回歸再時(shí)效對(duì)7×××系鋁合金強(qiáng)度及耐腐蝕性能的影響

施娟娟，陳忠家，謝元福，牛龍飛

（合肥工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，合肥230009）

0 前言

7×××系鋁合金具有超高強(qiáng)鋁合金之稱，是目前工業(yè)使用的強(qiáng)度最高的鋁合金系別，由于其高強(qiáng)與輕質(zhì)的完美結(jié)合，綜合性能高于傳統(tǒng)鋼材，在航空航天用結(jié)構(gòu)件中占主要地位[1-2]。但是7×××系鋁合金耐腐蝕性能不夠理想，跟不上力學(xué)性能發(fā)展的步伐，這影響了其在一些特殊場(chǎng)合的安全使用。近年來，隨著國(guó)內(nèi)航空航天行業(yè)的迅速發(fā)展，在與鈦合金以及復(fù)合材料的競(jìng)爭(zhēng)下[3-4]，7×××系鋁合金耐腐蝕性提高的愿望變得更加迫切。

為了提高7×××系鋁合金的耐腐蝕性能，有研究者[5]從合金成分角度出發(fā)，加入Er、Sc 等稀土元素，可細(xì)化原始晶粒與再結(jié)晶晶粒，使得合金強(qiáng)度提升，同時(shí)使單位體積內(nèi)的晶界數(shù)量增加。另外，還可以使晶界處析出相更分散析出，形成不連續(xù)鏈狀分布，耐腐蝕性得以提升。還有研究者通過改善熱處理制度（如固溶工藝與回歸再時(shí)效工藝）來提高合金綜合性能。羅勇[6]等人采用了強(qiáng)化固溶熱處理工藝使合金的剝落腐蝕等級(jí)達(dá)到PB。熱處理工藝中對(duì)合金耐腐蝕性能改善最明顯的就是回歸再時(shí)效工藝。1991 年，美國(guó)Alcoa 公司開發(fā)的T77 工藝使合金耐腐蝕性能得到極大提高，在其廣泛應(yīng)用于飛機(jī)蒙皮和龍骨架以后，國(guó)內(nèi)外研究者們對(duì)RRA工藝的探究熱情無比高漲。Hannm 等人[7]研究的RRA 制度表明該工藝可使合金的斷裂韌度和抗腐蝕性能得以明顯提高。鄭子樵和龍佳等人[8-9]探究了7055合金的連續(xù)RRA和雙級(jí)時(shí)效工藝，結(jié)果發(fā)現(xiàn)這兩種工藝均可明顯提高合金的綜合性能，提升鋁合金板料的產(chǎn)品質(zhì)量。但是他們的重點(diǎn)僅在于RRA中預(yù)時(shí)效工藝的研究。RRA中回歸工藝可使合金內(nèi)析出相回溶進(jìn)基體，對(duì)后續(xù)性能的影響同樣至關(guān)重要。

本文以7×××系鋁合金板料為研究對(duì)象，通過改變RRA 工藝中的回歸溫度與回歸時(shí)間，研究RRA 工藝對(duì)高強(qiáng)鋁合金力學(xué)性能和耐腐蝕性能的影響，為工業(yè)生產(chǎn)提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

以自制7×××系鋁合金為研究對(duì)象，名義成分為Al-8.1Zn-2.2Mg-2Cu-0.2Zr-0.25Ce，軋至厚度為1.5 mm左右板料，隨后進(jìn)行450℃×90min＋465℃×40 min＋475 ℃×20min的強(qiáng)化固溶處理和120 ℃×24h 預(yù)時(shí)效處理，之后進(jìn)行回歸處理。選取回歸溫度與回歸時(shí)間為變量，研究150 ℃、170 ℃、190 ℃、210 ℃和230 ℃溫度下保溫40 min與190 ℃下保溫10 min、20 min、30 min 和40 min 對(duì)合金性能的影響。最后進(jìn)行120 ℃×24 h終時(shí)效。

為了研究回歸工藝對(duì)7×××系鋁合金強(qiáng)度與耐腐蝕性能的影響，本文采用金相和X射線衍射分析方法觀察合金微觀組織，通過室溫拉伸實(shí)驗(yàn)測(cè)得合金力學(xué)性能，使用電導(dǎo)率與極化曲線測(cè)試分析合金耐腐蝕性能。合金的金相觀察在MR2000型光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行。通過X-Ray衍射實(shí)驗(yàn)，分析不同處理狀態(tài)下的7×××系鋁合金中析出相的種類與數(shù)量。室溫拉伸在CMT5105 型微機(jī)控制電子萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為2 mm/min。電導(dǎo)率的測(cè)試使用SZ-82數(shù)字式四探針測(cè)試儀進(jìn)行。采用CHI660D電化學(xué)工作站測(cè)試極化曲線，測(cè)試系統(tǒng)為三電極系統(tǒng)，電解液為3.5%NaCl，掃描速率為0.006 V/s。外加電流密度取對(duì)數(shù)作為縱坐標(biāo)，其相應(yīng)的電位作為橫坐標(biāo)，即可得到外加電流的極化曲線。

2 結(jié)果分析

2.1 顯微組織

圖1為合金經(jīng)過150 ℃、190 ℃和230 ℃3種回歸溫度下保溫40 min 后的RRA 態(tài)金相組織。RRA工藝不改變合金晶粒尺寸，只會(huì)改變晶內(nèi)與晶界析出相分布。從圖1可知，隨著回歸溫度的提高，晶界粗化，合金內(nèi)部析出相也逐漸增多。

圖1 不同回歸溫度下的合金顯微組織

RRA40-x與RRAx-190組合金的XRD分析圖如圖2所示。由圖可知隨著回歸溫度和回歸時(shí)間的增加，合金中的MgZn2相析出數(shù)量逐漸增多，這說明增加回歸溫度和回歸時(shí)間可以促進(jìn)MgZn2相析出。這主要是因?yàn)楹辖鹪诟邷囟虝r(shí)回歸時(shí)GP 區(qū)會(huì)發(fā)生回溶，同時(shí)在該溫度下有益于η′相和η相的析出[10]。晶內(nèi)和晶界分別有大量的η′相和η相存在。隨著溫度的提升與保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，析出相析出動(dòng)力變強(qiáng)，表現(xiàn)為GP區(qū)向η′相和η相轉(zhuǎn)變，使MgZn2相析出數(shù)量增加。

圖2 RRA40-x與RRAx-190合金XRD分析圖

2.2 力學(xué)性能

表1 為不同回歸溫度與回歸時(shí)間下的拉伸性能。若合理控制回歸工藝的溫度與時(shí)間，可以使合金強(qiáng)度得以提升，這主要是因?yàn)楹辖鹞龀鱿嘣诨貧w再時(shí)效工藝中進(jìn)行了回溶與再析出這一過程。鋁合金中主要的強(qiáng)化方式為晶界強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化[11]。在位錯(cuò)強(qiáng)化與晶界強(qiáng)化一定的情況下，影響合金力學(xué)性能的主要是其晶內(nèi)的強(qiáng)化相所形成的彌散強(qiáng)化效應(yīng)，其中主要影響強(qiáng)度的是η′相[13]。由表1 可知在RRA40-x 組中，隨著回歸溫度的增加，合金強(qiáng)度先增大后降低，在190 ℃×40 min時(shí)達(dá)到峰值653.5 MPa，延伸率為11.5%。此時(shí)與T6 態(tài)相比，強(qiáng)度提高，延伸率降低。在較低溫度進(jìn)行回歸時(shí)，GP區(qū)回溶轉(zhuǎn)化為η′相的析出驅(qū)動(dòng)力不足。而隨著回歸溫度的增加，190 ℃時(shí)析出相轉(zhuǎn)化驅(qū)動(dòng)力得以提升，合金強(qiáng)度增加。隨著回歸溫度的繼續(xù)升高，當(dāng)回歸溫度在210 ℃以上時(shí)，合金強(qiáng)度開始降低。這是因?yàn)楫?dāng)回歸溫度繼續(xù)升高時(shí)，漸漸達(dá)到了η′相的回溶溫度，并且稀土元素Zr 和Ce 的添加可以降低η′相的回溶溫度，因此當(dāng)合金在210 ℃以上回歸時(shí)，合金中的析出相轉(zhuǎn)化趨勢(shì)變?yōu)镚P 區(qū)和η′相回溶進(jìn)入基體同時(shí)轉(zhuǎn)化為η相析出，強(qiáng)化相減少，強(qiáng)度略有下降。在RRAx-190組中，隨著回歸時(shí)間的延長(zhǎng)，合金強(qiáng)度先增大后降低，延伸率變化則相反。在190 ℃×20 min 時(shí)強(qiáng)度達(dá)到峰值702.2 MPa，延伸率為8.3%。此時(shí)的GP區(qū)向η′相轉(zhuǎn)化的效率最高。隨著回歸時(shí)間的延長(zhǎng)，η′相有向η相轉(zhuǎn)變的趨勢(shì)，合金強(qiáng)度發(fā)生輕微下降，保溫40 min時(shí)合金強(qiáng)度為653.5 MPa，相比190 ℃下回歸20 min時(shí)強(qiáng)度降低，但還是略高于T6態(tài)板材。

表1 RRA40-x與RRAx-190合金的力學(xué)性能與電導(dǎo)率

2.3 耐腐蝕性能

電導(dǎo)率與合金的抗應(yīng)力腐蝕能力密切相關(guān)，電導(dǎo)率越高，抗應(yīng)力腐蝕性能越好[12]。RRA40-x 與RRAx-190 組合金電導(dǎo)率測(cè)試結(jié)果如表1 所示。合金經(jīng)過回歸工藝后使共格GP 區(qū)回溶，同時(shí)析出與基體完全不共格的η相，大大減小了基體畸變程度，同時(shí)增大晶界處η相之間間距，阻礙η相之間電鏈應(yīng)，從而使合金對(duì)自由電子的阻礙程度減小。電阻率減小電導(dǎo)率得以提升。由表1可知RRA40-x組電導(dǎo)率隨著回歸溫度的增加而增大。在回歸溫度為190 ℃時(shí)電導(dǎo)率明顯增大，為38.5%IACS，此時(shí)η′相和η相大量析出，晶格畸變減弱，同時(shí)晶界處有不連續(xù)η相，電導(dǎo)率上升。同理，在RRAx-190組中，隨著回歸時(shí)間的增加，η相析出增加，晶格畸變減小，合金的電導(dǎo)率逐漸增大。隨著回歸溫度的繼續(xù)上升，在溫度為210 ℃以上時(shí)，合金中析出相轉(zhuǎn)化趨勢(shì)為GP區(qū)和η′相向η相轉(zhuǎn)變，電導(dǎo)率大幅度增加，230 ℃×40 min時(shí)達(dá)到47%IACS。

在電化學(xué)反應(yīng)中，反應(yīng)過程所得到的參數(shù)滿足一定的客觀規(guī)律。當(dāng)外加極化電位較大時(shí)，外加電流與極化電位滿足Tafel 關(guān)系，因此通過測(cè)得Tafel曲線來分析其中參數(shù)變化是一種檢測(cè)合金耐腐蝕性能的可靠手段[14-15]。其中自腐蝕電位為熱力學(xué)參數(shù)，其數(shù)值越負(fù)，表示合金越容易被腐蝕；腐蝕電流密度為動(dòng)力學(xué)參數(shù)，其數(shù)值越小，表明合金腐蝕速率越慢[16]。圖3 為RRA40-x 與RRAx-190 組合金試樣在3.5%NaCl 溶液中的動(dòng)電位掃描極化曲線。可以看出，在陽極極化過程中均出現(xiàn)了明顯的鈍化現(xiàn)象，這是因?yàn)樵阡X合金的表面存在一層鈍化膜。從金屬熱力學(xué)來說，鋁轉(zhuǎn)變?yōu)殡x子標(biāo)準(zhǔn)電位是-1.67 V，比開始腐蝕的標(biāo)準(zhǔn)電位-0.411 V 低的多[14]。但是鋁合金在大氣中不會(huì)很快腐蝕的原因就是致密的氧化鋁薄膜形成的鈍化膜，它可以減緩合金腐蝕。合金在經(jīng)過RRA 處理后，依據(jù)塔菲爾切線法得到各組曲線對(duì)應(yīng)的Ecorr 和Icorr，如表2 所示。可以看出，隨著回歸溫度的提高，合金的自腐蝕電位依次正移，自腐蝕電流呈現(xiàn)降低趨勢(shì)，合金腐蝕敏感性逐漸降低，耐腐蝕性逐漸增強(qiáng)。在相同的回歸溫度下，隨著回歸時(shí)間的增加合金自腐蝕電位正移，自腐蝕電流減小，腐蝕速率減小，耐腐蝕性能增加。極化曲線測(cè)試結(jié)果與電導(dǎo)率變化規(guī)律基本一致。

圖3 RRA40-x與RRAx-190合金的電化學(xué)腐蝕極化曲線

表2 RRA40-x與RRAx-190合金的電化學(xué)腐蝕動(dòng)力學(xué)參數(shù)

3 結(jié)論

（1）在一定范圍的回歸溫度與回歸時(shí)間里，合金中MgZn2相的析出隨著回歸溫度和回歸時(shí)間的增大而增加，在150 ℃和170 ℃回歸時(shí)效果不明顯。而從190 ℃開始合金中有大量MgZn2相開始析出，并且隨著回歸時(shí)間的延長(zhǎng)逐漸增多。

（2）隨著回歸溫度與回歸時(shí)間的增加，合金強(qiáng)度先增大后減小，在190 ℃×20 min回歸時(shí)達(dá)到峰值，為702 MPa。當(dāng)回歸溫度超過210 ℃時(shí)，合金中的析出相轉(zhuǎn)化趨勢(shì)變?yōu)镚P區(qū)和η′相回溶入基體同時(shí)轉(zhuǎn)化為η相析出，強(qiáng)化相減少，強(qiáng)度開始下降。

（3）回歸再時(shí)效工藝可以提高合金耐腐蝕性能。隨著回歸溫度與回歸時(shí)間的增加，合金電導(dǎo)率隨之增加，在190 ℃時(shí)電導(dǎo)率開始有明顯的上升。極化曲線變化趨勢(shì)與電導(dǎo)率基本一致，說明合金耐腐蝕性能得以提高。