劉文輝，袁思雨，周凡，陳宇強(qiáng)，黃浩

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時(shí)效工藝對7N01鋁合金動(dòng)態(tài)力學(xué)行為與組織演變的影響

劉文輝1, 2，袁思雨1, 2，周凡1, 2，陳宇強(qiáng)1, 2，黃浩3

(1. 湖南科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 湘潭， 411201；2. 高溫耐磨材料及制備技術(shù)湖南省國防科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 湖南 湘潭， 411201；3. 江麓機(jī)電集團(tuán)有限公司， 湖南 湘潭， 411202)

對2種不同時(shí)效工藝處理的7N01鋁合金進(jìn)行動(dòng)態(tài)沖擊試驗(yàn)，采用金相顯微鏡和透射電鏡對比分析T6I4和T6這2種時(shí)效工藝對7N01鋁合金組織演變的影響。研究結(jié)果表明：7N01-T6I4態(tài)鋁合金對應(yīng)變速率具有較強(qiáng)的敏感性，在高速沖擊過程中產(chǎn)生絕熱剪切帶的臨界應(yīng)變速率比7N01-T6態(tài)鋁合金的大；在同一應(yīng)變速率下，7N01-T6I4態(tài)鋁合金的動(dòng)態(tài)屈服應(yīng)力和流變應(yīng)力明顯比7N01-T6態(tài)鋁合金的高；7N01-T6I4態(tài)鋁合金中析出相粒子較7N01-T6態(tài)鋁合金的細(xì)小、密集，這些細(xì)小彌散分布的析出相增大了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力，從而提高了合金抗沖擊性能。

7N01鋁合金；時(shí)效；動(dòng)態(tài)力學(xué)性能；微觀組織

7N01鋁合金是日本研發(fā)的一種Al-Zn-Mg系鋁合金，該合金屬于可熱處理強(qiáng)化合金，淬火溫度范圍較寬，具有較高強(qiáng)度、優(yōu)良的焊接性能和耐腐蝕性能，因此，廣泛應(yīng)用于高速列車的車體外板、端面梁、車端緩沖器、空氣彈簧托架等重要承重零部件[1?2]。目前，國內(nèi)外學(xué)者對該合金開展了一系列研究，特別是對準(zhǔn)靜態(tài)力學(xué)性能、焊接性能、耐腐蝕性能進(jìn)行了較多研究[3?4]。MATSUDA等[5?6]對7N01鋁合金的疲勞裂紋擴(kuò)展特性、焊接性能以及強(qiáng)度等力學(xué)性能進(jìn)行了研究。劉君城[7]研究了7N01鋁合金的高溫流變行為，發(fā)現(xiàn)變形溫度和應(yīng)變速率對合金流變應(yīng)力有顯著影響，流變應(yīng)力隨變形溫度的升高而降低，隨應(yīng)變速率的增加而升高。宋濤[8]研究了7N01鋁合金單級時(shí)效后組織與性能的變化，分析了時(shí)效過程中的相變機(jī)理。7N01合金作為重要承重零部件，在應(yīng)用中不可避免地受到動(dòng)態(tài)載荷作用，而有關(guān)7N01合金時(shí)效工藝對其動(dòng)態(tài)力學(xué)行為的影響，國內(nèi)外報(bào)道很少。為此，本文作者在一定應(yīng)變速率范圍內(nèi)研究2種時(shí)效處理工藝對7N01鋁合金常溫動(dòng)態(tài)力學(xué)行為與組織演變的影響，以便為7N01鋁合金的加工工藝以及性能優(yōu)化提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)

本試驗(yàn)所用材料為7N01鋁合金軋制態(tài)板材，化學(xué)成分為Al-4.34Zn-1.94Mg-0.2Cu。軋制板材經(jīng)過470 ℃/1.5 h固溶后，分別進(jìn)行T6時(shí)效處理(120 ℃/24.0 h)和T6I4時(shí)效處理(120 ℃，1.0 h，水淬+ 60 ℃/20 d)，再沿軋制面分別截取長×寬為8 mm× 4 mm的動(dòng)態(tài)沖擊圓柱試樣。

利用分離式霍普金森壓桿裝置進(jìn)行動(dòng)態(tài)沖擊試驗(yàn)。將試樣放置在入射桿和透射桿之間，采用石墨潤滑，以減少試樣與壓桿之間的摩擦對試驗(yàn)結(jié)果產(chǎn)生的不良影響。動(dòng)態(tài)試驗(yàn)應(yīng)變速率為900~5 800 s?1，本文選取應(yīng)變速率為1 900，4 500和5 800 s?1的沖擊試樣進(jìn)行分析。將沖擊后的試樣沿平行沖擊方向中線剖開，經(jīng)制樣、研磨、拋光以及Keller試劑腐蝕后，在金相顯微鏡下觀察剖面的顯微組織，采用Tecnai G220透射電子顯微鏡觀察試樣沖擊前后的微觀組織。

2 研究結(jié)果

2.1 應(yīng)力?應(yīng)變曲線

圖1所示為不同時(shí)效處理的7N01鋁合金在不同應(yīng)變速率沖擊下的真實(shí)應(yīng)力?應(yīng)變曲線。由圖1可知：T6和T6I4態(tài)的7N01鋁合金的流變應(yīng)力均隨著應(yīng)變速率的提高而總體上呈現(xiàn)增大趨勢。曲線大致分為2個(gè)階段：第1個(gè)階段為彈性變形階段，此階段曲線的斜率比較大，上升很快，所需時(shí)間也非常短；第2階段為塑形變形階段，當(dāng)應(yīng)變速率為900 s?1時(shí)，T6態(tài)的流變應(yīng)力約為400 MPa，當(dāng)應(yīng)變速率增大到5 800 s?1時(shí)，流變應(yīng)力可達(dá)到450 MPa左右。與T6態(tài)相比，在同樣應(yīng)變速率下，T6I4態(tài)的流變應(yīng)力更高，分別約為440 MPa和480 MPa。無論是T6態(tài)還是T6I4態(tài)下的7N01鋁合金，在塑性變形剛剛開始時(shí)，應(yīng)變硬化強(qiáng)于熱軟化作用，應(yīng)力繼續(xù)上升達(dá)到最大值。由于絕熱剪切帶內(nèi)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，應(yīng)力開始呈現(xiàn)下降趨勢，出現(xiàn)了上、下屈服點(diǎn)即波浪或鋸齒型曲線，材料呈鋸齒屈服現(xiàn)象。

(a) T6態(tài)；(b) T6I4態(tài)應(yīng)變率/s?1：1—900；2—1 900；3—3 300；4—4 500；5—5 800。

2.2 動(dòng)態(tài)屈服應(yīng)力

圖2所示為不同時(shí)效態(tài)7N01鋁合金在不同應(yīng)變速率沖擊條件下的動(dòng)態(tài)屈服應(yīng)力。由圖2可知：2種時(shí)效態(tài)下的7N01鋁合金屈服應(yīng)力變化規(guī)律基本一致，都具有一定的應(yīng)變速率敏感性；試樣的動(dòng)態(tài)屈服應(yīng)力均隨著應(yīng)變速率增大而增大；當(dāng)應(yīng)變速率為900 s?1時(shí)，T6態(tài)和T6I4態(tài)的動(dòng)態(tài)屈服應(yīng)力分別為408 MPa和434 MPa；當(dāng)應(yīng)變速率為5 800 s?1時(shí)，T6態(tài)和T6I4態(tài)的動(dòng)態(tài)屈服應(yīng)力分別為445 MPa和500 MPa；隨著應(yīng)變率增加，T6I4態(tài)的動(dòng)態(tài)屈服應(yīng)力增幅比T6態(tài)的大；在同一應(yīng)變速率下，7N01-T6I4態(tài)鋁合金的動(dòng)態(tài)屈服應(yīng)力高于7N01-T6態(tài)的動(dòng)態(tài)屈服應(yīng)力。

1—T6態(tài)；2—T6I4態(tài)。

2.3 金相組織演變

圖3所示為2種時(shí)效工藝處理的7N01鋁合金在應(yīng)變速率為19 00，4 500和5 800 s?1下沖擊后的金相組織。由圖3可知：在應(yīng)變速率為1 900 s?1的沖擊載荷下，7N01-T6態(tài)鋁合金的金相組織呈纖維狀，纖維組織在沿沖擊方向約45°的位置上發(fā)生局部化扭曲變形，這個(gè)扭曲變形帶貫穿整個(gè)試樣(見圖3(a))；7N01-T6I4態(tài)鋁合金變形后的金相組織同樣發(fā)生了扭轉(zhuǎn)彎曲(見圖3(b))；當(dāng)應(yīng)變速率達(dá)到4 500 s?1時(shí)，7N01-T6態(tài)鋁合金纖維組織在沿沖擊方向45°的位置上形成了1條明顯的白亮帶，寬度約為40 μm(見圖3(c))；7N01-T6I4態(tài)鋁合金出現(xiàn)局部化變形組織，扭曲變形帶沿著約45°方向擴(kuò)展，這個(gè)局部化變形帶貫穿整個(gè)試樣(見圖3(d))；在5 800 s?1應(yīng)變速率下，7N01-T6態(tài)鋁合金白亮帶末端出現(xiàn)了分岔，形成2條更細(xì)的絕熱剪切帶，主剪切帶的寬度約為40 μm，分岔的剪切帶寬度約為20 μm(見圖3(e))，這是由于絕熱剪切帶在遇到晶界以及缺陷等阻礙時(shí)，會沿阻力較小的其他應(yīng)力剪切線擴(kuò)展，當(dāng)變形量加大時(shí)，這種特殊的絕熱剪切帶更容易產(chǎn)生[9]；7N01-T6I4態(tài)鋁合金纖維組織在沿沖擊方向45°的位置上形成1條明顯的白亮帶，寬度約為30 μm(見圖3(f))。

(a) T6態(tài)，1 900 s?1；(b) T6I4態(tài)，1 900 s?1；(c) T6態(tài)，4 500 s?1；(d) T6I4態(tài)，4 500 s?1；(e) T6態(tài)，5 800 s?1；(f) T6I4態(tài)，5 800 s?1

根據(jù)顯微組織觀察，可將絕熱剪切帶分為形變帶和轉(zhuǎn)變帶[10]。形變帶中晶粒發(fā)生了變形，晶粒被拉長或者碎化。形變帶是局部化剪切變形的萌生階段，與基體沒有明顯的界限(見圖3(a)，(b)和(d))。隨著應(yīng)變速率提高，變形量增大，形變帶的中心區(qū)域可在一定范圍內(nèi)形成轉(zhuǎn)變帶。轉(zhuǎn)變帶因內(nèi)部發(fā)生相變或再結(jié)晶，使其與基體存在明顯的分界線；同時(shí)，轉(zhuǎn)變帶的周圍區(qū)域也存在形變帶(見圖3(c)，(e)和(f))。從圖3可以看出：7N01-T6I4態(tài)鋁合金在高速沖擊過程中產(chǎn)生白亮絕熱剪切帶的臨界應(yīng)變速率比7N01-T6態(tài)鋁合金的大。

2.4 TEM組織分析

圖4所示為沖擊前不同時(shí)效態(tài)7N01鋁合金TEM組織。由圖4(a)和圖4(b)可知：7N01-T6態(tài)鋁合金晶界析出相細(xì)小，呈連續(xù)分布狀態(tài)，晶界周圍的無沉淀析出帶很窄；7N01-T6I4態(tài)鋁合金晶界析出相發(fā)生球化，呈斷續(xù)分布狀態(tài)，晶界周圍的無沉淀析出帶較寬。圖4(c)所示為7N01-T6態(tài)晶內(nèi)析出相的TEM形貌照片，7N01-T6態(tài)7N01鋁合金晶內(nèi)析出相較粗大，析出相密度較低。圖4(d)所示為7N01-T6I4態(tài)的晶內(nèi)析出透射照片。對比圖4(c)和圖4(d)可以看出：7N01-T6I4態(tài)鋁合金析出相大小和間距均比7N01-T6態(tài)鋁合金的小，7N01-T6I4態(tài)鋁合金析出相密度比7N01-T6態(tài)鋁合金析出相密度大。

圖5所示為2種時(shí)效工藝處理的7N01鋁合金在不同應(yīng)變率沖擊后的TEM圖。由圖5可知：在應(yīng)變率為1 900 s?1時(shí)，試樣中均產(chǎn)生了位錯(cuò)，7N01-T6I4態(tài)鋁合金位錯(cuò)密度比7N01-T6態(tài)鋁合金位錯(cuò)密度大(見圖5(a)和(b))；當(dāng)應(yīng)變率增大到4 500 s?1時(shí)，試樣產(chǎn)生變形較大，試樣中位錯(cuò)密度增大，大量位錯(cuò)發(fā)生纏結(jié)(見圖5(c))；7N01-T6I4態(tài)鋁合金中位錯(cuò)發(fā)生聚集，形成了多個(gè)胞狀亞結(jié)構(gòu)，胞壁由纏結(jié)的位錯(cuò)構(gòu)成，胞內(nèi)位錯(cuò)密度較低(見圖5(d))；當(dāng)應(yīng)變速率達(dá)到5 800 s?1時(shí)，試樣中位錯(cuò)密度進(jìn)一步增大，位錯(cuò)纏結(jié)成位錯(cuò)墻，位錯(cuò)胞尺寸變小，7N01-T6I4態(tài)鋁合金中形成位錯(cuò)胞的數(shù)量比7N01-T6態(tài)鋁合金的數(shù)量多(見圖5(e)和圖5(f))。

(a) T6態(tài)晶界析出相；(b) T6I4態(tài)晶界析出相；(c) T6態(tài)晶內(nèi)析出相；(d) T6I4態(tài)晶內(nèi)析出相

(a) T6態(tài)，1 900 s?1；(b) T6I4態(tài)，1 900 s?1；(c) T6態(tài)，4 500 s?1；(d) T6I4態(tài)，4 500 s?1；(e) T6態(tài)，5 800 s?1；(f) T6I4態(tài)，5 800 s?1

3 分析與討論

根據(jù)上述試驗(yàn)結(jié)果可知：在常溫動(dòng)態(tài)沖擊下，7N01-T6I4態(tài)鋁合金的抗沖擊性能明顯優(yōu)于7N01-T6態(tài)鋁合金的抗沖擊性能，這與合金在時(shí)效過程中的析出行為和動(dòng)態(tài)沖擊下位錯(cuò)的演變密不可分。固溶后的7N01鋁合金處于溶質(zhì)原子過飽和狀態(tài)，在隨后時(shí)效過程中易于析出第2相，析出相的長大與時(shí)效時(shí)間和時(shí)效溫度密切相關(guān)。根據(jù) Gibbs-Thomson原理，第2相粒子周圍基體中的溶質(zhì)濃度會隨著第2相粒子曲率半徑的減小而增大。2個(gè)不同尺寸的粒子之間的基體中一定會存在濃度梯度，這個(gè)濃度梯度促使溶質(zhì)經(jīng)小尺寸粒子向大尺寸粒子所在的低濃度區(qū)域擴(kuò)散，結(jié)果造成大尺寸粒子越來越大，小尺寸粒子越來越小。析出相的長大和粗化基本由時(shí)效時(shí)間和時(shí)效溫度決定[11]。隨著時(shí)效溫度升高，溶質(zhì)原子擴(kuò)散系數(shù)變大，而過飽和度減小。因此，當(dāng)溫度較低時(shí)，過飽和度就會變大，但相對的溶質(zhì)原子擴(kuò)散系數(shù)變小，溶質(zhì)原子擴(kuò)散同樣有一定難度，使得析出相長大速度減慢。當(dāng)溫度升高時(shí)，雖然溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速率變大，但提供析出相長大的過剩溶質(zhì)原子大大減少，因此，溶質(zhì)由小尺寸粒子向大尺寸粒子擴(kuò)散，基體中大尺寸粒子蠶食小尺寸粒子，析出相粗化成為新的長大擴(kuò)展方式。7N01-T6I4態(tài)鋁合金析出相相對彌散細(xì)小，這是因?yàn)樵赥6I4時(shí)效工藝中，二級時(shí)效溫度只有60 ℃，導(dǎo)致溶質(zhì)原子擴(kuò)散速率緩慢，而基體中溶質(zhì)過飽和度比較大，因此，基體內(nèi)的析出相細(xì)小彌散。

應(yīng)變率與位錯(cuò)密度存在Orowan關(guān)系[12]：

其中：為Schmid因子；為柏氏矢量的模；為可動(dòng)位錯(cuò)密度；為位錯(cuò)平均運(yùn)動(dòng)速度。由式(1)可知：應(yīng)變速率越高，位錯(cuò)密度越大，這與2種時(shí)效工藝處理的7N01不同應(yīng)變速率沖擊條件下的TEM圖片所示結(jié)果(見圖5)相符。隨著應(yīng)變速率增大，材料的位錯(cuò)密度不斷增大，先后出現(xiàn)位錯(cuò)纏結(jié)繼而形成位錯(cuò)胞，最后出現(xiàn)位錯(cuò)墻。由0.5(其中，為材料的動(dòng)態(tài)屈服應(yīng)力)可知：應(yīng)變速率越高，材料的位錯(cuò)密度增大，材料的動(dòng)態(tài)屈服應(yīng)力也隨之增大。但對于材料的現(xiàn)實(shí)情況而言，并不是應(yīng)變率無限增大，就能使材料強(qiáng)化到無限大狀態(tài)。若材料內(nèi)部出現(xiàn)損傷或者斷裂破壞，則材料就會失效。在高速動(dòng)態(tài)沖擊過程中，隨著應(yīng)變速率增大，7N01-T6態(tài)鋁合金和7N01-T6I4態(tài)鋁合金先后出現(xiàn)白色亮帶即絕熱剪切帶，這主要與材料的熱軟化效應(yīng)有關(guān)。材料在高應(yīng)變速率沖擊過程中，合金存在應(yīng)變硬化和熱軟化效應(yīng)這2種趨勢，隨著應(yīng)變速率增大，變形時(shí)間縮短，塑性功轉(zhuǎn)化為熱能的概率增大且來不及散熱，導(dǎo)致熱軟化效應(yīng)強(qiáng)于應(yīng)變硬化效應(yīng)，最終合金局部化變形產(chǎn)生絕熱剪切帶。

實(shí)際上，金屬在塑性形變時(shí)，合金往往在1個(gè)滑移面上有許多位錯(cuò)被堆積在某種障礙物前，形成位錯(cuò)群塞積，這些障礙物包括晶界和第2相粒子等。7N01-T6I4態(tài)鋁合金中析出相粒子較7N01-T6態(tài)鋁合金的析出相粒子均勻細(xì)小密集，導(dǎo)致7N01-T6I4態(tài)鋁合金對位錯(cuò)造成的阻礙比7N01-T6態(tài)鋁合金的阻礙強(qiáng)。不管是位錯(cuò)塞積的密度還是位錯(cuò)塞積崩塌所需要的應(yīng)力，7N01-T6I4態(tài)鋁合金都比7N01-T6態(tài)鋁合金的大，因此，7N01-T6I4態(tài)鋁合金較7N01-T6態(tài)鋁合金具有較強(qiáng)的應(yīng)變速率敏感性。同時(shí)，由于7N01-T6I4態(tài)鋁合金的析出更加均勻彌散，在相同沖擊載荷下，7N01-T6I4態(tài)鋁合金變形相對更加均勻，承受沖擊力的能力更強(qiáng)。7N01-T6I4鋁合金在4 500 s?1時(shí)就產(chǎn)生了白亮的絕熱剪切帶，7N01-T6I4態(tài)鋁合金在5 800 s?1時(shí)才產(chǎn)生絕熱剪切帶，7N01-T6態(tài)鋁合金較7N01-T6I4態(tài)鋁合金更容易屈服和失效。

4 結(jié)論

1) 7N01-T6鋁合金在應(yīng)變速率為4 500 s?1時(shí)開始產(chǎn)生白亮的絕熱剪切帶，7N01-T6I4鋁合金在應(yīng)變速率為5 800 s?1時(shí)產(chǎn)生白亮的絕熱剪切帶，7N01-T6I4鋁合金產(chǎn)生絕熱剪切帶的臨界應(yīng)變速率比7N01-T6鋁合金的大。

2) 沖擊后合金中產(chǎn)生大量的位錯(cuò)，并且發(fā)生纏結(jié)形成位錯(cuò)胞；與7N01-T6態(tài)鋁合金相比，7N01-T6I4態(tài)鋁合金的析出相更加細(xì)小密集，對位錯(cuò)造成的阻礙作用更強(qiáng)。因此，7N01-T6I4鋁合金的動(dòng)態(tài)屈服應(yīng)力和流變應(yīng)力比7N01-T6鋁合金的大。

3) 7N01-T6I4鋁合金具有較強(qiáng)的應(yīng)變速率敏感性，其抗沖擊能力比7N01-T6鋁合金的抗沖擊能力強(qiáng)。

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(編輯 陳燦華)

Effect of aging treatment on dynamic properties andmicrostructure of 7N01 aluminum alloy

LIU Wenhui1, 2, YUAN Siyu1, 2, ZHOU Fan1, 2, CHEN Yuqiang1, 2, HUANG Hao3

(1. School of Materials Science and Engineering, Hunan University of Science and Technology, Xiangtan 411201, China;2. Key Defense Laboratory of High Temperature Wear-resisting Materials and Preparation Technology of Hunan Province,Xiangtan 411201, China;3. Jianglu Machinery & Electronics Group Limited Company, Xiangtan 411202, China)

To analyze the effect of aging heat treatment on the flow stress of 7N01 aluminum alloy, the dynamic mechanical properties of 7N01 aluminum alloy were measured by dynamic impact tests, and the effects of aging heat treatment on the microstructure evolution were investigated by optical microscopy(OM) and transmission electron microscope(TEM). The results show that the 7N01-T6I4 aluminum alloy exhibits more strain-rate dependence, and the critical strain rate of adiabatic shear band under high impact is higher than that of 7N01-T6 aluminum alloy. The precipitated phases in 7N01-T6I4 aluminum alloy are denser and finer than those of 7N01-T6 aluminum alloy, which will increase the resistance of dislocation motion, and the dynamic yield stress and impact resistance of 7N01-T6I4 aluminum alloy are larger than those of 7N01-T6 aluminum alloy.

7N01 aluminum alloy; aging; dynamic mechanical properties; microstructure

10.11817/j.issn.1672?7207.2017.12.007

TG115.5

A

1672?7207(2017)12?3187?06

2016?12?16；

2017?03?05

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51475162，51405153)；湖南省教育廳優(yōu)秀青年基金資助項(xiàng)目(16B092)(Projects (51475162, 51405153) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project (16B092) supported by the Outstanding Youth Foundation of Hunan Education Department)

劉文輝，博士，教授，從事輕合金加工工藝與性能、材料損傷與斷裂研究；E-mail：lwh@hnust.edu.cn