雙級時效對汽車用高強鋁合金組織性能的影響

李承波，唐建國，鄧運來，李建湘，張新明

(1 中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083;2 廣東和勝工業鋁材股份有限公司，廣東 中山 528463)

Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金因具有較低的密度、較高的強度、較好的焊接性能、加工成型性能以及良好的韌性和抗應力腐蝕能力，被廣泛應用于航空航天、軌道交通、汽車等領域的結構材料[1-5]。隨著汽車安全性和輕量化需求的增加，這種高強度鋁合金在車身上的大量應用將是未來汽車輕量化發展的必然趨勢[1]。根據汽車所跑的路況不同，可能會在溫熱、潮濕和海洋氣候的環境中使用，因此作為車身結構材料的高強度鋁合金，不僅要具備高強度，還需具備良好的強韌匹配和抗應力腐蝕等綜合性能。熱處理可以調控合金晶內和晶界析出相的種類、數量、尺寸和分布，從而改善該合金的力學和耐腐蝕性能[6-8]。因此，優化合金的熱處理工藝以滿足其使用要求，充分發揮其應用潛能一直是各國學者研究的重點[9-14]。

汽車用高強鋁合金的T6熱處理工藝可以使合金獲得最高的強度，但是合金耐腐蝕性能較差，為解決T6態合金的高腐蝕敏感性問題，1961年Alcoa公司開發了T73雙級過時效工藝，降低了合金應力腐蝕的敏感性，并提高了合金的斷裂韌性，但合金的強度下降較多；同年又開發了T76工藝，比T73工藝時效程度輕，目的是提高材料的抗腐蝕性能，同時強度損失較小；T7時效后合金強度比峰值下降約10%～15%[15-17]。過時效多采用分級時效工藝，一般都是先通過低溫時效以保證在較短時間內形成GP區，然后采用高溫的第二級時效促使GP區向中間相轉變，從而獲得較高的強度和較好的耐腐蝕性能。具體的過時效制度給出的時效處理溫度和時間存在較大差異[18-20]，對合金的性能產生較大影響。為了讓汽車用高強鋁合金獲得更優異的綜合性能，作者對該高強韌鋁合金薄板進行了雙級時效處理，研究了雙級時效工藝參數對其顯微組織和性能的影響，并得到了優化的雙級時效工藝，為汽車用該合金薄板的時效熱處理工藝提供參考。

1 實驗材料與方法

材料為3mm厚的7075冷軋薄板，成分為(質量分數/%)：Al-5.46Zn-2.24 Mg-1.28Cu-0.21Cr。樣品在SX-4-10型箱式電阻爐中固溶，固溶溫度為475℃，保溫15min后立即在室溫水中淬火。淬火冷卻至室溫再到油浴爐中進行時效。T6時效工藝為：120℃/24h。兩級時效(先低溫時效再高溫時效)，第一級時效工藝為：120℃/6h，第二級時效溫度為150，160℃和170℃，時效時間為6～24h。室溫拉伸力學性能測試設備為CSS-44100型萬能力學拉伸試驗機，拉伸速率為2mm/min，電導率測量在 7501型渦流電導儀上進行，測試樣品尺寸約為 20mm×20mm×2mm；TEM樣品觀察在TECNAI G2 F20型透射電鏡上進行，加速電壓為 200kV，樣品磨成厚0.08mm薄片，沖成φ3mm圓片，然后雙噴減薄，電解液為20%HNO3(體積分數，下同)+80%CH3OH，溫度控制在-20℃以下。客戶的性能要求需符合表1的規定。

表1 性能要求Table 1 Property requirement

2 實驗結果

圖1為第二級時效保溫時間對拉伸性能的影響。從圖1可以看出，隨著第二級時效保溫時間的延長，強度逐漸降低，伸長率有所增加。150℃時效的第二級時效保溫時間從6h增加到24h，抗拉強度和屈服強度分別從562，461MPa降低至498，390MPa，見圖1(a)。160℃時效的第二級時效保溫時間從6h增加到24h，抗拉強度和屈服強度分別從550，455MPa降低至482，385MPa，見圖1(b)。170℃時效的第二級時效保溫時間從6h增加到24h，抗拉強度和屈服強度分別從520，430MPa降低至456，365MPa，見圖1(c)。

圖1 第二級時效保溫時間對拉伸性能的影響(a)150℃;(b)160℃;(c)170℃Fig.1 Effect of aging time of second stage on tensile properties(a)150℃;(b)160℃;(c)170℃

圖2為第二級時效保溫時間對硬度的影響。從圖2中可以看出，隨著第二級時效保溫時間的延長，硬度逐漸降低。150℃時效的第二級時效保溫時間從6h增加到24h，硬度從89.5降低至84.2。160℃時效的第二級時效保溫時間從6h增加到24h，硬度從88.2降低至83.0。170℃時效的第二級時效保溫時間從6h增加到24h，硬度從83.2降低至78.2。

圖2 第二級時效保溫時間對硬度的影響Fig.2 Effect of aging time of second stage on hardness

圖3為第二級時效保溫時間對電導率的影響。從圖3可以看出，隨著第二級時效保溫時間的延長，電導率逐漸增加，150℃時效的第二級時效保溫時間從6h增加到24h，電導率從31.5%IACS增加至37.8%IACS。160℃時效的第二級時效保溫時間從6h增加到24h，電導率從32.6%IACS增加至38.6%IACS。170℃時效的第二級時效保溫時間從6h增加到24h，電導率從33.6%IACS增加至39.5%IACS。

圖3 第二級時效保溫時間對電導率的影響Fig.3 Effect of aging time of second stage on conductivity

圖4為第二級時效保溫時間對應力腐蝕敏感因子的影響。從圖4可以看出，隨著第二級時效保溫時間的延長，應力腐蝕敏感因子逐漸降低。150℃時效的第二級時效保溫時間從6h增加到24h，應力腐蝕敏感因子從242.1降低至127.3。160℃時效的第二級時效保溫時間從6h增加到24h，應力腐蝕敏感因子從228.5降低至116.8。170℃時效的第二級時效保溫時間從6h增加到24h，應力腐蝕敏感因子從196.5降低至90.7。

圖4 第二級時效保溫時間應力腐蝕敏感因子的影響Fig.4 Effect of aging time of second stage on stress corrosion sensitive factor(SCF)

150℃時效的第二級時效保溫時間為12h時，拉伸性能和硬度符合T76標準要求，但電導率略微低于標準，只有36.1%IACS。150℃時效的第二級時效保溫時間從6h到24h范圍內，電導率均不能滿足T73標準要求。

160℃時效的第二級時效保溫時間為12h時，拉伸性能、硬度和電導率均符合T76標準要求。160℃時效的第二級時效保溫時間為24h，除了屈服強度剛好達到T73標準下限，其余性能均滿足T73標準要求。

170℃時效的第二級時效保溫時間為12h時，拉伸性能、硬度和電導率均符合T73標準要求。時效優化結果如表2所示。

表2 性能結果Table 2 Property results

圖5為不同時效制度下的TEM照片。從圖5(a)中可以看出，自然時效后，強化相的形貌不明顯，此時的強化相是GP區。T6時效時析出相的形貌清晰可見，尺寸細小且分布密集，強化相主要是GP區和η′相，如圖5(b)所示，此時強度和硬度最高，電導率較低。T76時效時析出相的尺寸較小、分布均勻彌散、且數量較多，強化相主要是η′相，如圖5(c)所示，與T6時效相比，強度、硬度有所下降而電導率明顯增加。T73時效時析出相明顯粗化，如圖5(d)所示，與T6時效相比，此時強度、硬度顯著降低而電導率顯著增加。

圖6為T76時效的HRTEM照片。從圖6中可以看出，時效強化相與基體的界面不明顯，為了探明時效強化相與基體的界面關系，選圖6(a)中的A和B的方框區域進行傅里葉變化，分別如圖6(c)和6(e)所示。強化相的兩個方向的基體斑點未見菊池線，時效強化相與基體完全共格，長度方向的尺寸約5～8nm，厚度方向的尺寸約3～5nm。

圖5 不同時效制度下的TEM照片 (a)T4;(b)T6;(c)T76(120℃/6h+160℃/12h);(d)T73(120℃/6h+170℃/12h)Fig.5 TEM images under different aging (a)T4;(b)T6;(c)T76(120℃/6h+160℃/12h);(d)T73(120℃/6h+170℃/12h)

圖6 T76時效的HRTEM照片 (a)HRTEM;(b),(c)A區域的FFT;(d),(e)B區域的FFTFig.6 HRTEM images of T76 aging (a)HRTEM;(b),(c)FFT of region A;(d),(e)FFT of region B

圖7為T73時效的HRTEM照片。從圖中可以看出，時效強化相與基體的界面較明顯，為了探明時效強化相與基體的界面關系，選圖7(a)中A和B的方框區域進行傅里葉變化，分別如圖7(c)和7(e)所示。從強化相的兩個方向的基體斑點可以看出，存在明顯的菊池線，時效強化相與基體半共格，長度方向的尺寸約8～15nm，厚度方向的尺寸約4～8nm。

圖7 T73時效的HRTEM照片(a)HRTEM;(b),(c)A區域的FFT;(d),(e)B區域的FFTFig.7 HRTEM images of T73 aging(a)HRTEM;(b),(c)FFT of region A;(d),(e)FFT of region B

3 分析與討論

Al-Zn-Mg-Cu系高強鋁合金的時效析出序列一般為[21-22]：α(過飽和固溶體)→GP區→η′(MgZn2)→η(MgZn2)。時效析出序列的完整性取決于時效溫度。經不同時效制度處理后，合金內的析出相隨之變化。在較低溫度范圍內(20～100℃)，過飽和固溶體主要析出GP區；在較高溫度范圍內(120～150℃)，時效早期以析出GP區為主，隨后以析出η′相為主；更高溫度范圍內(>160℃)時效時各個相相繼析出，充分時效后以析出粗化的η相為主。同一溫度下，時效時間增加，析出相數量減少，GP區逐漸轉變為GP + η′相及η′ + η相，且η相逐漸粗化，如圖5所示,從而導致合金力學性能降低，電導率增加。

高強鋁合金時效過程中析出的GP區和η′相與基體共格或半共格，可通過位錯切過機制阻礙位錯運動，從而提高合金強度。而時效析出相η與基體非共格，是通過Orowan繞過機制在其后形成一系列位錯環使合金得到強化。由于位錯的切過機制比繞過機制對合金的強化效果好[22-23]，因此高強鋁合金的強度主要由合金晶內析出的GP區和η′相的體積分數、形貌、尺寸和分布所決定[24]。析出相的體積分數越大，分布越均勻彌散，合金的強度越高[25]。

120℃時效溫度低于合金中GP區的脫溶溫度線，較低的形核勢壘使GP區優先形核。因此，經 120℃/6h 時效后，合金晶內析出相主要為GP區。在此基礎上繼續較高溫度時效，GP區逐漸長大并向η′相轉變[25]。第二級時效早期，隨著時效時間的延長，GP區不斷長大同時η′相也不斷析出，這與文獻[14-15]的報道一致。進一步延長時效時間，合金晶內析出相逐漸向η相轉化，強化效應不斷減弱。另外，析出相不斷長大導致合金晶內析出相尺寸和間距增加，強化效應減弱。因此，合金強度和硬度隨著第二級時效時間的進一步延長不斷減小，而電導率和耐腐蝕性能則逐漸增加。

4 結論

(1) 時效溫度對綜合性能的影響比時效時間的要大，雙級時效參數中的第二級時效溫度的影響最大，隨著第二級的時效溫度和時效時間增加，時效強化相的尺寸增加，力學性能下降，電導率增加。

(2) 優化出的T76時效制度為 120℃/6h+160℃/12h，時效強化相與基體完全共格，長度方向的尺寸約5～8nm，厚度方向的尺寸約3～5nm；優化出的T73時效制度為 120℃/6h+170℃/12h，時效強化相與基體半共格，長度方向的尺寸約8～15nm，厚度方向的尺寸約4～8nm。