐蝕后產(chǎn)生的腐蝕產(chǎn)物會(huì)引起較大的楔入效應(yīng)，楔入效應(yīng)會(huì)對合金的未腐蝕部分施加較大的拉應(yīng)力，從而導(dǎo)致合金表面的晶粒組織發(fā)生大規(guī)模的層狀剝落。一般認(rèn)為，鋁合金比較容易在以下的條件下發(fā)生剝落腐蝕[22]：1) 合適的腐蝕環(huán)境；2) 層狀的晶粒結(jié)構(gòu)；3) 較高晶間腐蝕傾向。

本研究中，主要以再結(jié)晶晶粒組成的A 型材由于發(fā)生了完全再結(jié)晶，不具有層狀結(jié)構(gòu)。同時(shí)，其內(nèi)部的殘余應(yīng)力和位錯(cuò)密度較低，這些都使其對剝落腐蝕不敏感。C型材由于晶粒粒徑的進(jìn)一步減小以及晶粒長徑比的降低，使其層狀的晶粒結(jié)構(gòu)減弱，降低了腐蝕產(chǎn)物的楔入效應(yīng)，因此，C型材具有比B型材更高的抗剝落腐蝕性能。

3.3 抗應(yīng)力腐蝕性能

研究證實(shí)[23-24]：應(yīng)力腐蝕傾向于在大角度晶界上形成，并且容易沿著晶界析出相粗大且連續(xù)的晶界擴(kuò)展。LIU 等[25]研究了PFZ 寬度對Al-Zn-Mg合金抗應(yīng)力腐蝕性能的影響，認(rèn)為較寬的PFZ 寬度對合金的抗應(yīng)力腐蝕性能不利，當(dāng)PFZ 的寬度超過某臨界值時(shí)，其甚至能夠作為獨(dú)立的陽極而加速抗腐蝕性能的惡化。在本文的研究中，表層和中心層均由粗大的再結(jié)晶晶粒組成的A 型材的PFZ 寬度最寬，達(dá)到(116.24±8.24) nm，其應(yīng)力腐蝕敏感性最高，在慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)中應(yīng)力腐蝕敏感指數(shù)高達(dá)9.55%，在四點(diǎn)彎曲試驗(yàn)中，24 h就發(fā)生了應(yīng)力腐蝕斷裂。

圖12 所示為不同晶粒組織的型材的應(yīng)力腐蝕裂紋擴(kuò)展示意圖。由圖12(a)可知：完全再結(jié)晶的晶粒組織，晶粒粗大，晶粒長徑比較小，其應(yīng)力腐蝕裂紋沿著再結(jié)晶晶粒的晶界快速向內(nèi)擴(kuò)展，裂紋擴(kuò)展的總長度最短，擴(kuò)展速率最快。由圖12(b)可知：具有表層粗晶、內(nèi)部為變形組織的型材，應(yīng)力腐蝕裂紋在表層粗晶內(nèi)沿著晶界向內(nèi)快速擴(kuò)展，在長條狀晶粒組織中裂紋擴(kuò)展速率有所減慢，主要沿大角度晶界縱向擴(kuò)展，但再結(jié)晶晶粒對應(yīng)力腐蝕敏感，會(huì)使應(yīng)力腐蝕裂紋在深度方向加速。由圖12(c)可知：在再結(jié)晶分?jǐn)?shù)低、以均勻的長條狀晶粒組成的變形組織中，應(yīng)力腐蝕裂紋發(fā)生大量分叉和二次裂紋，使裂紋擴(kuò)展的總長度增加，應(yīng)力腐蝕裂紋在深度方向的擴(kuò)展速率顯著降低。另外，由于再結(jié)晶分?jǐn)?shù)的降低和大角度晶界比例的大幅減少，這些都使C型材具有比B型材更優(yōu)異的抗應(yīng)力腐蝕性能。

圖12 不同晶粒組織型材的應(yīng)力腐蝕裂紋擴(kuò)展示意圖Fig. 12 Stress corrosion crack propagation diagram of profiles with different grain structures

4 結(jié)論

1) 再結(jié)晶嚴(yán)重降低7020-T5鋁合金型材的室溫拉伸強(qiáng)度，雖然完全再結(jié)晶的晶粒組織對剝落腐蝕不敏感，但嚴(yán)重惡化型材的強(qiáng)度和抗應(yīng)力腐蝕性能。晶粒粗大、發(fā)生完全再結(jié)晶的型材在慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)中應(yīng)力腐蝕敏感指數(shù)為9.55%，四點(diǎn)彎曲試驗(yàn)中24 h 即發(fā)生應(yīng)力腐蝕斷裂，應(yīng)力腐蝕裂紋沿著再結(jié)晶晶粒垂直于型材表面向內(nèi)擴(kuò)展，裂紋擴(kuò)展的總長度短，裂紋擴(kuò)展速率快。

2) 表層粗晶層和內(nèi)部再結(jié)晶晶粒降低材料的力學(xué)性能，使應(yīng)力腐蝕裂紋在型材表面深度方向上的擴(kuò)展速率加快。在四點(diǎn)彎曲應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)中，含表層粗晶、內(nèi)部再結(jié)晶分?jǐn)?shù)更高的B型材表面產(chǎn)生裂紋和發(fā)生應(yīng)力腐蝕斷裂的時(shí)間分別為336 h和1368 h，比不含表層粗晶的、內(nèi)部再結(jié)晶分?jǐn)?shù)更低的C型材分別縮短了72.62%和26.90%。

3) 晶粒細(xì)小、再結(jié)晶分?jǐn)?shù)低、不含表層粗晶的均勻加工組織有利于獲得更高的綜合性能。具有該種晶粒組織的7020-T5鋁合金型材的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別達(dá)到(366.6±1.8) MPa 和(314.2±2.1) MPa，斷后伸長率達(dá)到15.7%，抗剝落腐蝕性能達(dá)到PB 級，應(yīng)力腐蝕敏感指數(shù)2.38%，四點(diǎn)彎曲應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)中表面產(chǎn)生裂紋和發(fā)生應(yīng)力腐蝕斷裂的時(shí)間分別達(dá)到580 h和1 736 h，抗應(yīng)力腐蝕性能優(yōu)異。