龍夢(mèng)君，姜 鋒,，路麗英，3，吳飛飛，范福送

(1.中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙 410083；2.中南大學(xué) 輕合金研究院，湖南 長(zhǎng)沙 410083；3.東北輕合金有限責(zé)任公司,黑龍江 哈爾濱 150060)

Al-Zn-Mg系合金屬于可熱處理強(qiáng)化合金，以其比強(qiáng)度高、密度低、熱加工性優(yōu)良、耐蝕性好、力學(xué)性能良好等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域[1-2]。Al-Zn-Mg系鋁合金最主要的強(qiáng)化機(jī)制來源于鎂元素及鋅元素的固溶強(qiáng)化和沉淀硬化作用，二者又以沉淀硬化為主要強(qiáng)化機(jī)制[3-4]。Al-Zn-Mg系合金作為可熱處理強(qiáng)化合金，其時(shí)效析出過程決定了其性能[5]。研究發(fā)現(xiàn)：Al-Zn-Mg系合金的時(shí)效析出序列為SSSS→GP區(qū)→非平衡η′相→平衡相η(MgZn2)，其中非平衡相η′被認(rèn)為是Al-Zn-Mg系合金主要的強(qiáng)化相，合理地調(diào)控沉淀相的析出并控制其析出速度，獲得適宜的析出相大小和分布是獲得合金優(yōu)異性能的關(guān)鍵[6-8]。隨著經(jīng)濟(jì)各個(gè)領(lǐng)域的發(fā)展，對(duì)合金性能的要求不斷提高，過去幾十年來，許多學(xué)者大多數(shù)將研究中心放在析出相和熱處理方法上[9-10]。而對(duì)Al-Zn-Mg系合金在大變形領(lǐng)域的研究還很少，剪切帶等變形組織引起材料破壞的途徑仍然不清楚[11]。因此，本課題通過引入大變形量熱軋及冷軋的加工硬化作用，結(jié)合OM、SEM、TEM等手段，探究Al-Zn-Mg-Mn合金板經(jīng)不同溫度退火后性能的變化規(guī)律、拉伸斷裂行為以及組織的演變行為，旨在充分挖掘該合金的性能，為其提供理論和試驗(yàn)依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為某工廠生產(chǎn)的30 mm厚的Al-Zn-Mg-Mn合金熱軋板，其主要化學(xué)成分見表1。試樣取自熱軋板中心區(qū)域，試樣經(jīng)穩(wěn)定化退火后熱軋成9 mm厚板，隨后420 ℃保溫4 h后淬火，經(jīng)多道次冷軋成3.5 mm冷軋板。試樣總變形量為88%，其中冷軋總變形量為60%。從冷軋板上用線切割法切取尺寸為20 mm×12.5 mm×3.5 mm試樣。為研究試樣在不同退火溫度下合金組織及性能的變化規(guī)律，將冷軋至3.5 mm厚的試樣分別在100 ℃、200 ℃、250 ℃、300 ℃、350 ℃、400 ℃、450 ℃、500 ℃、550 ℃退火1 h，為了保留合金退火時(shí)的狀態(tài)，退火后對(duì)試樣水淬處理。試樣表面經(jīng)機(jī)械打磨并拋光后，分別在HW187.5型布洛維硬度計(jì)及D60K數(shù)字金屬電導(dǎo)率測(cè)量?jī)x上測(cè)量其硬度和電導(dǎo)率，每個(gè)試樣分別取三個(gè)位置進(jìn)行測(cè)量，再取其平均值作為最終結(jié)果。按照國標(biāo)GB/T 228-2002沿軋制方向切取拉伸試樣，拉伸試驗(yàn)在MTS-810力學(xué)試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度為2 mm/min。金相試樣采用Leica DFC295金相顯微鏡觀察，觀察面為冷軋板材的縱斷面。金相試樣的電解拋光液為10 mL HClO3+90 mL C2H5OH，拋光電壓為18 V，電解拋光時(shí)間為20 s。在FEI QUANTA-200掃描電鏡下觀察拉伸試樣的斷口形貌，顯微組織在透射電鏡TecnaiG2F20ST上分析，加速電壓為200 kV。所有透射樣品經(jīng)機(jī)械減薄至100 μm后再雙噴減薄，減薄雙噴液為(體積分?jǐn)?shù))30%HNO3+70%CH3OH，電流為65 mA，電解減薄溫度低于-20 ℃。

表1 試驗(yàn)用Al-Zn-Mg-Mn合金板材的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 不同退火溫度對(duì)合金板硬度和電導(dǎo)率的影響

不同溫度退火條件下試驗(yàn)合金板的布氏硬度及電導(dǎo)率變化如圖1所示。由圖1可見，冷軋狀態(tài)未退火的合金板硬度較高(127 HB)，其電導(dǎo)率為18 MS/m；在較低溫度(100 ℃)退火1 h后，合金板硬度沒有明顯變化；隨著退火溫度升高，其硬度呈現(xiàn)單調(diào)下降趨勢(shì)；在100 ℃～350 ℃退火1 h后，硬度下降趨勢(shì)十分顯著；當(dāng)退火溫度在350 ℃以上，合金板硬度依舊保持下降趨勢(shì)，但變化較為平緩。 在較低溫度退火合金板的電導(dǎo)率逐漸升高，250 ℃1 h退火后電導(dǎo)率達(dá)到峰值(23.1 MS/m)；在250 ℃～550 ℃范圍，其電導(dǎo)率隨著退火溫度的升高呈單調(diào)下降趨勢(shì)。

圖1 試驗(yàn)合金板的硬度及電導(dǎo)率隨退火溫度(保溫1 h)的變化曲線

2.2 不同溫度退火1 h后試驗(yàn)合金板的顯微組織及演變規(guī)律

根據(jù)試驗(yàn)合金再結(jié)晶溫度的大致范圍，選取冷軋態(tài)、350 ℃1 h、450 ℃1 h和550 ℃1 h退火態(tài)共4組試樣分別用金相顯微鏡觀察，結(jié)果如圖2所示。從圖2a中可以看出，冷軋態(tài)在軋制方向晶粒被拉長(zhǎng)呈纖細(xì)狀，是典型的纖維晶。由于試驗(yàn)合金變形量大且在軋制過程中受力不均勻，導(dǎo)致晶粒在軋制方向上產(chǎn)生局部不均勻變形，在宏觀上產(chǎn)生類似于波浪狀的剪切帶組織，且存在大量縱橫交錯(cuò)的剪切帶。350 ℃退火1 h后(圖2b)，相比于冷軋態(tài)，試驗(yàn)合金此時(shí)開始發(fā)生再結(jié)晶，但總體仍然保持冷軋態(tài)組織，主體形貌仍為纖維組織；試驗(yàn)合金內(nèi)部仍然存在大量剪切帶組織，并且在剪切帶附近的晶粒尺寸明顯大于其他區(qū)域的，說明此時(shí)試驗(yàn)合金發(fā)生局部再結(jié)晶并且在剪切帶附近的晶粒優(yōu)先再結(jié)晶。450 ℃退火1 h后(圖2c)，試驗(yàn)合金發(fā)生大量再結(jié)晶及晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象，視野區(qū)域中晶粒尺寸不一，剪切帶附近優(yōu)先長(zhǎng)大的晶粒明顯比其他區(qū)域的晶粒尺寸大；剪切帶的大晶粒附近還能觀察到許多新生小晶粒，晶粒有進(jìn)一步再結(jié)晶及長(zhǎng)大的趨勢(shì)。隨著退火溫度的進(jìn)一步升高，550 ℃退火1 h后，剪切帶組織完全消失，合金內(nèi)部發(fā)生完全再結(jié)晶現(xiàn)象，晶粒尺寸相差甚大，局部區(qū)域發(fā)生晶粒合并現(xiàn)象并導(dǎo)致晶粒粗化，在大晶粒周圍仍然存在大量的小晶粒，見圖2d。

圖2 不同溫度退火處理后試驗(yàn)合金的金相組織

圖3為Al-Zn-Mg-Mn合金試樣在不同溫度退火微觀組織演變的透射電子顯微分析。從圖3a可知，在大變形量冷軋過程中，合金內(nèi)部大量的不均勻變形導(dǎo)致位錯(cuò)密度大幅度增加，大量的位錯(cuò)堆積形成位錯(cuò)墻，且可以觀察到部分位錯(cuò)相互纏結(jié)形成位錯(cuò)胞。合金經(jīng)350 ℃1 h退火后，位錯(cuò)開始遷移并形成位錯(cuò)墻，冷軋狀態(tài)的各位錯(cuò)胞彼此分割，而這些位錯(cuò)墻與胞狀組織等亞結(jié)構(gòu)分隔出的不同區(qū)域在退火過程中成為形核質(zhì)點(diǎn)并向亞晶結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變(圖3b)。當(dāng)退火溫度升到450 ℃時(shí)，晶粒內(nèi)部位錯(cuò)和位錯(cuò)胞基本消失，由位錯(cuò)墻和位錯(cuò)胞分割出的區(qū)域轉(zhuǎn)變?yōu)閬喚В藭r(shí)合金內(nèi)部存在大量亞晶結(jié)構(gòu)，說明此時(shí)再結(jié)晶已經(jīng)大面積發(fā)生，并且在亞晶內(nèi)部能清晰地觀測(cè)到大量的MgZn2粒子(見圖3c)。如圖3d可見，合金經(jīng)550 ℃1 h退火后，再結(jié)晶進(jìn)程大幅度加快，此時(shí)纖維組織逐漸被等軸晶所代替，晶界平直，有明顯的三叉晶界，表明此時(shí)合金內(nèi)部已經(jīng)發(fā)生了完全再結(jié)晶現(xiàn)象。

圖3 不同溫度退火后試驗(yàn)合金的TEM圖

2.3 不同溫度退火1h后試驗(yàn)合金板的力學(xué)性能及拉伸斷口形貌

表2列出試驗(yàn)合金板冷軋態(tài)及經(jīng)過不同溫度退火后的力學(xué)性能。從表2可以看出，冷軋態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度最高、分別為493.37 MPa和434.18 MPa，其伸長(zhǎng)率最低、為7.11%；隨著退火溫度逐漸升高，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度呈單調(diào)下降的趨勢(shì)，而伸長(zhǎng)率則為單調(diào)上升趨勢(shì)。當(dāng)退火溫度低于350 ℃時(shí)，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度迅速降低，而伸長(zhǎng)率上升趨勢(shì)不太明顯；當(dāng)退火溫度高于350 ℃時(shí)，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度下降趨勢(shì)變緩，下降幅度不大，而伸長(zhǎng)率上升趨勢(shì)顯著；當(dāng)退火溫度為550 ℃時(shí)，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度降到最低，分別為265.9 MPa和235.5 MPa，而伸長(zhǎng)率最高達(dá)到21.59%。

表2 不同溫度(保溫1 h)退火后試驗(yàn)合金試樣的力學(xué)性能

不同溫度退火試樣的拉伸斷口形貌如圖4所示。從圖4a可以看出，在單軸拉應(yīng)力的情況下，冷軋態(tài)試樣沿著特定的滑移系方向發(fā)生滑移，斷裂面存在大量的滑移平面，無明顯韌窩存在，這些滑移平面光滑且垂直，為典型的脆性斷裂；當(dāng)試樣在350 ℃1 h退火后，拉伸試樣斷裂面上平滑的滑移面逐漸減少，局部區(qū)域滑移面逐漸被大小不一、深淺不一的韌窩所取代(圖4b)，此時(shí)斷裂方式逐漸由剪切斷裂向韌性斷裂方式轉(zhuǎn)變，呈典型的混合型斷裂；隨著退火溫度升高到450 ℃，其試樣拉伸斷裂面上垂直的滑移面基本完全消失，斷裂面為形狀大小各異的韌窩(圖4c)；而當(dāng)退火溫度進(jìn)一步升高至550 ℃，此時(shí)拉伸試樣斷裂方式已經(jīng)完全由剪切斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂，相比于450 ℃退火的試樣，550 ℃高溫退火的斷裂面上韌窩分布更密集，尺寸更大，呈典型的塑性斷裂(見圖4d)。

圖4 不同溫度穩(wěn)定化退火處理后試驗(yàn)合金的微觀斷口形貌

3 分析與討論

3.1 不同退火溫度對(duì)試驗(yàn)合金板硬度及電導(dǎo)率的影響

試驗(yàn)合金經(jīng)大變形量冷軋后，由于加工硬化作用，內(nèi)部位錯(cuò)迅速堆積，內(nèi)部應(yīng)力累積，導(dǎo)致合金硬度增大。在較低溫度(350 ℃)退火1 h后，試驗(yàn)合金晶內(nèi)位錯(cuò)朝晶界移動(dòng)，內(nèi)應(yīng)力減小，此時(shí)基體中MgZn2相析出，導(dǎo)致固溶強(qiáng)化作用降低，在回復(fù)和固溶強(qiáng)化降低的雙重作用下，試驗(yàn)合金硬度下降很快。而當(dāng)退火溫度高于350 ℃時(shí)，雖然試驗(yàn)合金內(nèi)部發(fā)生回復(fù)作用，且開始發(fā)生再結(jié)晶，但由于MgZn2相的回溶，固溶強(qiáng)化效果逐漸明顯，此時(shí)合金硬度下降減緩。在多組元合金中，鋁基體中的固溶原子引起的點(diǎn)陣畸變對(duì)電子的散射作用比沉淀析出第二相引起的散射作用更大[12]。在較低溫度下退火時(shí)，從合金基體中逐漸析出大量的平衡相，導(dǎo)致合金基體中的溶質(zhì)原子逐漸減少，固溶原子引起的點(diǎn)陣畸變大幅度降低，對(duì)電子的散射概率大大減小，電導(dǎo)率也因此逐漸增大。而隨著退火溫度的進(jìn)一步升高，在350 ℃以上溫度退火處理，晶界和晶內(nèi)析出的MgZn2又逐漸回溶到基體，試驗(yàn)合金基體中溶質(zhì)原子又逐漸增多，從而導(dǎo)致對(duì)電子散射概率逐漸增加，電導(dǎo)率呈單調(diào)下降趨勢(shì)。

3.2 不同溫度退火對(duì)試驗(yàn)合金板顯微組織演變及拉伸斷裂行為的影響

冷軋過程中由于基體的局部不均勻變形，導(dǎo)致試驗(yàn)合金內(nèi)部大量位錯(cuò)堆積并纏結(jié)，因此在冷軋過程中誘發(fā)了大量的剪切帶組織產(chǎn)生。從圖2a和圖3a可知，由于剪切帶組織中大量位錯(cuò)堆積及加工硬化所帶來的變形儲(chǔ)能，導(dǎo)致合金在退火過程中優(yōu)先在不均勻變形區(qū)域發(fā)生再結(jié)晶[13]。在低溫退火時(shí)，位錯(cuò)向晶界移動(dòng)，位錯(cuò)墻和位錯(cuò)胞及大量亞結(jié)構(gòu)的生成為再結(jié)晶提供了大量的優(yōu)質(zhì)形核點(diǎn)，而位錯(cuò)墻以及位錯(cuò)胞分隔出的區(qū)域?yàn)楹罄m(xù)亞晶的長(zhǎng)大提供了能量和形核位置。隨著退火溫度的升高，在450 ℃退火時(shí)，試驗(yàn)合金內(nèi)部發(fā)生大規(guī)模的再結(jié)晶(見圖2c和圖3c)，此時(shí)位錯(cuò)及位錯(cuò)胞基本消失，由亞結(jié)構(gòu)演變而來的晶粒有進(jìn)一步長(zhǎng)大的趨勢(shì)。當(dāng)退火溫度升至550 ℃時(shí)，此時(shí)試驗(yàn)合金發(fā)生完全再結(jié)晶現(xiàn)象，圖2d中可以看出此時(shí)等軸晶代替了冷軋狀態(tài)下的纖維組織，在透射顯微分析中也呈現(xiàn)出了典型的三叉晶，說明此時(shí)晶粒已經(jīng)完全再結(jié)晶，無長(zhǎng)大趨勢(shì)。

由于試驗(yàn)合金內(nèi)部大量剪切帶組織的存在，剪切帶內(nèi)部積累大量應(yīng)變儲(chǔ)能，加工硬化雖引入大量位錯(cuò)缺陷，位錯(cuò)這一類缺陷引起的點(diǎn)陣畸變而產(chǎn)生的大量應(yīng)變能是導(dǎo)致合金產(chǎn)生硬化的原因[14]。從圖4a可以看出，冷軋狀態(tài)下合金試樣的拉伸斷口平滑，斷口表面有大量滑移帶，呈典型的脆性斷裂。隨著退火溫度升高，從拉伸斷口形貌及力學(xué)性能可知，在再結(jié)晶的過程中，試驗(yàn)合金試樣拉伸斷裂方式呈現(xiàn)出不同特點(diǎn)。隨著溫度升高，伴隨回復(fù)和再結(jié)晶的進(jìn)行，試驗(yàn)合金在退火過程中逐漸軟化，抗拉強(qiáng)度逐漸降低，伸長(zhǎng)率卻呈單調(diào)遞增趨勢(shì)。相比于冷軋狀態(tài)的拉伸斷口形貌，低溫退火后試樣的拉伸斷口表面平滑的滑移帶逐漸被淺小的韌窩所代替，但斷裂面仍存在平直的滑移帶，表明此時(shí)斷裂方式逐漸從脆性斷裂向韌性斷裂過渡，為典型的混合型斷裂(圖4b)。隨著退火溫度進(jìn)一步上升，再結(jié)晶進(jìn)程進(jìn)一步加快，晶粒的長(zhǎng)大在降低試驗(yàn)合金強(qiáng)度性能的同時(shí)有助于伸長(zhǎng)率顯著提高，因此在經(jīng)550 ℃退火后，強(qiáng)度性能大幅度下降，伸長(zhǎng)率卻大幅度上升，試驗(yàn)斷口完全被大小不一的韌窩所代替，此時(shí)合金斷裂方式已經(jīng)完全由脆性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂。

4 結(jié) 論

1)冷軋狀態(tài)下試驗(yàn)合金內(nèi)部位錯(cuò)堆積，應(yīng)力大量累積，加工硬化效果顯著，試驗(yàn)合金硬度較高，電導(dǎo)率較低。

2)在不同溫度退火過程中，隨著退火溫度升高，MgZn2亞穩(wěn)相先沉淀析出然后回溶，硬度逐漸降低，電導(dǎo)率先升高后降低，在250 ℃1 h退火平衡相析出最充分，電導(dǎo)率最高。

3)冷軋過程中產(chǎn)生的大量位錯(cuò)以及亞結(jié)構(gòu)提供了大量的形核質(zhì)點(diǎn)，經(jīng)350 ℃1 h退火后，試驗(yàn)合金優(yōu)先在剪切帶組織開始發(fā)生再結(jié)晶現(xiàn)象；隨著退火溫度升高，再結(jié)晶程度加大；經(jīng)不同溫度退火后的試驗(yàn)合金拉伸試樣斷裂呈現(xiàn)不同特點(diǎn)，從脆性斷裂逐漸轉(zhuǎn)向混合型斷裂并最終完全轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂。