李承波，唐建國，鄧運(yùn)來，李建湘，張新明

(1 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083;2 廣東和勝工業(yè)鋁材股份有限公司，廣東 中山 528463)

Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金因具有較低的密度、較高的強(qiáng)度、較好的焊接性能、加工成型性能以及良好的韌性和抗應(yīng)力腐蝕能力，被廣泛應(yīng)用于航空航天、軌道交通、汽車等領(lǐng)域的結(jié)構(gòu)材料[1-5]。隨著汽車安全性和輕量化需求的增加，這種高強(qiáng)度鋁合金在車身上的大量應(yīng)用將是未來汽車輕量化發(fā)展的必然趨勢[1]。根據(jù)汽車所跑的路況不同，可能會(huì)在溫?zé)?、潮濕和海洋氣候的環(huán)境中使用，因此作為車身結(jié)構(gòu)材料的高強(qiáng)度鋁合金，不僅要具備高強(qiáng)度，還需具備良好的強(qiáng)韌匹配和抗應(yīng)力腐蝕等綜合性能。熱處理可以調(diào)控合金晶內(nèi)和晶界析出相的種類、數(shù)量、尺寸和分布，從而改善該合金的力學(xué)和耐腐蝕性能[6-8]。因此，優(yōu)化合金的熱處理工藝以滿足其使用要求，充分發(fā)揮其應(yīng)用潛能一直是各國學(xué)者研究的重點(diǎn)[9-14]。

汽車用高強(qiáng)鋁合金的T6熱處理工藝可以使合金獲得最高的強(qiáng)度，但是合金耐腐蝕性能較差，為解決T6態(tài)合金的高腐蝕敏感性問題，1961年Alcoa公司開發(fā)了T73雙級過時(shí)效工藝，降低了合金應(yīng)力腐蝕的敏感性，并提高了合金的斷裂韌性，但合金的強(qiáng)度下降較多；同年又開發(fā)了T76工藝，比T73工藝時(shí)效程度輕，目的是提高材料的抗腐蝕性能，同時(shí)強(qiáng)度損失較小；T7時(shí)效后合金強(qiáng)度比峰值下降約10%～15%[15-17]。過時(shí)效多采用分級時(shí)效工藝，一般都是先通過低溫時(shí)效以保證在較短時(shí)間內(nèi)形成GP區(qū)，然后采用高溫的第二級時(shí)效促使GP區(qū)向中間相轉(zhuǎn)變，從而獲得較高的強(qiáng)度和較好的耐腐蝕性能。具體的過時(shí)效制度給出的時(shí)效處理溫度和時(shí)間存在較大差異[18-20]，對合金的性能產(chǎn)生較大影響。為了讓汽車用高強(qiáng)鋁合金獲得更優(yōu)異的綜合性能，作者對該高強(qiáng)韌鋁合金薄板進(jìn)行了雙級時(shí)效處理，研究了雙級時(shí)效工藝參數(shù)對其顯微組織和性能的影響，并得到了優(yōu)化的雙級時(shí)效工藝，為汽車用該合金薄板的時(shí)效熱處理工藝提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

材料為3mm厚的7075冷軋薄板，成分為(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)：Al-5.46Zn-2.24 Mg-1.28Cu-0.21Cr。樣品在SX-4-10型箱式電阻爐中固溶，固溶溫度為475℃，保溫15min后立即在室溫水中淬火。淬火冷卻至室溫再到油浴爐中進(jìn)行時(shí)效。T6時(shí)效工藝為：120℃/24h。兩級時(shí)效(先低溫時(shí)效再高溫時(shí)效)，第一級時(shí)效工藝為：120℃/6h，第二級時(shí)效溫度為150，160℃和170℃，時(shí)效時(shí)間為6～24h。室溫拉伸力學(xué)性能測試設(shè)備為CSS-44100型萬能力學(xué)拉伸試驗(yàn)機(jī)，拉伸速率為2mm/min，電導(dǎo)率測量在 7501型渦流電導(dǎo)儀上進(jìn)行，測試樣品尺寸約為 20mm×20mm×2mm；TEM樣品觀察在TECNAI G2 F20型透射電鏡上進(jìn)行，加速電壓為 200kV，樣品磨成厚0.08mm薄片，沖成φ3mm圓片，然后雙噴減薄，電解液為20%HNO3(體積分?jǐn)?shù)，下同)+80%CH3OH，溫度控制在-20℃以下?？蛻舻男阅芤笮璺媳?的規(guī)定。

表1 性能要求Table 1 Property requirement

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

圖1為第二級時(shí)效保溫時(shí)間對拉伸性能的影響。從圖1可以看出，隨著第二級時(shí)效保溫時(shí)間的延長，強(qiáng)度逐漸降低，伸長率有所增加。150℃時(shí)效的第二級時(shí)效保溫時(shí)間從6h增加到24h，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別從562，461MPa降低至498，390MPa，見圖1(a)。160℃時(shí)效的第二級時(shí)效保溫時(shí)間從6h增加到24h，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別從550，455MPa降低至482，385MPa，見圖1(b)。170℃時(shí)效的第二級時(shí)效保溫時(shí)間從6h增加到24h，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別從520，430MPa降低至456，365MPa，見圖1(c)。

圖1 第二級時(shí)效保溫時(shí)間對拉伸性能的影響(a)150℃;(b)160℃;(c)170℃Fig.1 Effect of aging time of second stage on tensile properties(a)150℃;(b)160℃;(c)170℃

圖2為第二級時(shí)效保溫時(shí)間對硬度的影響。從圖2中可以看出，隨著第二級時(shí)效保溫時(shí)間的延長，硬度逐漸降低。150℃時(shí)效的第二級時(shí)效保溫時(shí)間從6h增加到24h，硬度從89.5降低至84.2。160℃時(shí)效的第二級時(shí)效保溫時(shí)間從6h增加到24h，硬度從88.2降低至83.0。170℃時(shí)效的第二級時(shí)效保溫時(shí)間從6h增加到24h，硬度從83.2降低至78.2。

圖2 第二級時(shí)效保溫時(shí)間對硬度的影響Fig.2 Effect of aging time of second stage on hardness

圖3為第二級時(shí)效保溫時(shí)間對電導(dǎo)率的影響。從圖3可以看出，隨著第二級時(shí)效保溫時(shí)間的延長，電導(dǎo)率逐漸增加，150℃時(shí)效的第二級時(shí)效保溫時(shí)間從6h增加到24h，電導(dǎo)率從31.5%IACS增加至37.8%IACS。160℃時(shí)效的第二級時(shí)效保溫時(shí)間從6h增加到24h，電導(dǎo)率從32.6%IACS增加至38.6%IACS。170℃時(shí)效的第二級時(shí)效保溫時(shí)間從6h增加到24h，電導(dǎo)率從33.6%IACS增加至39.5%IACS。

圖3 第二級時(shí)效保溫時(shí)間對電導(dǎo)率的影響Fig.3 Effect of aging time of second stage on conductivity

圖4為第二級時(shí)效保溫時(shí)間對應(yīng)力腐蝕敏感因子的影響。從圖4可以看出，隨著第二級時(shí)效保溫時(shí)間的延長，應(yīng)力腐蝕敏感因子逐漸降低。150℃時(shí)效的第二級時(shí)效保溫時(shí)間從6h增加到24h，應(yīng)力腐蝕敏感因子從242.1降低至127.3。160℃時(shí)效的第二級時(shí)效保溫時(shí)間從6h增加到24h，應(yīng)力腐蝕敏感因子從228.5降低至116.8。170℃時(shí)效的第二級時(shí)效保溫時(shí)間從6h增加到24h，應(yīng)力腐蝕敏感因子從196.5降低至90.7。

圖4 第二級時(shí)效保溫時(shí)間應(yīng)力腐蝕敏感因子的影響Fig.4 Effect of aging time of second stage on stress corrosion sensitive factor(SCF)

150℃時(shí)效的第二級時(shí)效保溫時(shí)間為12h時(shí)，拉伸性能和硬度符合T76標(biāo)準(zhǔn)要求，但電導(dǎo)率略微低于標(biāo)準(zhǔn)，只有36.1%IACS。150℃時(shí)效的第二級時(shí)效保溫時(shí)間從6h到24h范圍內(nèi)，電導(dǎo)率均不能滿足T73標(biāo)準(zhǔn)要求。

160℃時(shí)效的第二級時(shí)效保溫時(shí)間為12h時(shí)，拉伸性能、硬度和電導(dǎo)率均符合T76標(biāo)準(zhǔn)要求。160℃時(shí)效的第二級時(shí)效保溫時(shí)間為24h，除了屈服強(qiáng)度剛好達(dá)到T73標(biāo)準(zhǔn)下限，其余性能均滿足T73標(biāo)準(zhǔn)要求。

170℃時(shí)效的第二級時(shí)效保溫時(shí)間為12h時(shí)，拉伸性能、硬度和電導(dǎo)率均符合T73標(biāo)準(zhǔn)要求。時(shí)效優(yōu)化結(jié)果如表2所示。

表2 性能結(jié)果Table 2 Property results

圖5為不同時(shí)效制度下的TEM照片。從圖5(a)中可以看出，自然時(shí)效后，強(qiáng)化相的形貌不明顯，此時(shí)的強(qiáng)化相是GP區(qū)。T6時(shí)效時(shí)析出相的形貌清晰可見，尺寸細(xì)小且分布密集，強(qiáng)化相主要是GP區(qū)和η′相，如圖5(b)所示，此時(shí)強(qiáng)度和硬度最高，電導(dǎo)率較低。T76時(shí)效時(shí)析出相的尺寸較小、分布均勻彌散、且數(shù)量較多，強(qiáng)化相主要是η′相，如圖5(c)所示，與T6時(shí)效相比，強(qiáng)度、硬度有所下降而電導(dǎo)率明顯增加。T73時(shí)效時(shí)析出相明顯粗化，如圖5(d)所示，與T6時(shí)效相比，此時(shí)強(qiáng)度、硬度顯著降低而電導(dǎo)率顯著增加。

圖6為T76時(shí)效的HRTEM照片。從圖6中可以看出，時(shí)效強(qiáng)化相與基體的界面不明顯，為了探明時(shí)效強(qiáng)化相與基體的界面關(guān)系，選圖6(a)中的A和B的方框區(qū)域進(jìn)行傅里葉變化，分別如圖6(c)和6(e)所示。強(qiáng)化相的兩個(gè)方向的基體斑點(diǎn)未見菊池線，時(shí)效強(qiáng)化相與基體完全共格，長度方向的尺寸約5～8nm，厚度方向的尺寸約3～5nm。

圖5 不同時(shí)效制度下的TEM照片 (a)T4;(b)T6;(c)T76(120℃/6h+160℃/12h);(d)T73(120℃/6h+170℃/12h)Fig.5 TEM images under different aging (a)T4;(b)T6;(c)T76(120℃/6h+160℃/12h);(d)T73(120℃/6h+170℃/12h)

圖6 T76時(shí)效的HRTEM照片 (a)HRTEM;(b),(c)A區(qū)域的FFT;(d),(e)B區(qū)域的FFTFig.6 HRTEM images of T76 aging (a)HRTEM;(b),(c)FFT of region A;(d),(e)FFT of region B

圖7為T73時(shí)效的HRTEM照片。從圖中可以看出，時(shí)效強(qiáng)化相與基體的界面較明顯，為了探明時(shí)效強(qiáng)化相與基體的界面關(guān)系，選圖7(a)中A和B的方框區(qū)域進(jìn)行傅里葉變化，分別如圖7(c)和7(e)所示。從強(qiáng)化相的兩個(gè)方向的基體斑點(diǎn)可以看出，存在明顯的菊池線，時(shí)效強(qiáng)化相與基體半共格，長度方向的尺寸約8～15nm，厚度方向的尺寸約4～8nm。

圖7 T73時(shí)效的HRTEM照片(a)HRTEM;(b),(c)A區(qū)域的FFT;(d),(e)B區(qū)域的FFTFig.7 HRTEM images of T73 aging(a)HRTEM;(b),(c)FFT of region A;(d),(e)FFT of region B

3 分析與討論

Al-Zn-Mg-Cu系高強(qiáng)鋁合金的時(shí)效析出序列一般為[21-22]：α(過飽和固溶體)→GP區(qū)→η′(MgZn2)→η(MgZn2)。時(shí)效析出序列的完整性取決于時(shí)效溫度。經(jīng)不同時(shí)效制度處理后，合金內(nèi)的析出相隨之變化。在較低溫度范圍內(nèi)(20～100℃)，過飽和固溶體主要析出GP區(qū)；在較高溫度范圍內(nèi)(120～150℃)，時(shí)效早期以析出GP區(qū)為主，隨后以析出η′相為主；更高溫度范圍內(nèi)(>160℃)時(shí)效時(shí)各個(gè)相相繼析出，充分時(shí)效后以析出粗化的η相為主。同一溫度下，時(shí)效時(shí)間增加，析出相數(shù)量減少，GP區(qū)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)镚P + η′相及η′ + η相，且η相逐漸粗化，如圖5所示,從而導(dǎo)致合金力學(xué)性能降低，電導(dǎo)率增加。

高強(qiáng)鋁合金時(shí)效過程中析出的GP區(qū)和η′相與基體共格或半共格，可通過位錯(cuò)切過機(jī)制阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而提高合金強(qiáng)度。而時(shí)效析出相η與基體非共格，是通過Orowan繞過機(jī)制在其后形成一系列位錯(cuò)環(huán)使合金得到強(qiáng)化。由于位錯(cuò)的切過機(jī)制比繞過機(jī)制對合金的強(qiáng)化效果好[22-23]，因此高強(qiáng)鋁合金的強(qiáng)度主要由合金晶內(nèi)析出的GP區(qū)和η′相的體積分?jǐn)?shù)、形貌、尺寸和分布所決定[24]。析出相的體積分?jǐn)?shù)越大，分布越均勻彌散，合金的強(qiáng)度越高[25]。

120℃時(shí)效溫度低于合金中GP區(qū)的脫溶溫度線，較低的形核勢壘使GP區(qū)優(yōu)先形核。因此，經(jīng) 120℃/6h 時(shí)效后，合金晶內(nèi)析出相主要為GP區(qū)。在此基礎(chǔ)上繼續(xù)較高溫度時(shí)效，GP區(qū)逐漸長大并向η′相轉(zhuǎn)變[25]。第二級時(shí)效早期，隨著時(shí)效時(shí)間的延長，GP區(qū)不斷長大同時(shí)η′相也不斷析出，這與文獻(xiàn)[14-15]的報(bào)道一致。進(jìn)一步延長時(shí)效時(shí)間，合金晶內(nèi)析出相逐漸向η相轉(zhuǎn)化，強(qiáng)化效應(yīng)不斷減弱。另外，析出相不斷長大導(dǎo)致合金晶內(nèi)析出相尺寸和間距增加，強(qiáng)化效應(yīng)減弱。因此，合金強(qiáng)度和硬度隨著第二級時(shí)效時(shí)間的進(jìn)一步延長不斷減小，而電導(dǎo)率和耐腐蝕性能則逐漸增加。

4 結(jié)論

(1) 時(shí)效溫度對綜合性能的影響比時(shí)效時(shí)間的要大，雙級時(shí)效參數(shù)中的第二級時(shí)效溫度的影響最大，隨著第二級的時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間增加，時(shí)效強(qiáng)化相的尺寸增加，力學(xué)性能下降，電導(dǎo)率增加。

(2) 優(yōu)化出的T76時(shí)效制度為 120℃/6h+160℃/12h，時(shí)效強(qiáng)化相與基體完全共格，長度方向的尺寸約5～8nm，厚度方向的尺寸約3～5nm；優(yōu)化出的T73時(shí)效制度為 120℃/6h+170℃/12h，時(shí)效強(qiáng)化相與基體半共格，長度方向的尺寸約8～15nm，厚度方向的尺寸約4～8nm。