Al-6Zn-2Mg-2Cu合金热处理后的拉伸与晶间腐蚀性能*

杨 林， 高 菁， 陶欣慈， 林 立， 陈立佳

(沈阳工业大学 材料科学与工程学院， 沈阳 110870)

Al-6Zn-2Mg-2Cu合金热处理后的拉伸与晶间腐蚀性能*

杨 林， 高 菁， 陶欣慈， 林 立， 陈立佳

(沈阳工业大学 材料科学与工程学院， 沈阳 110870)

为了研究不同时效处理对Al-6Zn-2Mg-2Cu合金性能的影响，研究了强化固溶后T6和T76时效处理对Al-6Zn-2Mg-2Cu合金硬度、拉伸性能与晶间腐蚀性能的影响.结果表明，强化固溶后与经过T6时效处理的合金相比，T76时效处理后合金的硬度并无明显变化，但合金的抗拉强度下降了4.39%，伸长率则明显上升.经T6和T76时效处理后，合金的晶间腐蚀等级均为4级.两种时效状态下合金腐蚀速率均在0～1.5 h范围内急剧增大，之后开始下降.经过强化固溶与T76时效处理后，合金的抗晶间腐蚀性能得到明显改善.

Al-6Zn-2Mg-2Cu合金； 强化固溶； 时效； 显微组织； 拉伸性能； 晶间腐蚀； 腐蚀动力学； 拟合方程

铝合金是工业中应用最广泛的一类有色金属结构材料，在航空、航天、汽车、机械制造、船舶及化学工业领域已被大量应用[1-6].近期国际市场上铝合金需求量大增，并且还呈现出继续扩大的趋势.随着我国城市化进程的加快，我国在建筑业、冶金业甚至农业等领域对铝合金的需求极大.铝合金是铸造产业重点发展的新型材料[7-8]，同时，铝合金也将被广泛应用到其他行业，尤其是汽车、航空行业.随着这些相关行业的快速发展，铸造铝合金的发展已经形成一个良性产业链.由于具有轻量化等优点，铸造铝合金越来越多地进入更多的行业，从而替代以前的材料，使其发展在这些行业中倍受关注.

超高强度铝合金主要是指Al-Zn-Mg-Cu系合金，其抗拉强度可超过500 MPa.由于具有较高的比强度、比刚度和优异的加工性能，超高强度铝合金广泛应用于各个领域，尤其是航空航天领域，且已经成为该领域最重要的结构材料之一[9-10].Al-Zn-Mg-Cu合金因其强度高、密度低而广泛用作飞机的结构材料.在实际服役过程中Al-Zn-Mg-Cu合金会不可避免地发生腐蚀，因此，不仅要研究该合金的耐蚀性能，还要研究其被腐蚀后的力学性能变化，这对评价Al-Zn-Mg-Cu合金的可靠性与寿命具有十分重要的意义[11].

本文通过研究Al-Zn-Mg-Cu合金经过强化固溶和时效处理后的拉伸与晶间腐蚀性能，选择了更合理的热处理工艺参数.本文对铝合金热处理工艺的研究及应用具有一定的理论指导意义.

1 材料与方法

主要原料包括高纯铝、工业纯锌、工业纯镁与工业纯铜.将纯铝锭放入坩埚中加热到780 ℃.待纯铝熔化后，按Al-6Zn-2Mg-2Cu合金的名义成分分别加入纯镁、纯铜和纯锌，搅拌均匀后，制备质量为10 kg的合金熔液.将0.5 kg的细化剂放入金属型铸模中，随后将合金熔液铸入金属型铸模中制备铝合金铸锭，铸锭的化学成分如表1所示.

表1 合金的化学成分(w)Tab.1 Chemical composition of alloy(w) %

为使合金内部元素均匀，防止出现偏析现象，所制备的铝合金铸锭首先要经过470 ℃×24 h的均匀化处理，随后经多次轧制变形和三级强化固溶处理(470 ℃×2 h+480 ℃×2 h+490 ℃×2 h).固溶后立即水淬，随后对合金进行不同工艺的时效处理，时效工艺参数为120 ℃×24 h(T6)、120 ℃×5 h+153 ℃×16 h(T76).

利用HVS-1000显微硬度计对铝合金试样硬度进行了测量，每个试样测量5次并取平均值.采用CSS-55100电子万能试验机对试样进行拉伸性能测试.

依据GB/T7998-2005标准进行晶间腐蚀处理[12]，腐蚀试样示意图如图1所示(单位：mm).腐蚀前对试样进行砂纸打磨预处理，利用乙醇擦拭试样表面后，将试样浸入质量分数为10%的NaOH溶液.待试样浸泡10 min后取出试样，用水洗净，再浸入质量分数为30%的HNO3溶液.待试样表面光洁后取出试样，用水洗净并吹干.将试样用塑料线悬挂，并完全浸入刚配置好的腐蚀溶液(57 g NaCl+10 mL H2O2+1 L H2O)中，温度控制在(35±2) ℃.当腐蚀0.5、1、2、4、6、8、10、12、18、24 h后，去除试样表面的腐蚀产物.采用腐蚀失重法分析不同时效条件下合金的晶间腐蚀失重情况，并对腐蚀6 h后的试样进行晶间腐蚀等级评定，结果如表2所示.

图1 腐蚀试样示意图Fig.1 Schematic diagram of corrosion sample

表2 晶间腐蚀等级Tab.2 Grades of intergranular corrosion

2 结果与分析

2.1 显微组织

图2为Al-6Zn-2Mg-2Cu合金的铸态显微组织.由图2可见，该合金的铸态组织为枝晶网状结构，该结构由树枝状的α-Al基体相与枝晶间和晶界上的非平衡共晶组织组成.其中，α-Al基体相为晶粒和枝晶内的亮色区域，而非平衡共晶组织则为枝晶间和晶界上的黑色或者灰色区域.

图3为Al-6Zn-2Mg-2Cu合金经三级强化固溶后，分别再经T6和T76时效处理后的显微组织.观察图3可知，经过T76时效处理后，第二相在晶内以细小弥散形态均匀析出，且在部分晶界处存在连续析出现象.由图3还可以观察到，经T6时效处理后的合金，其晶内第二相颗粒尺寸较大，呈偏聚形态分布于晶内；与经过T6处理后的合金相比，T76处理后的合金晶粒尺寸更为细小.这是因为在T76时效处理过程中，低温时效对应于形核阶段，而高温时效则为稳定化阶段，且第二级时效温度的提高促进了第二相的析出与长大.由于T6时效处理所需时间更长，因此，经该时效处理后，合金的晶粒尺寸较大.

图2 合金的显微组织Fig.2 Microstructure of alloy

图3 合金经过不同时效处理后的显微组织Fig.3 Microstructures of alloy after different aging treatments

2.2 力学性能

表3为不同时效条件下Al-6Zn-2Mg-2Cu合金的力学性能.由表3可见，与T6时效处理后的合金相比，T76时效处理后Al-6Zn-2Mg-2Cu合金的硬度下降了1.14%，抗拉强度下降了4.39%，伸长率上升了18.5%.可见，经过T76时效处理后，Al-6Zn-2Mg-2Cu合金的硬度无明显变化，抗拉强度略有下降，而伸长率则大幅度上升.合金力学性能的变化与T76时效处理过程中时效温度的提高有关，第二级时效温度的提高促进了第二相的析出与长大，从而促使合金的力学性能发生了改变[13].

表3 不同时效处理下合金的力学性能Tab.3 Mechanical properties of alloy after different aging treatments

图4为不同时效处理下Al-6Zn-2Mg-2Cu合金拉伸试样的SEM断口形貌，观察图4可见，合金断口形貌为典型的韧性断裂.经T6处理的合金断口处存在明显的撕裂棱，同时出现了韧窝，(见图4a)；经T76时效处理后的断口具有更为致密、规则、均匀的韧窝(见图4b).因此，经T76时效处理后合金的塑性更好，且具有较好的综合力学性能.

图4 不同时效处理下合金的拉伸断口形貌Fig.4 Morphologies tensile fracture surfaces of alloy after different aging treatments

2.3 晶间腐蚀

2.3.1 晶间腐蚀深度

将经过不同时效处理后的Al-6Zn-2Mg-2Cu合金试样放入腐蚀溶液中，可观察到试样表面有气泡产生.浸泡6 h后将试样取出，可以观察到试样发生了不同程度的晶间腐蚀，其晶间腐蚀形貌如图5所示(L为最大晶间腐蚀深度).结合表2可见，经过两种不同时效处理后，合金的晶间腐蚀等级均为4级.经T6时效处理后，合金的最大晶间腐蚀深度为191 μm，而经T76时效处理后，合金的最大晶间腐蚀深度仅为125.5 μm.与T6时效处理相比，经过T76时效处理后合金的最大晶间腐蚀深度减少了65.5 μm.可见，T76态合金的抗晶间腐蚀能力明显高于T6态合金.

图5 合金晶间腐蚀6 h后的显微组织Fig.5 Microstructures of alloy after intergranular corrosion for 6 h

2.3.2 晶间腐蚀失重动力学

分别计算经过两种时效处理后合金在不同晶间腐蚀时间下的腐蚀失重，可以得到合金的晶间腐蚀失重曲线，结果如图6所示.由图6可见，经过两种时效处理后合金的腐蚀质量损失均随腐蚀时间的延长而增大.由图6还可以观察到，T76时效处理后合金的腐蚀失重低于经过T6时效处理后的情况，这与从图5中观察到的结果一致.

图6 不同时效处理下合金的晶间腐蚀失重曲线Fig.6 Weight loss curves for intergranular corrosion of alloy after different aging treatments

将图6中的曲线按照幂函数y=axb进行拟合[14-15]，可以得到合金的晶间腐蚀质量损失随腐蚀时间的拟合变化曲线，结果如图7所示.合金的腐蚀失重曲线拟合参数如表4所示.由表4可见，经过两种时效处理后，合金的拟合相关系数R均接近1，表明曲线拟合程度较高，因而可以较好地反映出合金的腐蚀失重随腐蚀时间的变化规律.由表4可见，不同时效处理下常数a、b相差不大，但经T6时效处理后，合金的腐蚀失重却始终大于经T76时效处理后的合金(见图7).

图7 不同时效处理下合金的晶间腐蚀失重拟合曲线Fig.7 Fitting curves for intergranular corrosion weight loss of alloy after different aging treatments

表4 腐蚀失重曲线的拟合参数Tab.4 Fitting parameters for corrosion weight loss curves

通过计算腐蚀质量损失可以得到不同时间点对应的腐蚀速率，绘出不同时效处理下合金的晶间腐蚀速率曲线，结果如图8所示.

图8 不同时效处理下合金的晶间腐蚀速率曲线Fig.8 Curves for intergranular corrosion rate of alloy after different aging treatments

由图8可见，两种时效状态下的合金腐蚀速率随时间的变化趋势相似，腐蚀速率均在0～1.5 h范围内急剧增大，之后开始下降且下降趋势逐渐变缓，这与文献[15]所得结果相似.这主要是因为反应之初合金试样表面可与腐蚀溶液完全接触，使得反应能够快速有效地进行，且腐蚀速率在1.5 h时达到最大值.当反应1.5 h后反应速率逐渐降低，这可能是因为腐蚀产物的堆积使得合金表面与腐蚀溶液的接触面积逐渐下降，从而使腐蚀速率逐渐下降.随着堆积产物的逐渐增多，虽存在剥落现象与新表面的露出，但合金的总腐蚀速率依然呈现降低趋势.

3 结 论

通过以上分析可以得到如下结论：

1) 强化固溶后与T6时效处理相比，T76时效处理后的合金硬度无明显变化，抗拉强度下降了4.39%，伸长率上升了18.5%；

2) 经过两种时效处理后合金的晶间腐蚀等级均为4级，合金腐蚀速率均在0～1.5 h范围内急剧增大，之后开始下降；

3) 经过T6和T76时效处理后，合金的晶间腐蚀失重动力学拟合方程分别为y=0.282 6x0.610 6和y=0.243 5x0.649 5，表明经过强化固溶与T76处理后，合金的抗晶间腐蚀性能得到明显改善.

[1]Wang S C，Cai C，Zheng K H，et al.Production of A356 aluminum alloy wheels by thixo-forging combined with a low superheat casting process [J].China Foundry，2013，10(5)：299-303.

[2]孙德勤.铝合金结构材料及其发展 [J].新材料产业，2011(8)：60-63.

(SUN De-qin.Aluminum alloy structural materials and their development [J].Advanced Materials Industry，2011(8)：60-63.)

[3]Westermann I，Hopperstad S O，Marthinsen K，et al.Ageing and work-hardening behaviour of a commercial AA7108 aluminum alloy [J].Materials Science and Engineering A，2009，524(1)：151-157.

[4]黄敏，陈秩，李超，等.7A12-T7352铝合金高温力学性能及断裂行为研究 [J].航空材料学报，2014，34(1)：82-85.

(HUANG Min，CHEN Yi，LI Chao，et al.High temperature mechanical properties and fracture characteris-tics of 7A12-T7352 [J].Journal of Aeronautical Materials，2014，34(1)：82-85.)

[5]Shabadia R，Suwas S，Kumar S，et al.Texture and formability studies on AA7020 Al alloy sheets [J].Materials Science & Engineering A，2012，558(48)：439-445.

[6]陈栋，陈文琳，王少阳，等.7075铝合金热变形时动态再结晶晶粒度演化模型 [J].中国有色金属学报，2013，23(10)：2747-2753.

(CHEN Dong，CHEN Wen-lin，WANG Shao-yang，et al.Dynamic recrystallization grain size evolution model of 7075 aluminum alloy during hot deformation [J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2013，23(10)：2747-2753.)

[7]Robinson J S，Tanner D A，Truman C E，et al.The influence of quench sensitivity on residual stresses in the aluminum alloys 7010 and 7075 [J].Materials Cha-racterization，2012，65(3)：73-85.

[8]辛星，张新明，刘胜胆，等.回归再时效中预时效温度对7050铝合金应力腐蚀性能的影响 [J].材料工程，2014(5)：29-34.

(XIN Xing，ZHANG Xin-ming，LIU Sheng-dan，et al.Effect of pre-aging temperature in retrogression and re-aging treatment on stress corrosion resistance of 7050 aluminum alloy [J].Journal of Materials Engineering，2014(5)：29-34.)

[9]Wang G S，Zhao Z H，Guo Q，et al.Effect of homogenizing treatment on microstructure and conductivity of 7075 aluminum alloy prepared by low frequency electromagnetic casting [J].China Foundry，2014，11(1)：39-45.

[10]Sona S K，Matsumura S，Fukui K，et al.The compositions of metastable phase precipitates observed at peak hardness condition in an Al-Mg-Si alloy [J].Journal of Alloys and Compounds，2011，509(2)：241-245.

[11]廖文博，刘心宇，刘胜胆，等.局部腐蚀对不同热处理状态7055铝合金拉伸性能的影响 [J].中国有色金属学报，2011，21(8)：1855-1861.

(LIAO Wen-bo，LIU Xin-yu，LIU Sheng-dan，et al.Effects of local corrosion on tensile properties of 7055 aluminum alloys after different aging treatments [J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2011，21(8)：1855-1861.)

[12]中国有色金属工业协会.GB/T7998-2005铝合金晶间腐蚀测定方法 [S].北京：中国标准出版社，2005.

(China Nonferrous Metals Industry Association.GB/T7998-2005 Test method for intergranular corrosion of aluminum alloy [S].Beijing：China Standards Press，2005.)

[13]许晓静，张允康，罗勇，等.7085铝合金强化固溶T7652处理后的拉伸与晶间腐蚀性能 [J].稀有金属材料与工程，2013，42(2)：393-396.

(XU Xiao-jing，ZHANG Yun-kang，LUO Yong，et al.Tensile property and intergranular corrosion of 7085 aluminum alloy after enhanced-solid-solution and T7652 aging treatment [J].Rare Metal Materials and Engineering，2013，42(2)：393-396.)

[14]de la Fuente D，Otero-Huerta E，Morcillo M.Studies of long-term weathering of aluminum in the atmosphere [J].Corrosion Science，2007，49(7)：3134-3148.

[15]郝雪龙，张东晖，宋晓云，等.不同取向7050铝合金试样的晶间腐蚀动力学 [J].中国表面工程，2014，27(1)：93-99.

(HAO Xue-long，ZHANG Dong-hui，SONG Xiao-yun，et al.Intergranular corrosion dynamics of different oriented 7050 aluminum alloy [J].China Surface Engineering，2014，27(1)：93-99.)

(责任编辑：尹淑英 英文审校：尹淑英)

Tensile and intergranular corrosion properties of Al-6Zn-2Mg-2Cu alloy after heat treatments

YANG Lin, GAO Jing, TAO Xin-ci, LIN Li, CHEN Li-jia

(School of Materials Science and Engineering, Shenyang University of Technology, Shenyang 110870, China)

In order to study the effect of different aging treatments on the properties of Al-6Zn-2Mg-2Cu alloy, the effect of T6 and T76 aging treatments after the strengthening solid solution on the hardness, tensile properties and intergranular corrosion properties of Al-6Zn-2Mg-2Cu alloy was investigated. The results show that after the strengthening solid solution, the hardness of the alloy with T76 aging treatment has no obvious change compared with that subjected to the T6 aging treatment. However, the tensile strength of the alloy decreases by 4.39%, while the elongation significantly increases. After the T6 and T76 aging treatments, the grade of intergranular corrosion of the alloy is both four grade. The corrosion rate of the alloy under two aging conditions increases rapidly within the range from 0 h to 1.5 h, and then starts to decrease. After the strengthening solid solution and T76 aging treatment, the intergranular corrosion resistance of the alloy gets obviously improved.

Al-6Zn-2Mg-2Cu alloy; strengthening solid solution; aging; microstructure; tensile property; intergranular corrosion; corrosion kinetics; fitting equation

2016-04-29.

辽宁省自然科学基金资助项目(2013020083).

杨 林(1963-)，男，辽宁铁岭人，教授，博士，主要从事轻合金材料组织与性能等方面的研究.

17∶39在中国知网优先数字出版.

http：∥www.cnki.net/kcms/detail/21.1189.T.20161222.1739.018.html

10.7688/j.issn.1000-1646.2017.01.04

TG 174.33

A

1000-1646(2017)01-0017-05