肖濟金， 劉崇宇， 石 磊， 孫浩鳴， 張 磊

(桂林理工大學 材料科學與工程學院， 廣西 桂林 541000)

近年來，高鋅含量的Al-Zn合金因其簡單的化學成分、獨特的動態(tài)沉淀行為和優(yōu)異的塑性而備受關注[1-2]。然而，Al-Zn合金的強度遠低于商用高強度鋁合金，這使其不能被廣泛用于工程結構材料。添加微量元素是提高Al-Zn合金強度的重要手段，夏濤等[3]發(fā)現(xiàn)Al-10Zn-1.77Mg-1.0Cu-0.13Zr合金經(jīng)時效處理后表現(xiàn)出優(yōu)異的力學性能，微觀結構研究表明，該合金的高強度主要來自于其基體中彌散分布的Zn2Mg相所引起的彌散強化效應[4]。在鋁合金中加入微量Sc可形成初生及次生Al3Sc相，初生Al3Sc相可通過促進合金凝固時的非均勻形核而顯著細化合金晶粒，而次生Al3Sc相可在合金變形及熱處理過程析出，能有效釘扎晶界，抑制晶粒粗化，進而起到提高合金強度及熱穩(wěn)定性的目的[5-7]。對固溶態(tài)Al-Zn-Mg-Sc合金進行120 ℃人工時效時有Zn-Mg相析出，而該合金在自然時效過程中仍有Zn-Mg相析出[8]。研究表明，Zn-Mg相比Zn相更容易析出，Al3Sc相和晶界均可促進Zn-Mg 相的析出、轉(zhuǎn)變和粗化。

塑性變形會影響Al-Zn合金的析出行為。本課題組前期對Al-20Zn合金進行冷軋，發(fā)現(xiàn)極小的變形量(等效應變量為0.6)便可促使過飽和Al-Zn固溶體分解，并形成Zn原子團簇[9]。隨著變形量增加，合金晶粒不斷細化，位錯密度不斷增加，晶界及位錯均為Zn原子的擴散提供了通道，并促使Zn原子團簇演變成尺寸為幾納米的Zn相。納米Zn相、位錯及晶粒細化均提高了合金強度[10-11]。另外，Al/Zn的獨特潤濕界面也優(yōu)化了合金的塑性[12]。然而，目前還未開展關于冷變形結合熱處理對Al-Zn基合金微觀結構及力學性能影響的研究。本研究對過飽和態(tài)Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc合金進行冷變形及變形后時效處理，通過與常規(guī)固溶時效態(tài)合金微觀結構及力學性能的對比，探究時效前冷變形對Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc合金組織及力學性能的影響，最終達到進一步優(yōu)化Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc合金力學性能的目的。

1 試驗材料及方法

試驗所用原料為純Al錠、純Zn錠、Al-2Sc和Al-50Mg中間合金，通過電阻加熱爐對上述原料進行熔煉，熔煉溫度為780 ℃。采用石墨模具澆鑄成形，制備Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc合金鑄錠。對鑄錠進行 450 ℃×24 h均勻化處理，然后進行12道次熱軋，熱軋溫度為430 ℃，在每道次間將合金置于430 ℃馬弗爐中保溫5 min，最終得到厚度為2 mm的熱軋樣品。熱軋樣品在470 ℃保溫1 h后水冷至室溫，獲得固溶態(tài)樣品，記為ST樣品。對ST樣品進行多道次室溫軋制，得到最終厚度為1.6 mm(變形量20%)的冷軋樣品，記為ST+CR樣品。對ST和ST+CR樣品分別進行70 ℃和120 ℃的人工時效處理，人工時效時間為0.5 h，分別記為ST+AA和ST+CR+AA樣品。

沿軋制方向切取金相試樣和拉伸試樣，用Leica-DMi8光學顯微鏡(OM)、Zeiss Gemini-300掃描電鏡(SEM)和FEI-Tecnai G2 F20 S-TWIN透射電鏡(TEM)觀察試樣的微觀結構。SEM和TEM的測試電壓分別是15 kV和200 kV。采用Instron-8801萬能力學試驗機測試樣品的拉伸性能，拉伸應變速率為1×10-4s-1。采用SEM觀察拉伸樣品的斷口形貌。

2 試驗結果與分析

2.1 微觀組織

圖1為不同時效溫度下Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc合金的OM照片。由圖1可見，ST+AA樣品晶粒沿軋制方向被拉長，而經(jīng)過冷軋的ST+CR+AA樣品的晶粒被進一步拉長，呈現(xiàn)出纖維狀，因此冷軋可明顯細化合金晶粒。

圖1 Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc合金不同時效溫度下的OM照片F(xiàn)ig.1 OM images of the Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc alloy after aging at different temperatures(a) ST+AA, 70 ℃; (b) ST+AA, 120 ℃; (c) ST+CR+AA, 70 ℃; (d) ST+CR+AA, 120 ℃

圖2為Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc合金70 ℃時效后的TEM照片及EDS圖譜。由圖2可以看出，在ST+AA樣品的晶界上和晶界附近可觀察到尺寸為100～150 nm的粒子(見圖2(a))，EDS結果表明該粒子是Al3Sc相。在基體中可觀察到尺寸為1～2 nm的高密度析出物(見圖2(b))，同時在晶界處有無沉淀析出帶(PFZ)形成，其寬度約為15 nm(見圖2(c))。在ST+CR+AA樣品中可觀察到大量位錯纏結，并有大量Al3Sc相位于位錯纏結附近(見圖2(d))。類似于ST+AA樣品，ST+CR+AA樣品基體中也分布著大量高密度析出物，并且在基體中還觀察到等軸狀和桿狀析出物，其尺寸分別為10～30 nm和10～15 nm(見圖2(e))，EDS結果表明等軸狀相和桿狀相分別為Zn相和η相。暗場像照片也能清晰觀察到Zn相和η相均勻分布在合金基體中(見圖2(f))。

圖2 Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc合金70 ℃時效后的TEM照片(a～f)和EDS結果(g～h)Fig.2 TEM images(a-f) and EDS results(g-h) of the Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc alloy after aging at 70 ℃(a-c) ST+AA; (d-f) ST+CR+AA; (g-h) EDS results

圖3為Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc合金120 ℃時效后的TEM照片。由圖3可以看出，ST+AA樣品晶界附近存在大量Al3Sc粒子(見圖3(a))，基體中分布著高密度析出物(見圖3(b))，高分辨率圖片和快速傅里葉變換表明這些析出相是η′相(見圖3(c))。相比于70 ℃時效，經(jīng)過120 ℃時效的ST+CR+AA樣品位錯密度更低(見圖3(d))，并可觀察到納米Zn相、η′相和η相均勻分布在基體中(見圖3(e, f))。

圖3 Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc合金120 ℃時效后的TEM照片F(xiàn)ig.3 TEM images of the Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc alloy after aging at 120 ℃(a-c) ST+AA; (d-f) ST+CR+AA

2.2 力學性能

圖4為不同時效溫度下Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc合金的拉伸應力-應變曲線。由圖4可以看出，70 ℃與120 ℃時效溫度下，ST+CR+AA樣品都表現(xiàn)出比ST+AA樣品更高的強度，且保持良好的伸長率。70 ℃時效下，ST+CR+AA樣品的屈服強度和極限抗拉強度分別達到413 MPa和462 MPa，比ST+AA樣品分別高76 MPa和7 MPa。120 ℃時效下，ST+CR+AA樣品的屈服強度和極限抗拉強度分別為397 MPa和467 MPa，比ST+AA樣品分別高34 MPa和8 MPa。另外，ST+AA樣品120 ℃時效的強度比70 ℃時效的強度更高，而ST+CR+AA樣品120 ℃時效的強度比70 ℃時效的強度更低。

圖4 Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc合金不同時效溫度下的拉伸應力-應變曲線Fig.4 Tensile stress-strain curves of the Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc alloy after aging at different temperatures(a) 70 ℃; (b) 120 ℃

圖5為不同時效溫度下Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc合金的拉伸斷口形貌。由圖5可以看出，時效溫度為70 ℃ 時，ST+AA樣品斷口表面分布著撕裂棱和細小且深度較淺的韌窩，表現(xiàn)出韌性斷裂特征。ST+CR+AA樣品斷口表面分布著大面積解理面，屬于解理斷裂。而時效溫度為120 ℃時，在ST+AA和ST+CR+AA樣品的斷口表面均觀察到大量的斷裂面，同時存在少量韌窩，斷裂方式為混合型斷裂。

2.3 分析討論

微量Sc元素加入導致了合金中Al3Sc相的形成。初生Al3Sc相在合金凝固過程中形成，能促進合金非均勻形核，細化鑄態(tài)合金晶粒[13]。在后續(xù)熱處理過程中，合金中析出具有強烈釘扎效應的納米Al3Sc相，能有效地釘扎晶界，阻止晶界遷移，進而抑制合金晶粒長大[14]。因此人工時效后的ST+AA樣品保留了熱軋導致的變形晶粒，并且不同時效溫度的ST+AA樣品晶粒尺寸未發(fā)生明顯變化(見圖1(a,b))。冷軋進一步細化了合金晶粒，ST+CR+AA樣品表現(xiàn)出比ST+AA樣品更加細長且呈纖維狀的晶粒結構，不同時效溫度的ST+CR+AA樣品的晶粒尺寸也未發(fā)生明顯變化(見圖1(c,d))。

Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc合金經(jīng)固溶處理后得到過飽和固溶體[15]，經(jīng)70 ℃時效0.5 h后，過飽和固溶體發(fā)生分解，基體中析出高密度η′相(見圖2(b))，并在晶界處產(chǎn)生PFZ(見圖2(c))，PFZ能削弱拉伸過程中的應力集中[16]，使合金保持較高的伸長率。

冷軋使Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc合金經(jīng)固溶處理后的晶粒被進一步細化，同時產(chǎn)生大量位錯并發(fā)生纏結，再經(jīng)70 ℃時效0.5 h后，大部分位錯依然被保留。位錯纏結附近存在著大量Al3Sc粒子(見圖2(d))，這表明Al3Sc相能夠有效地釘扎位錯，在拉伸過程中抵抗變形，提高合金強度。在ST+CR樣品人工時效過程中，冷軋產(chǎn)生的位錯和空位等缺陷促進了析出過程并加速了η′相向η相的轉(zhuǎn)變，使合金基體中同時存在高密度η′相和η相(見圖2(e, f))。位錯強化、細晶強化和析出強化作用共同導致ST+CR+AA樣品比ST+AA樣品有著更高的強度[17]。不僅如此，冷軋還使飽和固溶體分解，動態(tài)析出Zn相(見圖2(e))，形成了Al/Zn特殊潤濕界面，進而改善了ST+CR+AA樣品的塑性，使ST+CR+AA樣品具有良好的伸長率。

ST樣品經(jīng)120 ℃時效0.5 h后，合金中析出了更高密度的η′相(見圖3(b, c))，具有更強的析出強化作用，使其比70 ℃時效樣品擁有更高的強度。ST+CR樣品經(jīng)120 ℃時效0.5 h后，基體中也均勻分布η′相和η相(見圖3(e, f))，并且由冷軋導致動態(tài)析出的Zn相也存在于合金基體中(見圖3(e))，改善了合金塑性。但在120 ℃時效加速了位錯湮滅，位錯密度明顯降低(見圖3(d))，極大削弱了位錯強化作用，使其相比于70 ℃時效樣品強度降低。

3 結論

1) 冷軋導致合金晶粒細化，Al3Sc粒子能有效釘扎晶界，使Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc合金晶粒在不同熱處理條件下保持原有的形態(tài)和尺寸；冷軋使合金動態(tài)析出Zn相，改善了冷軋合金的塑性；冷軋使合金中產(chǎn)生了大量位錯并發(fā)生纏結被Al3Sc粒子釘扎，增強了位錯強化作用。

2) 對固溶和固溶+冷軋樣品進行時效處理，合金中都析出了高密度η′相；冷軋導致合金內(nèi)產(chǎn)生的高密度位錯在時效過程中促進析出過程，并加速了η′相轉(zhuǎn)變?yōu)棣窍?，增強了析出強化作用?/p>

3) 時效前冷軋能明顯優(yōu)化Al-15Zn-0.5Mg-0.5Sc合金的力學性能。固溶+冷軋樣品在70 ℃下時效0.5 h后的屈服強度和極限抗拉強度分別達到413 MPa和462 MPa，其強化機理包括細晶強化、位錯強化和析出強化。而在120 ℃時效處理會加速位錯湮滅，削弱了位錯強化效果。