秦翔智, 趙佳蕾, 王凱歌, 李 兵, 趙 巍

(昆山晶微新材料研究院有限公司, 江蘇 昆山 215313)

Al-Zn-Mg合金在20世紀(jì)30年代就開(kāi)始研究,由于該系合金存在嚴(yán)重的應(yīng)力腐蝕現(xiàn)象,在航空航天領(lǐng)域的應(yīng)用受限[1],但Al-Zn-Mg系合金具有較寬的淬火范圍,良好的加工性能、焊接性能以及良好的抗氧化性能,因此被廣泛應(yīng)用于汽車(chē)、高速列車(chē)組件和鐵路結(jié)構(gòu)件等[2-5],例如,牽引梁、枕梁、車(chē)端緩沖器、門(mén)檻、斷面梁等[6]。Al-Zn-Mg合金是一種中強(qiáng)7×××鋁合金,該合金主要強(qiáng)化元素為Zn、Mg元素,也是MgZn2相和T相(Al2Zn3Mg3)的形成元素[7-8],在時(shí)效過(guò)程中這些相以彌散相的形式存在,可以釘扎位錯(cuò),阻礙位錯(cuò)滑移,使得強(qiáng)度提高,其強(qiáng)化效果主要與Zn、Mg含量有關(guān)。目前,大多數(shù)Al-Zn-Mg合金的研究中Mg含量偏低[9-10],而對(duì)從低Mg到高M(jìn)g含量的Al-Zn-Mg合金研究較少。此外,大多數(shù)學(xué)者傾向于研究預(yù)變形對(duì)時(shí)效過(guò)程的影響[11-16],而關(guān)于時(shí)效對(duì)加工硬化效果的影響研究較少。

基于此,本文以Al-6.0Zn-xMg合金為研究對(duì)象,探究Mg含量對(duì)Al-6.0Zn-xMg(x=2、3和4)合金鑄態(tài)組織及力學(xué)性能的影響,此外基于Al-6.0Zn-xMg合金較高塑性變形能力的優(yōu)勢(shì),對(duì)比合金時(shí)效前后冷軋變形性能差異,為其在汽車(chē)、高速列車(chē)以及航空航天等領(lǐng)域的應(yīng)用提供一定的技術(shù)支撐。

1 試驗(yàn)材料與方法

表1為試驗(yàn)合金的成分設(shè)計(jì),為避免其他元素對(duì)材料性能的影響,本試驗(yàn)合金除Zn、Mg元素外不添加任何微量元素(雜質(zhì)元素除外)。將工業(yè)高純鋁(99.98%)、純Mg錠、純Zn錠按照設(shè)定成分配比并采用電阻爐熔煉合金,熔煉溫度為730～780 ℃,澆鑄溫度690～720 ℃,澆鑄成尺寸為180 mm×40 mm×120 mm(長(zhǎng)×寬×高)的Al-6.0Zn-xMg(x=2、3和4)鋁合金鑄錠。根據(jù)圖1所示3種合金的DSC曲線(xiàn),確定其非平衡共晶相的初熔溫度均為473 ℃左右,因此將鑄錠放置于馬弗爐內(nèi)進(jìn)行473 ℃×24 h的均勻化處理,將均勻化后的鑄錠進(jìn)行切割取樣,軋制試樣尺寸為50 mm×50 mm×30 mm(長(zhǎng)×寬×厚),并將試樣進(jìn)行車(chē)銑。將車(chē)銑好的試樣加熱到450 ℃×1 h后進(jìn)行軋制,熱軋30 mm→7 mm,冷軋7 mm→3 mm,固溶工藝為476 ℃×60 min,水淬,時(shí)效工藝121 ℃×24 h,具體實(shí)施方案見(jiàn)圖2。

圖1 試驗(yàn)合金的DSC曲線(xiàn)Fig.1 DSC curves of the tested alloys

圖2 試驗(yàn)合金的軋制+熱處理工藝(a)T8態(tài);(b)T9態(tài)Fig.2 Rolling+heat treatment processes of the tested alloy(a) T8 state; (b) T9 state

表1 試驗(yàn)合金的成分設(shè)計(jì)(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 1 Composition design of the tested alloys (mass fraction, %)

采用型號(hào)為SPECTRO MAXx的直讀光譜儀進(jìn)行成分檢測(cè),具體結(jié)果見(jiàn)表2,結(jié)果顯示實(shí)際成分與設(shè)計(jì)成分相差不大,滿(mǎn)足試驗(yàn)需求。合金試樣室溫拉伸試驗(yàn)在105D型材料力學(xué)試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,其中拉伸速率為2 mm/min。采用IMAGFER-A2M光學(xué)顯微鏡(OM)、Tescan-VEGA 3掃描電鏡(SEM)對(duì)軋板熱軋態(tài)、固溶態(tài)、冷軋態(tài)組織進(jìn)行檢測(cè)分析,并采用掃描電鏡配套能譜儀附件(EDS)進(jìn)行第二相成分分析。微觀組織觀測(cè)前金相試樣做陽(yáng)極覆膜處理,覆膜液為0.3%氟硼酸溶液。

表2 試驗(yàn)合金直讀光譜儀成分檢測(cè)結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 2 Composition detection results by direct reading spectrometer of the tested alloys(mass fraction, %)

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 Mg含量對(duì)合金鑄態(tài)組織的影響

圖3為不同Mg含量Al-Zn-Mg鋁合金鑄態(tài)顯微組織,由圖3可知,該組織由不同晶粒取向的α(Al)固溶體和分布于晶界或二次枝晶臂上的黑色非平衡共晶相組成。各成分合金晶粒形貌為典型的樹(shù)枝晶形貌,且枝晶非常發(fā)達(dá),晶粒尺寸較大,這主要與合金中未添加任何細(xì)化劑有關(guān)。一般變形鋁合金晶粒細(xì)化通過(guò)添加Ti、Zr、Sc等元素,在凝固過(guò)程中優(yōu)先形成細(xì)小Al-X相,這些相作為異質(zhì)形核點(diǎn),能顯著細(xì)化鑄態(tài)晶粒,而本文為避免其他元素對(duì)試驗(yàn)結(jié)果的影響,因此不添加任何細(xì)化劑。Al-6.0Zn-xMg(x=2、3和4)鋁合金的晶粒尺寸分別為161、159、163 μm。對(duì)比發(fā)現(xiàn),隨著Mg含量的增加,鑄態(tài)晶粒尺寸變化不大,約為160 μm,說(shuō)明Mg含量對(duì)鑄態(tài)晶粒尺寸影響不大。

圖3 不同Mg含量Al-Zn-Mg鋁合金鑄態(tài)顯微組織Fig.3 As-cast microstructure of the Al-Zn-Mg aluminum alloys with different Mg contents(a) Al-6.0Zn-2Mg; (b) Al-6.0Zn-3Mg; (c) Al-6.0Zn-4Mg

研究表明,合金在鑄造過(guò)程中,晶?；蛑魏司缘诙囝w粒或雜質(zhì)相為核心的異質(zhì)形核[17]。本試驗(yàn)中未引入其他異質(zhì)相,而Mg元素的加入并未形成供α(Al)形核的第二相顆粒,因此3種合金的枝晶及晶粒尺寸差異不大。

圖4為各合金鑄態(tài)組織形貌及非平衡共晶相分布,表3為圖4中各點(diǎn)的EDS分析,表4為采用Image-Pro Plus軟件對(duì)各合金非平衡共晶相占比的統(tǒng)計(jì)結(jié)果。由此可知,3種合金鑄態(tài)組織基本相同,α(Al)基體呈黑色,晶界及二次枝晶臂上存在大量亮白色共晶組織,且隨著Mg含量的增加,網(wǎng)狀組織厚度增加。根據(jù)SEM-EDS能譜分析,該網(wǎng)狀組織主要為非平衡共晶三元T相(AlZnMg),除此之外還有少量灰色塊狀高熔點(diǎn)Al3Fe相。根據(jù)Image-Pro Plus軟件對(duì)各合金非平衡共晶相占比統(tǒng)計(jì)結(jié)果可知,當(dāng)Mg含量由2%增加到3%時(shí),非平衡共晶相占比由0.67%增加到1.51%,而當(dāng)Mg含量增加到4%時(shí),非平衡共晶相占比減小到1.16%。根據(jù)SEM分析結(jié)果顯示,當(dāng)Mg含量為4%時(shí),晶界附近彌散相密度顯著增大,因此,Mg含量為4%時(shí)非平衡共晶相占比降低的主要原因是由晶界附近彌散相增加導(dǎo)致。根據(jù)SEM-EDS面掃描結(jié)果顯示(見(jiàn)圖5),這些彌散相主要組成元素為Al、Zn、Mg。

圖4 不同Mg含量Al-Zn-Mg鋁合金鑄態(tài)微觀形貌(a～c)及非平衡共晶相分布(d～f)Fig.4 Micromorphologies(a-c) and non-equilibrium eutectic phase distribution(d-f) of the as-cast Al-Zn-Mg aluminum alloys with different Mg contents (a,d) Al-6.0Zn-2Mg; (b,e) Al-6.0Zn-3Mg; (c,f) Al-6.0Zn-4Mg

圖5 Al-6.0Zn-4Mg合金晶界附近SEM-EDS面掃描分析Fig.5 SEM-EDS map scanning analysis near grain boundaries of the Al-6.0Zn-4Mg alloy

表3 圖4中各點(diǎn)的EDS分析(原子分?jǐn)?shù),%)Table 3 EDS analysis of each point in Fig.4 (atom fraction, %)

表4 試驗(yàn)合金的非平衡共晶相占比Table 4 Proportions of non-equilibrium eutectic phases in the tested alloys

分析認(rèn)為,在Zn含量一定的情況下,提高M(jìn)g含量可以形成更多Mg、Zn組成的共晶相,在凝固時(shí)可以提供更多的形核點(diǎn),更多的共晶相匯集在枝晶界面上,使枝晶網(wǎng)絡(luò)變厚[17]。其次,合金在凝固過(guò)程中,溶質(zhì)Zn、Mg原子不斷排向固-液界面,隨著Mg含量的增加,固-液界面前沿液相中Mg含量增大,同時(shí)固相中的Mg含量也在增加,從而導(dǎo)致最終形成的網(wǎng)狀非平衡共晶組織周?chē)鶰gZn2彌散相數(shù)量增多。由于Zn含量一定,而更多的Zn與Mg形成MgZn2彌散相,因此一定程度上減小Al-6.0Zn-4Mg合金非平衡共晶相的數(shù)量。

2.2 不同Mg含量合金的組織演變

2.2.1 SEM組織演變

圖6為各狀態(tài)下試驗(yàn)合金第二相演變情況,表5為圖6中不同位置處的SEM-EDS分析。

圖6 不同Mg含量Al-Zn-Mg鋁合金不同狀態(tài)下的SEM圖(a,d,g)均質(zhì)化;(b,e,h)熱軋態(tài);(c,f,i)固溶態(tài)Fig.6 SEM images of the Al-Zn-Mg aluminum alloys with different Mg contents under different states(a,d,g) homogenized; (b,e,h) hot rolled; (c,f,i) solution treated(a-c) Al-6.0Zn-2Mg; (d-f) Al-6.0Zn-3Mg; (g-i) Al-6.0Zn-4Mg

表5 圖6中不同位置處Al-6.0Zn-xMg合金的SEM-EDS分析(原子分?jǐn)?shù),%)Table 5 SEM-EDS analysis of the Al-6.0Zn-xMg alloys at different locations in Fig.6 (atom fraction, %)

均勻化的目的是消除低熔點(diǎn)非平衡共晶相并使主合金元素?cái)U(kuò)散均勻,其次是消除內(nèi)應(yīng)力。本試驗(yàn)所有合金經(jīng)473 ℃×24 h均勻化后,未出現(xiàn)過(guò)燒現(xiàn)象,原始網(wǎng)狀非平衡共晶組織基本被消除,僅殘留少量Al-Zn-Mg相和含F(xiàn)e相,經(jīng)過(guò)能譜確認(rèn)為MgZn2和Al3Fe相。同時(shí),均勻化后晶界附近彌散相數(shù)量較鑄態(tài)大幅度減少,說(shuō)明均勻化過(guò)程中彌散相回溶,且大量合金元素向遠(yuǎn)離晶界方向擴(kuò)散,使合金元素在基體中的分布更加均勻。經(jīng)30 mm→7 mm多道次熱軋后,在大壓力變形情況下殘留第二相破碎且呈鏈狀沿軋制方向分布,晶內(nèi)析出大量彌散相,經(jīng)SEM-EDS能譜確認(rèn)為MgZn2相。經(jīng)476 ℃×60 min固溶后,殘留MgZn2相基本被消除,僅殘留少量難溶含F(xiàn)e相,同時(shí)晶內(nèi)高溫彌散析出相也全部回溶。

2.2.2 OM組織演變

結(jié)合2.1節(jié)的鑄態(tài)組織形貌及圖7所示不同狀態(tài)各合金的OM組織可以看出,晶粒經(jīng)熱軋扭轉(zhuǎn)、破碎后由原始的樹(shù)枝狀轉(zhuǎn)變成沿軋制方向分布的纖維狀,熱軋態(tài)下未發(fā)現(xiàn)明顯的再結(jié)晶晶粒。由于合金內(nèi)儲(chǔ)存大量變形儲(chǔ)能,降低合金再結(jié)晶溫度,因此在476 ℃×60 min固溶后發(fā)生完全再結(jié)晶,晶粒形貌由纖維狀變?yōu)榈容S狀。對(duì)比發(fā)現(xiàn)Al-6.0Zn-2Mg合金再結(jié)晶晶粒尺寸較Al-6.0Zn-3Mg、Al-6.0Zn-4Mg合金大,主要原因是Al3Fe相對(duì)再結(jié)晶長(zhǎng)大具有一定的阻礙作用,而Al-6.0Zn-2Mg合金中Fe含量相對(duì)較低,對(duì)再結(jié)晶的阻礙作用不明顯,因此再結(jié)晶晶粒尺寸較大。經(jīng)冷軋后晶粒形貌由固溶后的等軸狀變?yōu)槔w維狀。對(duì)比發(fā)現(xiàn),Al-6.0Zn-2Mg合金纖維組織條帶最寬,這主要與再結(jié)晶晶粒尺寸有關(guān)。

圖7 不同Mg含量Al-Zn-Mg鋁合金不同狀態(tài)下的OM組織(a,d,g)熱軋態(tài);(b,e,h)固溶態(tài);(c,f,i)冷軋態(tài)Fig.7 Optical metallographic microstructure of the Al-Zn-Mg aluminum alloys with different Mg contents under different states(a,d,g) hot rolled; (b,e,h) solution treated; (c,f,i) cold rolled(a-c) Al-6.0Zn-2Mg; (d-f) Al-6.0Zn-3Mg; (g-i) Al-6.0Zn-4Mg

2.3 Mg含量對(duì)Al-Zn-Mg合金力學(xué)性能的影響

表6是各合金不同變形熱處理制度下力學(xué)性能檢測(cè)結(jié)果。本試驗(yàn)分兩種變形熱處理制度,一種是先進(jìn)行7 mm→3 mm冷軋?jiān)龠M(jìn)行121 ℃×24 h時(shí)效處理,記為T(mén)8態(tài);另一種是先進(jìn)行121 ℃×24 h時(shí)效再進(jìn)行7 mm→3 mm冷軋,記為T(mén)9態(tài)。圖8為各合金T8、T9態(tài)力學(xué)性能對(duì)比。

圖8 不同Mg含量Al-Zn-Mg鋁合金經(jīng)不同變形+熱處理后的力學(xué)性能對(duì)比Fig.8 Comparison of mechanical properties of the Al-Zn-Mg aluminum alloys with different Mg contents processed by different deformation+heat treatments

表6 不同Mg含量Al-Zn-Mg鋁合金經(jīng)不同變形+熱處理后的力學(xué)性能Table 6 Mechanical properties of the Al-Zn-Mg aluminum alloy processed by different deformation+heat treatments

由表6可知,隨著Mg含量的增加,軋板抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度(以Rp0.2計(jì))均增加,而伸長(zhǎng)率降低,這主要?dú)w因于冷作硬化、固溶強(qiáng)化以及析出強(qiáng)化作用。當(dāng)冷作硬化效果一致時(shí),隨著Mg含量的增加,固溶強(qiáng)化效果增大,時(shí)效析出相數(shù)量增多,因此材料強(qiáng)度增大,塑性降低。此外,根據(jù)力學(xué)性能檢測(cè)結(jié)果發(fā)現(xiàn),當(dāng)Mg含量由2%增加到3%時(shí),T8態(tài)抗拉強(qiáng)度由479.21 MPa增加到553.08 MPa,提高約75 MPa,而當(dāng)Mg含量由3%增加到4%時(shí),T8態(tài)抗拉強(qiáng)度僅提高約27 MPa,說(shuō)明通過(guò)繼續(xù)提高M(jìn)g含量來(lái)提高抗拉強(qiáng)度效果不明顯。因?yàn)樵摵辖鹬饕龀鰪?qiáng)化相為GP區(qū)和亞穩(wěn)態(tài)MgZn2相,當(dāng)Zn含量一定時(shí),Zn與Mg形成的GP區(qū)和亞穩(wěn)態(tài)MgZn2相數(shù)量一定,所能達(dá)到的強(qiáng)化效果也一定。GP區(qū)和亞穩(wěn)態(tài)MgZn2相數(shù)量達(dá)到最大值時(shí),繼續(xù)增加Mg含量不會(huì)再形成MgZn2相,因此其強(qiáng)度增幅降低,而此時(shí)起主要強(qiáng)化作用的是固溶強(qiáng)化,上述現(xiàn)象也與文獻(xiàn)[9]一致。

對(duì)比各合金軋板T8態(tài)和T9態(tài)的力學(xué)性能,T9態(tài)強(qiáng)度較T8態(tài)高80～100 MPa,伸長(zhǎng)率低6%～8%。分析認(rèn)為,一方面時(shí)效過(guò)程中MgZn2相的形成會(huì)消耗部分位錯(cuò),降低位錯(cuò)密度,從而降低加工硬化效果;另一方面,時(shí)效前進(jìn)行冷變形所產(chǎn)生的大量位錯(cuò)為亞穩(wěn)態(tài)MgZn2相形核提供有利條件,也為穩(wěn)態(tài)MgZn2相形核提供有利條件。因此在總變形量一致的情況下,大變形量冷加工后再進(jìn)行時(shí)效會(huì)析出數(shù)量較多的非共格MgZn2相(穩(wěn)態(tài))。第二相強(qiáng)化理論中,位錯(cuò)切過(guò)第二相粒子的強(qiáng)化效果遠(yuǎn)大于位錯(cuò)繞過(guò)第二相粒子的強(qiáng)化效果,而以切過(guò)機(jī)制強(qiáng)化的第二相粒子主要為共格或半共格粒子,以繞過(guò)機(jī)制強(qiáng)化的第二相粒子主要為非共格粒子。因此,本試驗(yàn)合金T8態(tài)強(qiáng)度均小于T9態(tài)。

結(jié)合上述分析,冷軋后的時(shí)效過(guò)程使材料強(qiáng)度損失80～100 MPa,但伸長(zhǎng)率提高6%～8%。3種合金中,Al-6.0Zn-4Mg合金綜合性能最好。其中,T8態(tài)抗拉強(qiáng)度580.8 MPa,屈服強(qiáng)度547.0 MPa,伸長(zhǎng)率10.76%,T9態(tài)抗拉強(qiáng)度662.67 MPa,屈服強(qiáng)度617.7 MPa,伸長(zhǎng)率4.76%。

3 結(jié)論

1) 鑄態(tài)Al-6.0Zn-xMg(x=2、3和4)合金顯微結(jié)構(gòu)均由樹(shù)枝狀α(Al)、非平衡共晶α(Al)+T-AlZnMg相、少量含F(xiàn)e相以及晶內(nèi)彌散析出的MgZn2相組成。隨著Mg含量的提高,合金晶粒尺寸變化不大。

2) 根據(jù)SEM結(jié)果顯示,經(jīng)均質(zhì)化、熱軋、固溶后,原始鑄態(tài)組織中第二相的演變過(guò)程為,非平衡共晶相T-AlZnMg回溶(均質(zhì)化)→MgZn2相彌散析出(熱軋)+難溶相破碎(Al3Fe)→MgZn2彌散相回溶(固溶)。

3) 根據(jù)OM結(jié)果顯示,經(jīng)均質(zhì)化+熱軋+固溶后,顯微組織的演變過(guò)程為粗大樹(shù)枝晶(鑄態(tài))→纖維組織(熱軋態(tài))→完全再結(jié)晶(固溶態(tài))→纖維組織(冷軋態(tài))。

4) 隨著Mg含量的增加,合金強(qiáng)度增大,塑性降低,但強(qiáng)度增幅不斷減小。冷軋后的時(shí)效過(guò)程使合金強(qiáng)度損失80～100 MPa,但伸長(zhǎng)率提高6%～8%。3種合金中,Al-6.0Zn-4Mg合金的綜合性能最佳。