Mg含量對Al-Zn-Mg合金鑄態(tài)及軋制態(tài)組織和性能的影響

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30年代就開始研究,由于該系合金存在嚴重的應(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、高速列車組件和鐵路結(jié)構(gòu)件等[2-5],例如,牽引梁、枕梁、車端緩沖器、門檻、斷面梁等[6]。Al-Zn-Mg合金是一種中強7×××鋁合金,該合金主要強化元素為Zn、Mg元素,也是MgZn2相和T相(Al2Zn3Mg3)的形成元素[7-8],在時效過程中這些相以彌散相的形式存在,可以釘扎位錯,阻礙位錯滑移,使得強度提高,其強化效果主要與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],而對從低Mg到高Mg含量的Al-Zn-Mg合金研究較少。此外,大多數(shù)學者傾向于研究預(yù)變形對時效過程的影響[11-16],而關(guān)于時效對加工硬化效果的影響研究較少。

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

1 試驗材料與方法

表1為試驗合金的成分設(shè)計,為避免其他元素對材料性能的影響,本試驗合金除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×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,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)進行473 ℃×24 h的均勻化處理,將均勻化后的鑄錠進行切割取樣,軋制試樣尺寸為50 mm×50 mm×30 mm(長×寬×厚),并將試樣進行車銑。將車銑好的試樣加熱到450 ℃×1 h后進行軋制,熱軋30 mm→7 mm,冷軋7 mm→3 mm,固溶工藝為476 ℃×60 min,水淬,時效工藝121 ℃×24 h,具體實施方案見圖2。

圖1 試驗合金的DSC曲線Fig.1 DSC curves of the tested alloys

圖2 試驗合金的軋制+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 試驗合金的成分設(shè)計(質(zhì)量分數(shù),%)Table 1 Composition design of the tested alloys (mass fraction, %)

采用型號為SPECTRO MAXx的直讀光譜儀進行成分檢測,具體結(jié)果見表2,結(jié)果顯示實際成分與設(shè)計成分相差不大,滿足試驗需求。合金試樣室溫拉伸試驗在105D型材料力學試驗機上進行,其中拉伸速率為2 mm/min。采用IMAGFER-A2M光學顯微鏡(OM)、Tescan-VEGA 3掃描電鏡(SEM)對軋板熱軋態(tài)、固溶態(tài)、冷軋態(tài)組織進行檢測分析,并采用掃描電鏡配套能譜儀附件(EDS)進行第二相成分分析。微觀組織觀測前金相試樣做陽極覆膜處理,覆膜液為0.3%氟硼酸溶液。

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

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 Mg含量對合金鑄態(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枝晶形貌,且枝晶非常發(fā)達,晶粒尺寸較大,這主要與合金中未添加任何細化劑有關(guān)。一般變形鋁合金晶粒細化通過添加Ti、Zr、Sc等元素,在凝固過程中優(yōu)先形成細小Al-X相,這些相作為異質(zhì)形核點,能顯著細化鑄態(tài)晶粒,而本文為避免其他元素對試驗結(jié)果的影響,因此不添加任何細化劑。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,說明Mg含量對鑄態(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,合金在鑄造過程中,晶粒或枝晶形核均以第二相顆粒或雜質(zhì)相為核心的異質(zhì)形核[17]。本試驗中未引入其他異質(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中各點的EDS分析,表4為采用Image-Pro Plus軟件對各合金非平衡共晶相占比的統(tǒng)計結(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Al3Fe相。根據(jù)Image-Pro Plus軟件對各合金非平衡共晶相占比統(tǒng)計結(jié)果可知,當Mg含量由2%增加到3%時,非平衡共晶相占比由0.67%增加到1.51%,而當Mg含量增加到4%時,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Mg含量為4%時,晶界附近彌散相密度顯著增大,因此,Mg含量為4%時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中各點的EDS分析(原子分數(shù),%)Table 3 EDS analysis of each point in Fig.4 (atom fraction, %)

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

分析認為,在Zn含量一定的情況下,提高Mg含量可以形成更多Mg、Zn組成的共晶相,在凝固時可以提供更多的形核點,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圍MgZn2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(原子分數(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非平衡共晶相并使主合金元素擴散均勻,其次是消除內(nèi)應(yīng)力。本試驗所有合金經(jīng)473 ℃×24 h均勻化后,未出現(xiàn)過燒現(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)過能譜確認為MgZn2和Al3Fe相。同時,均勻化后晶界附近彌散相數(shù)量較鑄態(tài)大幅度減少,說明均勻化過程中彌散相回溶,且大量合金元素向遠離晶界方向擴散,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)儲存大量變形儲能,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相對再結(jié)晶長大具有一定的阻礙作用,而Al-6.0Zn-2Mg合金中Fe含量相對較低,對再結(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Al-Zn-Mg合金力學性能的影響

表6是各合金不同變形熱處理制度下力學性能檢測結(jié)果。本試驗分兩種變形熱處理制度,一種是先進行7 mm→3 mm冷軋再進行121 ℃×24 h時效處理,記為T8態(tài);另一種是先進行121 ℃×24 h時效再進行7 mm→3 mm冷軋,記為T9態(tài)。圖8為各合金T8、T9態(tài)力學性能對比。

圖8 不同Mg含量Al-Zn-Mg鋁合金經(jīng)不同變形+熱處理后的力學性能對比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,軋板抗拉強度和屈服強度(以Rp0.2計)均增加,而伸長率降低,這主要歸因于冷作硬化、固溶強化以及析出強化作用。當冷作硬化效果一致時,隨著Mg含量的增加,固溶強化效果增大,時效析出相數(shù)量增多,因此材料強度增大,塑性降低。此外,根據(jù)力學性能檢測結(jié)果發(fā)現(xiàn),當Mg含量由2%增加到3%時,T8態(tài)抗拉強度由479.21 MPa增加到553.08 MPa,提高約75 MPa,而當Mg含量由3%增加到4%時,T8態(tài)抗拉強度僅提高約27 MPa,說明通過繼續(xù)提高Mg含量來提高抗拉強度效果不明顯。因為該合金主要析出強化相為GP區(qū)和亞穩(wěn)態(tài)MgZn2相,當Zn含量一定時,Zn與Mg形成的GP區(qū)和亞穩(wěn)態(tài)MgZn2相數(shù)量一定,所能達到的強化效果也一定。GP區(qū)和亞穩(wěn)態(tài)MgZn2相數(shù)量達到最大值時,繼續(xù)增加Mg含量不會再形成MgZn2相,因此其強度增幅降低,而此時起主要強化作用的是固溶強化,上述現(xiàn)象也與文獻[9]一致。

對比各合金軋板T8態(tài)和T9態(tài)的力學性能,T9態(tài)強度較T8態(tài)高80～100 MPa,伸長率低6%～8%。分析認為,一方面時效過程中MgZn2相的形成會消耗部分位錯,降低位錯密度,從而降低加工硬化效果;另一方面,時效前進行冷變形所產(chǎn)生的大量位錯為亞穩(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行時效會析出數(shù)量較多的非共格MgZn2相(穩(wěn)態(tài))。第二相強化理論中,位錯切過第二相粒子的強化效果遠大于位錯繞過第二相粒子的強化效果,而以切過機制強化的第二相粒子主要為共格或半共格粒子,以繞過機制強化的第二相粒子主要為非共格粒子。因此,本試驗合金T8態(tài)強度均小于T9態(tài)。

結(jié)合上述分析,冷軋后的時效過程使材料強度損失80～100 MPa,但伸長率提高6%～8%。3種合金中,Al-6.0Zn-4Mg合金綜合性能最好。其中,T8態(tài)抗拉強度580.8 MPa,屈服強度547.0 MPa,伸長率10.76%,T9態(tài)抗拉強度662.67 MPa,屈服強度617.7 MPa,伸長率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,顯微組織的演變過程為粗大樹枝晶(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,合金強度增大,塑性降低,但強度增幅不斷減小。冷軋后的時效過程使合金強度損失80～100 MPa,但伸長率提高6%～8%。3種合金中,Al-6.0Zn-4Mg合金的綜合性能最佳。