譚 柯，黃 珂，石杰文，2，羅書徑，2，付東陽，劉文軍

(1.湖南省產商品質量監(jiān)督檢驗研究院，湖南 長沙 410007；2.中南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙 410083)

A7N01S(日本牌號)鋁合金屬Al-Zn-Mg系合金，具有良好的力學性能、抗腐蝕性能、熱穩(wěn)定性和較好的焊接性能，以及很好的擠壓性能和在線淬火性，可以擠壓成各種復雜的大型薄壁空心型材，被廣泛地用作高速列車、地鐵列車、城市輕軌車、汽車的車體材料[1-2]。鋁合金在列車上的應用大大減輕了車身的重量，提高了車輛的運行速度，帶來了較大的經濟效益和社會效益。但是，鋁合金構件在服役過程中存在應力腐蝕敏感性問題。通常，材料的強度越高，其應力腐蝕敏感性越嚴重，甚至出現(xiàn)應力腐蝕斷裂等嚴重損壞現(xiàn)象，應力腐蝕的存在影響了鋁合金的使用性能，給應用帶來了安全隱患[3-5]。

本課題選取進口和國產兩種合金成分與初始組織稍有差異的A7N01S鋁合金型材，在3.5%濃度的NaCl溶液中進行應力腐蝕試驗，研究該合金抗應力腐蝕性能變化規(guī)律與對應的微觀機制，探討合金組織對其應力腐蝕行為及力學性能的影響，揭示具有優(yōu)異抗應力腐蝕性能的A7N01S鋁合金型材的初始多相組織特征。

1 試驗材料與方法

分別選取來自山東叢林鋁業(yè)公司生產的和日本進口的合金成分與初始組織稍有差異的兩種A7N01S鋁合金T5狀態(tài)型材進行研究，分別標記為CL型材和JP型材，其化學成分如表1所示。

表1 CL型材和JP型材試樣化學成分檢測結果(質量分數/%)

沿型材的擠壓方向和垂直擠壓方向取試樣進行恒載荷應力腐蝕拉伸試驗，試驗步驟按照國際GB/T 15970.4-2000進行，取樣部位如圖1所示。

圖1 恒載荷拉伸試驗取樣示意圖

以JP型材在實驗室空氣環(huán)境中拉伸試驗測得的屈服強度Rp0.2的0.75倍為加載應力值，選取濃度為3.5%NaCl的水溶液為腐蝕介質，若加載15 d以后試樣未斷，則將該試樣卸載后清洗表面再進行拉伸性能檢測試驗。用該試樣測得的力學性能值與常規(guī)試樣在拉伸試驗測得的強度、伸長率作比較，來表征被測材料的應力腐蝕開裂敏感性。

采用MX3000型金相顯微鏡進行各試樣的金相組織觀察，取樣如圖2所示，選取部位2觀察金相組織；采用FEI-Sirion 200型場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察和分析各試樣的微觀組織及試樣的拉伸斷口；透射電鏡組織分析在FEI TECNAI G220分析電鏡上進行，觀察試樣中析出相粒子的形貌、大小、分布及晶內晶界析出狀態(tài)等。

圖2 金相組織試樣取樣示意圖

2 試驗結果

2.1 應力腐蝕后的性能變化

在應力腐蝕試驗中所有試樣在加載15 d內均未發(fā)生斷裂。表2為試樣應力腐蝕前后的力學性能及沖擊韌性統(tǒng)計表，-90表示垂直擠壓方向，-0表示平行擠壓方向。從表2可以看出，未經應力腐蝕時，就伸長率和沖擊韌性而言，CL型材的各向異性比JP型材的更大。

試樣經15 d恒載荷應力腐蝕后，兩種型材的力學性能和沖擊韌性都有一定的下降。從表2可以看出，應力腐蝕對CL型材的伸長率性能具有較大影響，CL-0試樣和CL-90試樣的伸長率的下降程度分別為26.4%和29.7%。在沖擊韌性方面，JP-0試樣的下降程度不大(19.68%)，仍然有60 J/cm2；JP-90試樣的下降程度最小(9.38%)，僅下降了5.4 J/cm2；CL-90試樣的下降程度居中(16.84%)，CL-0試樣的沖擊韌性下降程度最大(30.99%)，只有50.1 J/cm2。即無論是在平行于擠壓方向取樣還是在垂直于擠壓方向取樣，JP型材的沖擊韌度都比CL型材的大一些，且應力腐蝕后的沖擊韌性損失率較小。拉伸和沖擊試驗結果表明，應力腐蝕對JP型材的塑性影響較CL型材的小一些。

表2 JP型材和CL型材試樣的力學性能及沖擊韌性

2.2 應力腐蝕后的組織演變

圖3為試樣應力腐蝕前后截面在內外側的金相組織照片。

圖3 各試樣邊緣金相組織照片

在沿擠壓方向，兩種型材都存在粗晶環(huán)，其中JP型材的粗晶環(huán)深度較小，平均深度約為18.6 μm(圖3a)；CL型材的粗晶環(huán)深度稍大，平均深度約為19.5 μm(圖3b)。兩種型材試樣經應力腐蝕后都存在一些腐蝕坑，其中，JP-0試樣(圖3c)只能觀察到一些點蝕坑；JP-90試樣(圖3d)的腐蝕坑最大寬度和最大深度分別為26.3 μm和10.8 μm；CL-0試樣(圖3e)的腐蝕坑最大寬度和最大深度分別為22.7 μm和12.6 μm，而CL-90試樣(圖3f)的腐蝕坑最大寬度和最大深度分別為35.1 μm和23.5 μm，已經深入到次表層晶粒。從圖3可看出，CL-90試樣受到的應力腐蝕影響最嚴重，其次是CL-0試樣和JP-90試樣，JP-0試樣受到的腐蝕相對最輕。

2.3 試樣的斷口組織

圖4為各試樣經應力腐蝕后再做室溫拉伸性能測試的斷口掃描照片。JP-0試樣的拉伸斷口呈現(xiàn)典型的韌性斷裂特征，斷口上分布著大量的韌窩，韌窩較深，且尺寸較均勻，部分大韌窩之間還布滿了小韌窩，相互交替分布(見圖4a)，這表明JP-0試樣的塑性較高。JP-90試樣和CL-0試樣的拉伸斷口也呈現(xiàn)韌性斷裂特征，斷口上存在較多的韌窩以及部分撕裂棱(見圖4b、c)，與JP-0試樣的斷口相比，該區(qū)域韌窩較淺，大小不均，并且撕裂棱較JP-0試樣的明顯。CL-90試樣拉伸斷口中分布著一定數量的韌窩、撕裂棱以及大量平坦的“類解離”小平面(見圖4d)，該區(qū)域內韌窩數量最少，并且撕裂棱最多，斷口呈現(xiàn)韌窩型和準解離的混合斷裂特征。

圖4 各試樣經應力腐蝕后的拉伸測試斷口

圖5為4組試樣經應力腐蝕后再做室溫沖擊韌性測試的斷口掃描照片。JP-0試樣的沖擊斷口呈現(xiàn)典型的韌性斷裂特征，斷口上分布著大量的韌窩，韌窩較深，且尺寸較均勻，部分大韌窩之間還布滿了小韌窩，相互交替分布，韌窩內第二相粒子發(fā)生了破碎(圖5a)，這表明JP-0試樣的塑性變形能力較強，在斷裂過程中能夠吸收較多的能量，因而沖擊吸收功和沖擊韌性都最大。JP-90試樣的沖擊斷口(圖5b)與JP-0試樣的相比，斷口處韌窩較淺，大小不均勻，并且撕裂棱較JP-0試樣的更明顯一些，因此沖擊吸收功和沖擊韌性均比JP-0試樣的低。根據斷口處韌窩形貌和數量以及撕裂棱數量，CL-0試樣和CL-90試樣的韌性較JP-0試樣的依次降低，其中CL-90試樣的沖擊吸收功和沖擊韌性均最低。

圖6為JP型材和CL型材試樣的TEM照片。表3為JP型材和CL型材的晶內及晶界析出相的統(tǒng)計表?？梢钥闯?，JP型材的晶內析出相主要由少量η′相和大量的η相組成[8]，這些析出相尺寸粗大，約為3 nm～15 nm；JP型材的晶界第二相更加粗大，約為22 nm～45 nm，呈明顯的不連續(xù)狀，晶界無沉淀析出帶(PFZ)較寬，約為100 nm；而CL型材中，晶界上的第二相尺寸較小，約為13 nm～35 nm，呈鏈狀部分連續(xù)分布，PFZ較窄，約為45 nm。CL型材的晶內析出相主要由少量GP區(qū)和大量的η'相組成，這些析出相尺寸較細小，約為2 nm～8 nm，且分布比JP型材的析出相更均勻。

表3 JP型材和CL型材的析出相尺寸對比

圖6 JP型材和CL型材的TEM照片

3 討 論

3.1 兩種型材力學性能和沖擊韌性差異的分析

粗晶環(huán)是鋁合金擠壓制品周邊上形成的環(huán)狀粗大晶粒區(qū)域(如圖3所示)，是擠壓制品的一種組織缺陷，產生粗晶環(huán)的原因主要是再結晶，粗晶環(huán)的存在使合金制品的力學性能、沖擊韌性和耐腐蝕性能等性能降低[9]。另外，合金制品的力學性能也受晶內組織的影響，變形時，細小的時效析出相(GP區(qū)和η′相)和位錯發(fā)生作用，位錯切過這些析出相，雖然位錯初始運動所要克服的阻礙力非常大，但一旦這些析出相被切過，對后續(xù)位錯的阻礙作用將大大降低，位錯可以連續(xù)通過這些析出相，并在晶界產生塞積，導致晶界處應力集中和沿晶斷裂；而晶內析出相為較粗大的η′相和η相時，位錯切過它們的難度較大，只能以繞過的方式通過，甚至產生交滑移，使得變形更加均勻。因此JP型材具有更好的塑性，但由于JP型材的晶內析出相主要為較粗大的η′相和η相(見圖6)，使得強度降低[10]。

3.2 兩種型材抗應力腐蝕性能差異的分析

由于CL型材組織的晶內和晶界析出相尺寸小，其捕獲自由原子氫的能力較低，使得自由原子氫容易擴散至晶界處聚集成氫分子，造成氫脆[11-12]；另外晶界析出相呈連續(xù)分布，這也促進了作為陽極的晶界析出相連續(xù)溶解，因而CL型材的抗應力腐蝕性能較差。JP型材組織的晶內析出相尺寸較大，其對自由原子氫的捕獲能力相對提高，同時晶界析出相也呈不連續(xù)分布，這也降低了晶界析出相連續(xù)溶解傾向。因此在加載應力腐蝕浸泡相同時間后，CL型材試樣的腐蝕比JP型材的更嚴重；同時腐蝕所產生的氫原子也可更加深入到金屬內部，導致CL試樣的拉伸強度、塑性尤其是沖擊韌性大大降低。而JP型材組織的晶界第二相不連續(xù)析出狀態(tài)可有效阻礙腐蝕通道的擴展，減小腐蝕的深度和發(fā)生腐蝕位置的數量[13]，這就相當于減少了材料表層缺口深度及數量，降低了缺口處的應力集中，減少了裂紋源數量。

3.3 兩種型材力學性能和沖擊韌性各向異性的分析

合金材料的各向異性與第二相粒子的各向異性有關，在JP型材和CL型材組織中含有大量未溶的AlFeMnCr、AlMnFeSi脆性相，它們以鏈狀形式沿擠壓方向分布，當裂紋擴展方向與第二相粒子排列方向一致時，裂紋擴展的阻力小，容易形成“斷裂通道”，導致該方向的強度和沖擊韌性較低，當裂紋擴展方向垂直于第二相粒子排列方向時，裂紋擴展遇到的阻力較大、容易向阻力小的擠壓方向偏斜，這樣提高了材料的強度、沖擊韌性以及拉應力下的抗腐蝕性能[14]。

4 結 論

1)在A7N01S鋁合金型材表層形成的粗晶環(huán)，使型材的力學性能、沖擊韌性和耐腐蝕性能等性能降低，粗晶環(huán)尺寸越大，應力腐蝕后形成的腐蝕坑越大，對型材的性能影響越顯著。

2)A7N01S鋁合金型材的力學性能受析出相尺寸的影響。當析出相尺寸較小時，一方面，位錯易在晶界塞積，引起應力集中，降低了合金的塑性變形能力；另一方面，較小的析出相又提高了合金的強度。

3)A7N01S鋁合金型材的抗應力腐蝕能力受析出相尺寸和分布的影響。當晶內和晶界析出相尺寸較小時，對氫原子的捕獲能力相對提高，導致應力腐蝕后性能下降嚴重；析出相在晶界處的不連續(xù)析出能有效阻礙腐蝕通道的擴展，從而減少了表面腐蝕裂紋的尺寸和數量，提高了型材在應力作用下的抗腐蝕能力。

4)A7N01S鋁合金型材的各向異性受第二相分布的影響，當平行于擠壓方向的試樣受拉應力和沖擊力時，裂紋擴展方向垂直于第二相粒子排列方向，裂紋擴展遇到較大阻力，提高了試樣拉伸強度和沖擊韌性，也使得其在拉應力的作用下，表現(xiàn)出更好的抗腐蝕性能。

5)進口的A7N01S鋁合金型材因具有較小的粗晶環(huán)、較大且不連續(xù)的晶內和晶界析出相，使其具有更好的塑性和更優(yōu)的抗應力腐蝕性能。