付　高，鄧運(yùn)來，王亞風(fēng)，戴青松，張新明（1.中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；2.中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083）

微量元素含量對Al-Zn-Mg合金組織與性能的影響

付高1, 2，鄧運(yùn)來1, 2，王亞風(fēng)1, 2，戴青松1, 2，張新明1, 2
（1.中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；2.中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083）

通過光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡、透射電鏡、強(qiáng)度實(shí)驗(yàn)、沖擊韌度實(shí)驗(yàn)、應(yīng)力腐蝕實(shí)驗(yàn)、剝落腐蝕實(shí)驗(yàn)及極化曲線測試，研究不同微量元素（Cr、Mn、Ti、Zr、Cu）含量添加對Al-Zn-Mg鋁合金組織、力學(xué)性能與腐蝕性能的影響。結(jié)果表明：較多的微量元素使得合金內(nèi)部第二相析出密度變大，對亞晶界/晶界的遷移起阻礙作用而未誘發(fā)粒子形核，提升合金抑制再結(jié)晶的能力，從而保持細(xì)小晶粒及亞晶組織，合金的抗拉強(qiáng)度提升 69 MPa，應(yīng)力腐蝕開裂延遲了108 h。但同時(shí)微量元素使得AlFeMnCu等粗大的第二相增多，使自腐蝕電位正移、腐蝕電流密度變小，而塑性、韌性及耐剝落腐蝕性能均有所下降。

Al-Zn-Mg鋁合金；微量元素；力學(xué)性能；腐蝕性能；電化學(xué)性能

Al-Zn-Mg合金（7xxx系）強(qiáng)度較高，韌性和疲勞性能較好，且因其熱變形優(yōu)良，熱裂傾向小而具備較好的焊接性能，特別適合于制造需要焊接的高性能結(jié)構(gòu)，如高速列車的車廂主承力件等[1-2]。近年來，添加不同金研究、開發(fā)的一個(gè)熱點(diǎn)[3-5]。微合金化元素（Cr、Mn、Ti、Zr）可細(xì)化合金鑄錠組織，降低再結(jié)晶程度，提升材料強(qiáng)度、耐蝕性、及改善加工性。其中Cr元素對提高7xxx系鋁合金的抗應(yīng)力腐蝕性能效果最為顯著[6]。Cu作為主要的合金添加元素引起大量學(xué)者的關(guān)注，一般認(rèn)為Cu原子可溶入η′及η相中，使晶內(nèi)與晶界的電位差降低，從而提高材料的抗應(yīng)力腐蝕開裂性能。SARKAR等[7]在Al-6Zn-2Mg-（0.01-2.1）Cu合金的研究中發(fā)現(xiàn)Cu元素能提高強(qiáng)化相的體積分?jǐn)?shù)，從而提高合金強(qiáng)度，而且適量Cu元素能提高析出相與基體的共格程度。

日本研發(fā)的Al-Zn-Mg系鋁合金，已經(jīng)廣泛應(yīng)用于高速鐵路機(jī)車與大型建筑物承重構(gòu)件等方面，然而其具體的加工細(xì)節(jié)并未公開報(bào)道。我國正處高鐵大發(fā)展時(shí)期，對高綜合性能的軌道交通鋁材有著迫切的需求，近些年來, Al-Zn-Mg合金材料與工藝研究也引起我國相關(guān)部門的關(guān)注。如材料熱處理制度與強(qiáng)韌、耐蝕與疲勞性能的影響[8-9]，以及焊接接頭性能等[2, 10-11]，而關(guān)于微合金化對該合金性能的影響及其機(jī)理研究鮮有報(bào)道。微合金化往往對合金的最終組織及性能有重大影響，因此，得到合適的微量元素配比十分重要。本文作者研究微量元素含量（Cr、Mn、Ti、Zr、Cu）高、低兩種情況對 Al-Zn-Mg系再結(jié)晶程度、強(qiáng)度、抗應(yīng)力腐蝕性能、耐剝落蝕性能及電化學(xué)性能的影響，期望能對 Al-Zn-Mg合金的成分與組織模式優(yōu)化及加工工藝改進(jìn)提供參考。

1　實(shí)驗(yàn)

本研究中用到的兩種成分Al-Zn-Mg合金，設(shè)計(jì)成主合金元素Zn、Mg，以及雜質(zhì)元素Fe、Si含量相同，而微量元素Cr、Mn、Ti、Zr、Cu的含量分成高（用合金A表示）、低（用合金B(yǎng)表示）兩個(gè)水平，均采用中間合金方式加入合金中。原料備好采用電阻爐熔煉合金，在水冷鐵模內(nèi)澆鑄成鑄錠，隨爐澆鑄的成分試樣測試的實(shí)際成分如表1所列。軋制。初軋溫度為430℃，將板材軋制至20mm厚。合金軋制后固溶，固溶溫度為470℃，固溶時(shí)間為1 h。固溶后在1 h內(nèi)進(jìn)行變形量為2％的預(yù)拉伸，然后停放使之進(jìn)行自然時(shí)效，停放60 d后開展實(shí)驗(yàn)。

實(shí)驗(yàn)的力學(xué)及腐蝕性能試樣均測試其軋向性能[12]，拉伸試驗(yàn)和沖擊韌度厚度均為 10mm。在CSS-44100型電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行常溫拉伸試驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)速率2mm/min。沖擊韌性測試在擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，沖擊韌度取值為沖擊吸收功/試樣橫截面積。C環(huán)應(yīng)力腐蝕實(shí)驗(yàn)遵照國家標(biāo)準(zhǔn) GB/T 15970.5-1998進(jìn)行，采用經(jīng)校準(zhǔn)的彈簧加載，之后在3.5％NaCl溶液中室溫腐蝕，每隔12 h觀察試樣并拍照記錄。從板材中切取拉伸試樣進(jìn)行剝落腐蝕實(shí)驗(yàn)，經(jīng)打磨和表面處理后，用清水沖洗干凈并吹干。在試樣中間留出標(biāo)距為70mm的區(qū)域，其余部分用松香封住。剝落腐蝕液為：234 g NaCl+50 g KNO3+6.3 mL HNO3加蒸餾水稀釋至l L，容面比為15 mL/cm2，試驗(yàn)在（25±3）℃的恒溫水浴箱中進(jìn)行。在Im6e型電化學(xué)工作站進(jìn)行Tafel曲線測試，溶液體系為3.5％NaCl溶液。

樣品經(jīng)機(jī)械拋光后，分別用Graff Sargent試劑腐蝕和氟硼酸水溶液電解拋光覆膜，前者在光學(xué)金相顯微鏡下觀察合金組織，后者置于偏振光下觀察合金組織。在FEI-Sirion200型場發(fā)射掃描電子顯微鏡下進(jìn)行試樣的掃描電鏡觀察。在Tecnai G220型透射電鏡下進(jìn)行兩種 Al-Zn-Mg鋁合金的組織觀察，將樣品減薄至80μm左右并沖成直徑為3mm的小圓片，之后進(jìn)行雙噴減薄，選擇的雙噴溫度為-25℃、雙噴腐蝕液為30％HNO3+70％CH3OH。

2　實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1Al-Zn-Mg合金的顯微組織

表1　試驗(yàn)用Al-Zn-Mg鋁合金的化學(xué)成分Table 1　Chemical composition of investigated Al-Zn-Mg alloys

圖1所示為實(shí)驗(yàn)合金的自然時(shí)效態(tài)光學(xué)顯微組織。從圖1中可以看出，兩種合金為明顯的軋制組織，晶粒呈現(xiàn)纖維狀。從圖1（a）和（c）可觀察到合金A晶粒細(xì)小且保持扁平的纖維狀組織，而從圖1（b）和（d）可到看到，合金B(yǎng)已發(fā)生局部再結(jié)晶，亞晶粒合并長大的現(xiàn)象較為明顯。這表明較多微量元素的添加能提升合金抑制再結(jié)晶性的能力，使得合金經(jīng)較高溫度處理后仍能保持細(xì)小的亞晶組織。

圖1　Al-Zn-Mg合金金相照片F(xiàn)ig.1　Optical micrographs of Al-Zn-Mg alloys：（a）, （c）Alloy A；（b）, （d）Alloy B

圖2所示為兩種Al-Zn-Mg合金的TEM明場像及斑點(diǎn)衍射圖譜（SAED）。由SAED譜可知兩種合金中析出相的種類相同，均存在GP區(qū)、η′相及Al3Zr、Al3Cr等。由圖2（a）和（b）可知，合金A晶界不連續(xù)，晶界及靠近晶界處有較多尺寸為50～200nm的深色第二相粒子，在合金B(yǎng)中也存在該類粒子，但其顏色較淺，數(shù)量很少且在晶界上幾乎無分布，而且其晶界很干凈。文獻(xiàn)[13]證實(shí)這些是含Cr的E相（Al18Cr2Mg3），并能在粒子周圍形成無析出區(qū)，這些粒子對提高合金的強(qiáng)度有很大貢獻(xiàn)。

圖3所示為兩種合金的第二相SEM像及EDS譜分析結(jié)果。由圖3可知，兩種合金的第二相均大致沿軋向呈現(xiàn)鏈狀分布,這些第二相主要有長條狀、塊狀和點(diǎn)狀相。對比圖3（a）和（b）可知，合金A中第二相的尺寸明顯要大，數(shù)量也更多。對第二相粒子進(jìn)行EDS分析，從圖 3（c）和（d）可發(fā)現(xiàn)，兩種合金中均主要為AlFeMnCu相和Zn2Mg相的聚合體。說明所添加的微量元素能結(jié)合合金中其它元素形成幾種金屬間化合物的聚合體，而且使得第二相的尺寸及密度均變大。這些第二相粒子硬度大且脆性高，能提高合金強(qiáng)度，但會對韌性、塑性和耐剝落腐蝕性能產(chǎn)生不良影響。

2.2力學(xué)性能實(shí)驗(yàn)

表2所示為Al-Zn-Mg合金的拉伸性能與沖擊韌度。由表2可知，在Al-Zn-Mg鋁合金中添加較多微量元素使得合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別提高了33 MPa、69 MPa，而伸長率下降了6％，沖擊韌度下降了11 J/cm2。

圖4所示為Al-Zn-Mg合金的拉伸斷口形貌。由圖 4（a）可以觀察到合金 A拉伸斷口呈碎片狀解理開裂，撕裂棱粗大，韌窩數(shù)量較少，但其尺寸大小及分布不均勻且深度淺。而合金B(yǎng)為典型的第二相引發(fā)的穿晶韌性斷裂，這些韌窩的排列沒有明顯的方向性而分布較為均勻，平均直徑大概在10μm左右，且較深。

圖2　Al-Zn-Mg合金的TEM像和SAED譜Fig.2　TEM images（（a）, （b））and SAED patterns（（c）, （d））of Al-Zn-Mg alloys：（a）, （c）Alloy A；（b）, （d）Alloy B

圖3　Al-Zn-Mg合金的SEM像和EDS分析Fig.3　SEM images（（a）, （b））and EDS analysis（（c）, （d））of Al-Zn-Mg alloys：（a）, （c）Alloy A；（b）, （d）Alloy B

圖5所示為Al-Zn-Mg合金的沖擊韌度斷口SEM像?？芍獌煞N合金A、B的沖擊韌度斷口均可觀察到韌窩周圍及底部有許多第二相，由此可知，兩種合金在擺錘實(shí)驗(yàn)中的斷裂方式主要是由粗大第二相引發(fā)的韌窩開裂。比較圖5（a）和（b）可知，合金A的韌窩中有撕裂時(shí)殘存的條狀物比合金B(yǎng)的多，而合金B(yǎng)的韌窩比合金A的深，韌窩里又有小韌窩，是韌性好的典型表現(xiàn)。合金A大韌窩的周圍有許多細(xì)小碎片狀結(jié)構(gòu)，這些碎片呈一定臺階狀；而合金B(yǎng)的大韌窩里面和周圍有許多小韌窩的分布，這些小韌窩的存在進(jìn)一步提升了合金的沖擊韌性。

表2　Al-Zn-Mg合金的拉伸性能和沖擊韌度Table 2　Tensile properties and impact toughness of Al-Zn-Mg alloys

圖4　Al-Zn-Mg合金拉伸斷口SEM像Fig.4　Tensile fractural SEM images of Al-Zn-Mg alloys：（a）Alloy A；（b）Alloy B

2.3C環(huán)應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)

表3所列為C環(huán)腐蝕試驗(yàn)結(jié)果。由表3可知，合金A的開裂時(shí)間比合金B(yǎng)的晚108 h，且兩者裂紋形貌不同，合金A呈蜿蜒狀，而合金B(yǎng)裂紋呈直線發(fā)展，最長為15mm。

圖5　Al-Zn-Mg合金沖擊韌度斷口SEM像Fig.5　Impact toughness fractural SEM images of Al-Zn-Mg alloys：（a）Alloy A；（b）Alloy B

表3　恒應(yīng)變C環(huán)腐蝕實(shí)驗(yàn)結(jié)果Table 3　Corrosion experiment results of C-rings

圖6所示為C環(huán)應(yīng)力腐蝕表面SEM像。由圖6（a）和（b）可看出，兩種合金均有明顯的應(yīng)力腐蝕裂紋，裂紋最大寬度均為70μm左右。其中合金A的裂紋條數(shù)多，呈枝條狀發(fā)展，可以發(fā)現(xiàn)明顯的裂紋尖端和二次裂紋；合金B(yǎng)的裂紋基本都呈直線型，裂紋長度貫穿整個(gè)試樣，未發(fā)現(xiàn)二次裂紋。在兩種合金應(yīng)力腐蝕裂紋周圍都有可以觀察到點(diǎn)蝕。圖6（c）和（d）所示分別為合金A、B點(diǎn)蝕嚴(yán)重區(qū)域高倍SEM像。合金A的蝕坑深度大，蝕坑內(nèi)部呈溝槽狀，蝕坑間還有剩余的白色條狀物相連接，這些條狀物為第二相，作為陰極與基體形成微電池，而使基體腐蝕而剝落,這種現(xiàn)象稱之為溝狀溶解（Enching process）[14]；而合金B(yǎng)主裂紋周圍的合金受腐蝕而出現(xiàn)層狀剝落，裂紋左側(cè)剝落區(qū)域尺寸約為100μm×100μm。合金B(yǎng)的抗應(yīng)力腐蝕性能比合金A的要差，而表面蝕坑較少，且蝕坑半徑較小深度較淺。從圖6中并不能看出應(yīng)力腐蝕性能的明顯差異。

圖6　C環(huán)應(yīng)力腐蝕表面SEM像Fig.6　Low magnification（（a）, （b））and high magnification（（c）, （d））surface SEM images of C-rings after stress corrosion：（a）, （c）Alloy A；（b）, （d）Alloy B

2.4剝落腐蝕實(shí)驗(yàn)

合金開始放入腐蝕液即產(chǎn)生大量氣泡，腐蝕 7 h后，表面開始變色；腐蝕8 h時(shí)，表面即開始輕微爆皮；腐蝕24 h時(shí)，表面基本被黑色的腐蝕產(chǎn)物所覆蓋，一些腐蝕產(chǎn)物已經(jīng)溶解并沉入容器底部；腐蝕到48 h時(shí)，樣品表面腐蝕產(chǎn)物層厚度增加。圖7所示為樣品去除腐蝕產(chǎn)物前后的腐蝕形貌，由圖7（a）和（b）可知，合金A的腐蝕產(chǎn)物厚度約為9.5mm，合金B(yǎng)的約為5mm，可知合金A腐蝕更加深入到組織內(nèi)部。由圖7（c）和（d）可知，合金A由于剝落嚴(yán)重，已經(jīng)露出大面積有光澤的新鮮表面（EB級），而合金B(yǎng)的腐蝕深度相對較淺（EA級），而腐蝕產(chǎn)物粘連較為嚴(yán)重。

合金經(jīng)過48 h剝落腐蝕后進(jìn)行常溫拉伸測試，其結(jié)果如表4所列。由表4可知，合金A經(jīng)過48 h剝落腐蝕后抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別降至393和295 MPa，損失率分別為15％和9％；合金B(yǎng)分別降至354和278 MPa，損失率分別為10％和4.5％。合金A、B剝落腐蝕后伸長率損失分別為40％和50％。結(jié)果顯示剝落腐蝕會惡化合金拉伸性能，尤其降低合金的塑性，而合金A的強(qiáng)度損失明顯高于合金B(yǎng)的，塑性損失率略低于合金B(yǎng)的。

2.5極化曲線實(shí)驗(yàn)

圖8所示為Al-Zn-Mg合金的極化曲線。表5所列為Al-Zn-Mg合金的極化曲線腐蝕參數(shù)。從圖8和表5可知，合金A的自腐蝕電位和電流分別為-0.64 V、4.5×10-4A/cm2；合金B(yǎng)的自腐蝕電位為-0.7 V，腐蝕電流密度為4.9×10-4A/cm2。雖然合金A的腐蝕電位高較合金B(yǎng)的、電流密度較合金B(yǎng)的小。而自腐蝕點(diǎn)位高的金屬耐蝕性強(qiáng)，腐蝕電流密度跟腐蝕速率成正比，表明合金A的抗應(yīng)力腐蝕性能更強(qiáng)，此結(jié)果反映的合金腐蝕傾向和合金的抗應(yīng)力腐蝕性能吻合，而與表面點(diǎn)蝕情況相反。

圖7　Al-Zn-Mg合金去除腐蝕產(chǎn)物前后的SEM像Fig.7　 SEM images of Al-Zn-Mg alloy before（（a）, （b））and after（（c）, （d））exfoliation corrosion：（a）, （c）Alloy A；（b）, （d）Alloy B

表4　剝落腐蝕后Al-Zn-Mg合金拉伸性能Table 4　Tensile performance of Al-Zn-Mg alloys after exfoliation corrosion

圖8　Al-Zn-Mg合金極化曲線Fig.8　Polarization curves of Al-Zn-Mg alloys

表5　Al-Zn-Mg合金的極化曲線腐蝕參數(shù)Table 5　Corrosion parameters of polarization curves of Al-Zn-Mg alloys

3　分析與討論

從圖1和2可以看出，較多Cr、Mn、Ti、Zr、Cu元素的添加使得Al-Zn-Mg合金保持了纖維狀的變形組織，亞結(jié)構(gòu)完整且亞晶尺寸較??；而沒有添加的合金已發(fā)生明顯的局部再結(jié)晶，部分亞晶界消失，小尺寸的亞晶粒合并成大晶粒。這是由于合金A在鑄錠均勻化處理和后續(xù)的加工工序中會形成大量Al3Cr等鋁基體與合金元素形成的第二相，穩(wěn)定變形組織，使得亞晶界難以遷移，阻礙亞晶合并形成大角度晶粒。

鋁合金的強(qiáng)度主要受晶內(nèi)沉淀相、難溶硬脆第二相、晶粒尺寸及位錯(cuò)密度等因素的影響。結(jié)合圖 1～3的組織觀察結(jié)果可推知，兩種合金的強(qiáng)化機(jī)制是亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化和脆性第二相強(qiáng)化的綜合效果。合金A亞結(jié)構(gòu)尺寸小、數(shù)量多，Cu的存在使得其在位錯(cuò)附近聚集，這種聚集不僅能釘扎位錯(cuò)，起到強(qiáng)化效果，還能阻礙晶界的遷移，阻止晶粒的長大。從理論上講，大量亞晶界的存在有利于分散應(yīng)力，有利于合金塑性，使得伸長率提高，但合金A中由于Cu元素容易在晶界偏析，容易結(jié)合其他元素形成大量尺寸較大的第二相。而韌窩往往沿著這些第二相粒子產(chǎn)生，合金在經(jīng)受沖擊載荷的作用下在第二相粒子處產(chǎn)生應(yīng)力集中，第二相粒子開裂或與基體分離，形成微孔。這些微孔聚集長大，形成宏觀裂紋，最終斷裂。通常認(rèn)為超過1μm的第二相粒子會對合金的塑性和疲勞性能產(chǎn)生不良影響[15]。而合金B(yǎng)中的位錯(cuò)在晶界處塞積嚴(yán)重，造成應(yīng)力集中，降低了晶內(nèi)與晶界的強(qiáng)度差，且該合金中的難溶第二相粒子較少，故其塑性韌性較高。

一般而言，與粗大的再結(jié)晶晶粒相比，小角度晶界或亞晶界有著更強(qiáng)的抗應(yīng)力腐蝕能力。7xxx系合金的應(yīng)力腐蝕通常是從晶界拓展，因此，析出相在晶界的分布對合金的抗應(yīng)力腐蝕性能產(chǎn)生重要影響。大多數(shù)學(xué)者認(rèn)為，晶界不連續(xù)的析出相分布能切斷陽極腐蝕通道，從而提高合金的抗應(yīng)力腐蝕性能。從 TEM像觀察可知，合金A晶界處析出相尺寸較大，這種粗大不連續(xù)的析出相分布能夠切斷陽極腐蝕的通路，且較多微量元素的加入抑制了合金的再結(jié)晶，使得合金固溶淬火后仍能保持明顯的變形組織，阻止了大角度晶界的形成，而小角度晶界的能量比大角度晶界的要低，析出相在晶界上的析出程度低于大角度晶界的，不易形成連續(xù)的析出相，有利于抗應(yīng)力腐蝕的提高[16-17]。Cu元素的加入能降低基體與晶界處的電位差，使得腐蝕均勻進(jìn)行。

點(diǎn)蝕的形成分為蝕孔的形核和發(fā)展兩個(gè)階段，即點(diǎn)蝕首先在金屬表面的某些敏感處孕育形核，然后在化學(xué)或物理的作用下蝕孔不斷向金屬內(nèi)部縱深發(fā)展。鋁合金表面的缺陷、異質(zhì)相顆粒等能充當(dāng)這些敏感部位優(yōu)先萌生點(diǎn)蝕的位置，此種觀點(diǎn)已經(jīng)成為共識。合金A中的異質(zhì)相的密度比合金B(yǎng)的要大，使得其容易被侵蝕。這些顆粒在加工過程中會破壞表面氧化膜的連續(xù)性，在其附近是鈍化膜破裂的優(yōu)先位置[18]。致密的氧化膜保護(hù)金屬不受腐蝕，而裂紋、缺陷多的疏松氧化膜反而能促進(jìn)腐蝕的發(fā)展。圖9所示為合金A表面點(diǎn)蝕機(jī)制簡單示意圖。由圖9可知，第二相顆粒處的氧化膜更加容易被破壞，鋁合金表面的金屬間化合物顆粒由于和基體存在電位差而形成微電池發(fā)生電化學(xué)腐蝕，含F(xiàn)e、Cu的第二相腐蝕電位比基體的要高，在這些第二相顆粒上發(fā)生的反應(yīng)為：O2+2H2O+4e-→4OH-，使得這些相周圍的合金基體逐漸溶解從而發(fā)生去合金化反應(yīng)。這點(diǎn)從蝕坑的 SEM像可以看出。且前者的蝕坑內(nèi)部有腐蝕產(chǎn)物覆蓋，使得局部電解液侵蝕條件得以維持，從而蝕坑進(jìn)一步發(fā)展、連通。亞結(jié)構(gòu)的高能狀態(tài)也能促使合金點(diǎn)蝕的發(fā)生與發(fā)展，在C環(huán)試樣 SEM像中可以觀察到冰糖狀溶解，相比鋁合金表面包含腐蝕電位差距更大的異質(zhì)相顆粒，亞晶粒與晶粒的電位差別是微乎其微的，在3.5％NaCl溶液中不太容易形成溶解迅速的原電池，亞晶粒的溶解更多的可能是與溶液的化學(xué)溶解。

關(guān)于剝落腐蝕，目前被廣泛接受的是ROBINSON 等[19-20]認(rèn)為，拉長的晶粒和晶界電偶腐蝕是其發(fā)生的兩個(gè)必要條件。腐蝕發(fā)生后，晶界處的腐蝕產(chǎn)物比原來被腐蝕的基體體積要大，因而會對晶界產(chǎn)生一種額外的楔形應(yīng)力，致使晶粒剝落并逐漸向內(nèi)發(fā)展。合金A中的第二相平均尺寸及密度都比合金B(yǎng)的要大，而亞結(jié)構(gòu)尺寸小且密度大。大量第二相的存在會與基體形成更多的微電池進(jìn)行腐蝕，從而生成更多的腐蝕產(chǎn)物；KELLY等[21]發(fā)現(xiàn)腐蝕產(chǎn)物對晶界應(yīng)力值越大，KISCC值越小，確認(rèn)了剝落腐蝕的擴(kuò)展其實(shí)是以應(yīng)力輔助腐蝕的方式進(jìn)行的。由此可知，剝落腐蝕跟晶粒的長寬比存在一定關(guān)聯(lián)，長寬比大的合金晶粒剝落時(shí)所需要的應(yīng)力會比長寬比小的合金的要小。如前所述，合金A腐蝕時(shí)由于腐蝕產(chǎn)物多，必然導(dǎo)致腐蝕產(chǎn)物所產(chǎn)生的應(yīng)力要大，且該合金中保持了細(xì)長的纖維狀組織，亞結(jié)構(gòu)多，故腐蝕時(shí)腐蝕產(chǎn)物更容易將晶粒頂起并產(chǎn)生剝落。從而產(chǎn)生圖7所示的基體呈大面積的剝落現(xiàn)象，從而合金A的剝落腐蝕性能要劣于合金B(yǎng)的。

圖9　合金A表面點(diǎn)蝕過程示意圖Fig.9　Schematic diagram surface pitting process of Alloy A

4　結(jié)論

1）較多微量元素的加入能阻礙亞晶界向大角度再結(jié)晶晶界轉(zhuǎn)變，從而降低 Al-Zn-Mg鋁合金板材的再結(jié)晶程度，整體而言使得合金A的綜合性能高于合金B(yǎng)的。

2）較多微量元素的加入能提高Al-Zn-Mg鋁合金的力學(xué)性能，其中抗拉強(qiáng)度提高69 MPa，屈服強(qiáng)度提高 33 MPa，由于合金內(nèi)部產(chǎn)生較多粗大 AlFeMnCu硬脆相，使得合金的塑性和韌性下降，其中伸長率降低6％，沖擊韌度由40 J/cm2降至29 J/cm2，降幅為27.5％。

3）較多微量元素尤其是Cr、Cu元素的添加使得合金 A較合金 B的抗應(yīng)力腐蝕性能明顯增強(qiáng)，在3.5％NaCl溶液中、加載90％ σ0.2條件下，其開裂時(shí)間比含微量元素總量較少的合金B(yǎng)延遲108 h，且腐蝕電位升高，腐蝕電流密度減小，極化電阻增大，腐蝕的均勻性也更好；但是其表面耐蝕性有所下降，硬脆相作為陰極和基體形成微電池發(fā)生腐蝕及去合金化，點(diǎn)蝕密度比沒有添加這兩種元素合金的要高，點(diǎn)蝕的直徑和深度也更大。

4）較多微量元素的添加使得Al-Zn-Mg組織中粗大第二相增加，晶粒的長寬比變大，這些使得其剝落腐蝕敏感性增加。

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（編輯王超）

Effects of microelement content on microstructure and properties of Al-Zn-Mg aluminium alloy

FU Gao1, 2, DENG Yun-lai1, 2, WANG Ya-feng1, 2, DAI Qing-song1, 2, ZHANG Xin-ming1, 2
（1.School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China；2.Key Laboratory of Nonferrous Materials Science and Engineering, Ministry of Education, School of Material Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China）

The effects of different microelement （Cr, Mn, Ti, Zr, Cu）contents on the microstructure, mechanical properties and corrosion properties of Al-Zn-Mg aluminium alloys were investigated by optical microscopy, scanning electron microscopy, transmission electron microscopy, tensile test, impact properties test, stress corrosion and polarization curve measurement.The results show that a little more microelement added to the Al-Zn-Mg aluminium alloys effectively delays the mergence and growth of the sub-grain during the recovery process, inhibits the recrystallization capability of Al matrix, and significantly enhances the mechanical properties and resistance to stress corrosion increasing the tensile strength by 69MPa and postpones the moment of stress corrosion cracking for 108 h.However, the present of more trace elements makes wider distribution of the slightly larger size AlFeMnCu phase generate inside the alloy, makes the matrix as the anode form a microcell, and the surface pitting, plasticity, toughness and corrosion resistance decrease.

Al-Zn-Mg aluminium alloy；microelement；mechanical property；corrosion property；electrochemical performance

TG146

A

1004-0609（2015）10-2632-10

國家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目（2012CB619500）；國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目（51375503）

2015-01-15；

2015-05-07

鄧運(yùn)來，教授，博士；電話：0731-88876913；E-mail：dengylcsu@126.com