Si對(duì)Al―Zn―Mg―Cu合金組織、斷裂和局部腐蝕行為的影響

《Si對(duì)Al―Zn―Mg―Cu合金組織、斷裂和局部腐蝕行為的影響》由會(huì)員分享，可在線閱讀，更多相關(guān)《Si對(duì)Al―Zn―Mg―Cu合金組織、斷裂和局部腐蝕行為的影響（8頁(yè)珍藏版）》請(qǐng)?jiān)谘b配圖網(wǎng)上搜索。

1、Si對(duì)Al―Zn―Mg―Cu合金組織、斷裂和局部腐蝕行為的影響 　　摘 要：采用光學(xué)顯微鏡（OM）、掃描電子顯微鏡（SEM）、透射電子顯微鏡（TEM）以及室溫拉伸、剝落腐蝕等測(cè)試方法，研究了微量的Si對(duì)Al-Zn-Mg-Cu鋁合金組織、性能和局部腐蝕的影響.研究表明：隨著Si含量增加，合金的強(qiáng)度先增加再減小，0.040%Si（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）時(shí)合金的強(qiáng)度出現(xiàn)峰值；合金的力學(xué)性能各向異性隨Si含量的增加，先減小再增大，0.025%Si時(shí)，力學(xué)性能各向異性最??；隨著Si含量的升高，合金橫向斷裂模式從以穿晶斷裂為主向沿晶斷裂轉(zhuǎn)變.與合金縱向強(qiáng)度變化幅度比較，Si含量對(duì)

2、合金橫向強(qiáng)度影響顯著. 下載論文網(wǎng) 　　關(guān)鍵詞：Al-Zn-Mg-Cu鋁合金； Si； 力學(xué)性能； 各向異性 　　中圖分類號(hào)：TG146.2文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A 　　Abstract：The effect of Si additions on microstructure， mechanical properties and localized corrosion behaviors of Al-Zn-Mg-Cu alloy was investigated by means of mechanical tensile and exfoliation corrosion testing

3、combined with optical microscopy（OM）， scanning electron microscopy （SEM） and transmission electron microscopy （TEM）. The results show that the strength of the alloys first increases and then decreases with the increase of Si contents， when Si content is 0.040% （mass fraction）， the strength of the al

4、loy reaches the peak value； The anisotropic mechanical properties of the alloys first decreases and then increases with the increase of Si contents， when Si content is 0.025%， the alloy has the minimum anisotropy. Concomitant with this increase in Si contents， a transition in fracture mode was obser

5、ved from predominantly transgranular dimpled rupture to predominantly intergranular dimpled rupture of transverse. Compared with the change of the longitudinal strength of the alloys， the Si contents have a significant effect on the transverse strength of the alloys. 　　Key words：Al-Zn-Mg-Cu aluminu

6、m alloy； Si； mechanical properties； anisotropy 　　應(yīng)用在航空航天結(jié)構(gòu)材料的鋁合金正在向超高強(qiáng)度、耐腐蝕、低密度、高淬透性的方向發(fā)展.Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金是超高強(qiáng)鋁合金的主體系列合金，該系鋁合金采用整體結(jié)構(gòu)件替代傳統(tǒng)的鉚接結(jié)構(gòu)件，來降低飛機(jī)重量和提高使用可靠性.制備低各向異性高綜合性能的構(gòu)件是超強(qiáng)鋁合金構(gòu)件研究的熱點(diǎn)[1-3]. 　　Al-Zn-Mg-Cu系合金的顯微組織包括殘余結(jié)晶相、基體組織、時(shí)效析出相.針對(duì)超強(qiáng)鋁合金的組織和性能的各向異性國(guó)內(nèi)外開展深入的研究[4-7].如何控制和利用材料的各向異性是這一類合金的重要研究方向，尤其

7、在力學(xué)以及腐蝕性能方面.目前人們就Si對(duì)鋁合金組織和性能做了許多研究，例如粗大的Fe和Si顆粒的數(shù)量、尺寸和空間分布對(duì)裂紋擴(kuò)展模式和韌性水平有很大的影響[8].Si元素對(duì)7系鋁合金組織的影響除形成難溶粗大相、減少沉淀相析出外，還有人提出Si會(huì)影響新相的形成或改變沉淀序列[9].Fe、Si形成不溶性硬相質(zhì)點(diǎn)占據(jù)大量體積，造成了局部塑性變形能力和斷裂韌性降低，同時(shí)造成合金性能呈方向性[10].Yan[11]認(rèn)為疲勞裂紋主要在L-T和L-S平面上的含F(xiàn)e顆粒處引發(fā)，而T-S平面上則在含Si顆粒處引發(fā).?S著Fe和Si含量的增加，7A04鋁合金的力學(xué)性能下降；深入研究發(fā)現(xiàn)，相較于Fe元素，Si元素對(duì)7

8、A04合金的力學(xué)性能影響更大[12].Virtanen[13]等研究AA7010-T76鋁合金在腐蝕介質(zhì)中宏觀開路電勢(shì)（OCP）隨時(shí)間的變化趨勢(shì)與陽極 Mg2Si相的溶解速率相關(guān). 　　Si是7系鋁合金中的主要雜質(zhì)元素，不僅影響合金的微觀組織結(jié)構(gòu)，還對(duì)合金的性能產(chǎn)生影響.Si對(duì)Al-Zn-Mg-Cu鋁合金組織、力學(xué)性能和腐蝕性能的各向異性研究還少有報(bào)道.本文以Al-Zn-Mg-Cu鋁合金為研究對(duì)象，研究Si元素對(duì)Al-Zn-Mg-Cu鋁合金斷裂模式和力學(xué)性能各向異性的影響規(guī)律，為進(jìn)一步降低合金各向異性，提高Al-Zn-Mg-Cu鋁合金的綜合性能提供指導(dǎo). 　　1 實(shí) 驗(yàn) 　　合金所用原料

9、為高純鋁（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.9 %）、工業(yè)純鎂（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.9 %）和工業(yè)純鋅（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.9 %）及Al-49.5 Cu、 Al-4.55 Zr、 Al-20.0 Si、Al-5.0Ti中間合金.熔煉溫度為760 ～ 800 ℃.采用C2Cl6除氣、除渣，澆注前進(jìn)行除氣，靜置30 min后，澆入鐵模中，成分如表1所示.鑄錠在電阻空氣爐中進(jìn)行均勻化退火（溫度波動(dòng)控制在2 ℃），均勻化采用分級(jí)均勻化工藝，即在410 ℃保溫4 h，以0.8 ℃/min的升溫速度升至475 ℃保溫24 h，空冷.試樣在5MN四柱液壓機(jī)恒應(yīng)變速率（5 mm/s）進(jìn)行等溫自由鍛造，鍛造溫度為420～ 430 ℃，

10、每次變形量均為50 %，采用六鐓六拔，最終鍛造成150 mm60 mm50 mm的方形鍛件.擠壓變形在500 t壓機(jī)上進(jìn)行，擠壓嘴的尺寸為50 mm50 mm，適當(dāng)控制擠壓速度以保證變形組織的均勻性.樣品經(jīng)470 ℃、1 h固溶處理立即進(jìn)行冷水淬火，轉(zhuǎn)移時(shí)間小于5 s.然后進(jìn)行三級(jí)時(shí)效處理（110 ℃，6 h）+ （160 ℃，8 h，水淬）+（120 ℃，24 h，空冷），之后再進(jìn)行合金組織觀察與力學(xué)性能及腐蝕性能的分析測(cè)試. 　　實(shí)驗(yàn)試樣取樣按圖1所示，沿著擠壓方向?yàn)榭v向（L），垂直擠壓方向?yàn)闄M向（T）.合金時(shí)效態(tài)金相試樣經(jīng)線切割取樣，尺寸為15 mm15 mm，用Cr腐蝕溶液進(jìn)行腐蝕

11、，用德國(guó)萊卡DM4000M智能型顯微鏡觀察合金組織.在JSM-6360LV掃描電鏡下觀察室溫拉伸后的斷口形貌.采用JEM-2100F透射?鏡觀察合金時(shí)效態(tài)的第二相.采用雙噴電解法制備透射電鏡試樣，在JEM-2100F透射電鏡下觀察合金微觀組織. 　　拉伸試驗(yàn)按照標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定在CSS-44100型電子拉伸機(jī)上進(jìn)行試樣拉伸，拉伸方向分別按圖1所示兩個(gè)方向取樣，每個(gè)方向取3個(gè)樣品進(jìn)行試驗(yàn)，取平均值. 　　剝落腐蝕實(shí)驗(yàn)參照GB/22639-2008標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行，腐蝕介質(zhì)采用標(biāo)準(zhǔn)EXCO溶液（4 mol/L NaCl + 0.4 mol/L KNO3 + 0.1 mol/L HNO3），溶液的容積面積比為2

12、5 mL/cm2，樣品除實(shí)驗(yàn)面外其余各面由環(huán)氧樹脂密封，實(shí)驗(yàn)溫度為（251） ℃.浸漬48 h后用水沖洗樣品，并用30 %硝酸溶液去除表面腐蝕產(chǎn)物，再經(jīng)水洗、吹干，采用數(shù)碼照相拍攝宏觀形貌，并按國(guó)標(biāo)評(píng)定試樣腐蝕等級(jí).晶間腐蝕以57 g NaCl+10 ml H2O2為腐蝕介質(zhì)，腐蝕時(shí)間為48 h，實(shí)驗(yàn)溫度為（351） ℃，實(shí)驗(yàn)結(jié)束后觀察截面的腐蝕深度. 　　2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果 　　2.1 金相顯微組織 　　圖2所示為不同Si含量的合金時(shí)效態(tài)試樣采用Cr酸試劑處理后縱向的金相組織.由圖可知，隨Si含量升高，合金組織逐漸細(xì)化，再結(jié)晶程度減小.Si含量為0時(shí)，合金在熱加工和熱處理中發(fā)生了嚴(yán)重的再結(jié)晶

13、，再結(jié)晶晶粒嚴(yán)重長(zhǎng)大（如圖2（a））；Si含量為0.006%，合金中再結(jié)晶程度減少，存在部分晶粒長(zhǎng)大（如圖2（b））；Si含量為0.025%時(shí)，合金組織變細(xì)小，可以看出合金發(fā)生再結(jié)晶，但再結(jié)晶晶粒沒有長(zhǎng)大，合金中基本為變形的纖維組織，如圖2（c）；Si含量為0.040%時(shí)，合金中基本為變形的纖維組織，再結(jié)晶程度明顯降低，如圖2（d）所示；Si含量為0.051%的合金晶粒沿變形方向被壓扁拉長(zhǎng)，組織中保留大量的細(xì)小的亞晶組織，如圖2（e）所示.可見，Si含量的增加，可以抑制合金再結(jié)晶，細(xì)化組織. 　　圖3所示為不同Si含量的合金時(shí)效態(tài)試樣采用Cr酸試劑處理后橫向的金相組織.當(dāng)合金中Si含量為0時(shí)

14、，合金再結(jié)晶嚴(yán)重，大部分晶粒嚴(yán)重長(zhǎng)大，晶粒大小不均勻，組織粗大為等軸晶（圖3（a））；當(dāng)Si含量從0.006%增加到0.025%時(shí)，再結(jié)晶程度降低，合金晶粒變細(xì)小，亞晶組織增多（如圖3（b）（c））.Si含量為0.040 %和0.051 %時(shí)，合金組織明顯細(xì)化，組織中存有大量的亞晶組織，未發(fā)現(xiàn)再結(jié)晶組織，但是仍然是等軸晶粒，特別是Si含量為0.051%合金亞晶組織明顯，晶粒尺寸細(xì)?。ㄈ鐖D3（d）（e））. 　　表2為合金平均晶粒尺寸.由表2可知，隨著Si含量的增加，L向和T向晶粒尺寸均減小.從圖2和圖3可知，Si含量的升高可以抑制再結(jié)晶，細(xì)化組織晶粒，保留細(xì)小的亞晶組織.隨Si含量升高L向和

15、T向的組織形態(tài)存在差異，L向由等軸晶粒的再結(jié)晶組織逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)樽冃螇罕饫L(zhǎng)的細(xì)小纖維組織，T向由粗大等軸的再結(jié)晶組織逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)楸Ａ舸罅康容S細(xì)小亞晶組織. 　　2.2 合金TEM分析 　　圖4所示為合金時(shí)效態(tài)TEM形貌.圖4（a）～（c）為合金縱向晶界TEM形貌，Si含量為0.025%時(shí)，L向合金晶界析出尺寸和數(shù)量較少的不連續(xù)的η相，相與相間距較大，晶界無析出帶變窄（PFZ）；Si含量為0.051 %時(shí)，L向試樣晶界析出一定數(shù)量的η相，相與相間距小，晶界無析出帶繼續(xù)變窄.圖（d）～（f）為橫向合金晶界TEM形貌，0.025%Si時(shí)，T向晶界析出相不連續(xù)，與L向形貌相似，但晶界無析出帶比L向?qū)挘?/p>

16、0.051%Si時(shí)T向試樣晶界析出斷續(xù)分布的η相，晶界無析出帶比L向?qū)?，晶界形貌與L向存在差異. 　　2.3 力學(xué)性能 　　表3分別為不同Si含量的合金時(shí)效態(tài)室溫力學(xué)拉伸性能.合金縱向（L）和橫向（T）的抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)一致變化規(guī)律，隨著Si含量增加，強(qiáng)度先增加后減小.合金縱向抗拉強(qiáng)度在Si含量為0.040%時(shí)，達(dá)到峰值（564.8 MPa），橫向抗拉強(qiáng)度在Si含量為0.025%時(shí)，達(dá)到峰值（538.6 MPa）.當(dāng)Si含量為0.025%時(shí)，合金的縱向和橫向強(qiáng)度的差異最小.從表3分析可知，縱向和橫向延伸率的變化規(guī)律相似，均為隨著Si含量增加，先增加后減小.當(dāng)Si含量為0.025 %時(shí)，延伸率在

17、縱向和橫向均達(dá)到峰值，分別為15.0 %、14.5 %，且差異最小. 　　合金室溫拉伸力學(xué)性能及平面各向異性指數(shù)（IPA）如表3所示，平面各向異性指數(shù)（IPA） 根據(jù)文獻(xiàn)[14]提供的計(jì)算方法進(jìn)行計(jì)算（如公式（1））. 　　式中：Xmax為不同方向強(qiáng)度和延伸率的最大值；Xmin為不同方向強(qiáng)度和延伸率的最小值.合金各向異性指數(shù)IPA如圖5所示. 　　圖5（a）和（b）所示為不同Si含量的合金強(qiáng)度和延伸率的各向異性指數(shù)IPA.1#合金強(qiáng)度和延伸率的各向異性指數(shù)分別為6.8 %、9.0 %；2#合金強(qiáng)度和延伸率的各向異性指數(shù)分別為5.9 %、9.7 %；3#合金強(qiáng)度和延伸率的各向異性指數(shù)分別為

18、2.0 %、3.3 %；4#合金強(qiáng)度和延伸率的各向異性指數(shù)分別為8.5 %、25.0 %；5#合金強(qiáng)度和延伸率的各向異性指數(shù)分別為24.8 %、54.1 %.對(duì)比觀察可知，隨著Si含量增加，合金強(qiáng)度和延伸率的各向異性指數(shù)均是先減小后增加.在Si為0.025%時(shí)，合金強(qiáng)度和延伸率IPA值均最小，即各向異性最小. 　　2.4 室溫拉伸斷口形貌 　　圖6為不同Si含量的合金縱向室溫拉伸斷口形貌.觀察圖6（a），1#合金L向拉伸斷口為韌窩型穿晶斷裂和沿晶斷裂混合型形貌，能觀察到明顯的沿晶斷裂；圖6（b）所示2#合金L向拉伸斷口為韌窩型形貌，韌窩尺寸不一，同時(shí)存在沿晶斷裂，沿晶斷裂比例相對(duì)于1#減小

19、；圖6（c）所示3#合金L向拉伸斷口主要為韌窩型穿晶斷裂，韌窩均勻，大韌窩里面有小韌窩存在；圖6（d）（e）所示分別為4#和5#合金L向拉伸斷口，均為混合型斷裂形貌，韌窩大小不一，韌窩深度較淺，5#合金出現(xiàn)大量平臺(tái)，沿晶斷裂比例明顯增加，韌窩數(shù)量相對(duì)較少. 　　圖7為不同Si含量的合金橫向室溫拉伸斷口形貌.圖7（a）和（b）所示，兩種合金T向斷口形貌區(qū)別不大，均為混合型斷裂，但1#合金沿晶斷裂比例相對(duì)2#合金高；圖7（c）所示3#合金T向拉伸斷口以韌窩穿晶斷裂為主，韌窩數(shù)量多，韌窩較深；圖7（d）所示4#合金T向拉伸斷口韌窩數(shù)量較多，大小不均，深度變淺；圖7（e）所示，5#合金主要以沿晶斷

20、裂為主，并且斷裂路徑沿L向分布.從圖6和圖7比較可以知道，合金T向斷口撕裂棱均較平直且相鄰撕裂棱近似平行且平行于L向，此形貌區(qū)別于該合金L向斷口形貌. 　　2.5 合金抗剝落腐蝕性能 　　圖8為不同Si含量合金經(jīng)過剝落腐蝕溶液浸泡48 h后的縱向表面形貌.從圖可以觀察到1#合金表層金屬大塊剝落，腐蝕侵入較深的金屬內(nèi)部，經(jīng)評(píng)定等級(jí)為EC；隨著Si含量增加，合金抗腐蝕性能有所改善，3#合金出現(xiàn)分層現(xiàn)象，仍有穿入金屬的趨勢(shì)，經(jīng)評(píng)定等級(jí)為EB；當(dāng)Si含量增加到0.051%時(shí)，5#合金發(fā)生較均勻腐蝕，伴隨“鼓泡”“起皮”等較明顯的剝落腐蝕特征，且腐蝕坑呈帶狀分布，仍保留少量光亮，評(píng)定等級(jí)為PB.圖9

21、為不同Si含量合金經(jīng)過剝落腐蝕溶液浸泡48 h后的橫向表面形貌.合金T向的腐蝕形貌與L向變化規(guī)律一致，但是比L向抗腐蝕性能好，腐蝕坑隨機(jī)無規(guī)則分布，這與合金組織一致.從圖9（a）可知，1#合金有較深的溝壑，腐層已經(jīng)明顯擴(kuò)展到較深的金屬內(nèi)部；3#合金表面明顯分層，但金屬保留的光亮面積有所增大；當(dāng)Si含量增加到0.051%時(shí)，5#合金發(fā)生均勻的點(diǎn)蝕，點(diǎn)蝕坑呈離散分布.隨Si含量增加，合金T向抗剝落腐蝕產(chǎn)物減少，1#～5#合金腐蝕等級(jí)依次為EC、EB、EA、PC、PB.表4為合金在EXCO溶液中浸泡后的腐蝕等級(jí).對(duì)比可知，不同Si含量合金剝落腐蝕程度不同，同一合金不同腐蝕面呈現(xiàn)一定差異，T向抗剝落腐

22、蝕能力要高于L向. 　　2.6 合金抗晶間性能 　　圖10所示為不同Si含量合金經(jīng)過晶間腐蝕溶液浸泡48 h后的縱向截面形貌.圖11所示為不同Si含量合金經(jīng)過晶間腐蝕溶液浸泡48 h后的縱向截面形貌.圖10和圖11中均標(biāo)明了最大腐蝕深度.觀察對(duì)比可以發(fā)現(xiàn)，隨著Si含量的增加，L向變化規(guī)律與T向一致，抗晶間腐蝕能力均提高，且T向抗晶界腐蝕性能優(yōu)于L向.當(dāng)Si含量為0.051 %時(shí)，合金抗腐蝕性能最好，L向最大腐蝕深度為242.5 μm，T向最大腐蝕深度為205.3 μm. 　　3 分析與討論 　　3.1 Si對(duì)合金斷裂模式以及力學(xué)性能的影響 　　Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金的各向異性

23、與第二相粒子分布、大小和數(shù)量等因素有關(guān)[15-18].合金中含有大量的粗大第二相，主要是未溶的Al2CuMg相及Fe、Si形成的脆性相，以鏈狀形式沿?cái)D壓方向分布（圖12）.這些相的存在，造成合金局部塑性變形能力降低，使得裂紋更容易擴(kuò)展，從而降低了合金的強(qiáng)度和斷裂韌性，同時(shí)造成了強(qiáng)度和斷裂韌性的各向異性.如圖12所示，隨著Si含量的增加，第二相體積分?jǐn)?shù)相應(yīng)增加.這些第二相質(zhì)點(diǎn)強(qiáng)度低、硬度高、脆性大，本身容易變形開裂，加上它們的不利形狀并且體積大，容易降低基體的局部塑性變形能力，從而降低合金的力學(xué)性能.觀察圖6可知，隨著Si含量增加，合金L向斷口形貌均為以韌窩型穿晶斷裂為主的韌性斷裂，韌窩數(shù)量增加

24、，尺寸變均一.當(dāng)Si含量增加至0.051%時(shí)，斷裂機(jī)制為沿晶斷裂機(jī)制，存在較少的穿晶斷裂，斷口出現(xiàn)平整面.當(dāng)合金沿L向進(jìn)行拉伸時(shí)，裂紋擴(kuò)展方向垂直第二相粒子排列方向時(shí)（L方向），裂紋擴(kuò)展遇到的阻力較大，容易向阻力小的方向偏斜，強(qiáng)度和斷裂韌性提高.觀察圖7可知，隨著Si含量的增大，合金橫向斷裂模式從以穿晶斷裂為主向沿晶斷裂轉(zhuǎn)變.當(dāng)Si含量為0.051%時(shí)，撕裂棱較平直且相鄰撕裂棱近似平行且平行于L向.當(dāng)試樣沿T向拉伸時(shí)，裂紋擴(kuò)展方向與第二相質(zhì)點(diǎn)的排列方向一致時(shí)（L方向），裂紋擴(kuò)展的阻力小，容易形成“斷裂通路”，導(dǎo)致該方向上韌性降低，所以該合金的T向的力學(xué)性能較低. 　　觀察表2可知，Si含量從

25、0 %升高到0.025 %，合金L向和T向的強(qiáng)度和延伸率小幅升高，強(qiáng)度和延伸率的各向異性IPA值小幅降低；Si含量從0.040 %增加到0.051%，合金T向的強(qiáng)度和延伸率均顯著降低，合金的強(qiáng)度和延伸率的各向異性IPA值增大.隨著Si含量的增加，L向的抗拉強(qiáng)度先增加后減小.當(dāng)Si為0.040 %時(shí)，L向抗拉強(qiáng)度最高（564.8 MPa），當(dāng)Si為0 %時(shí)，L向抗拉強(qiáng)度最低（544.3 MPa），最高抗拉強(qiáng)度與最低抗拉強(qiáng)度差值為20.5 MPa，Si含量變化對(duì)L向強(qiáng)度的影響相對(duì)較小.對(duì)于T向，隨著Si含量的增加，強(qiáng)度變化與L向一致，均為先增大后減小.Si含量從0 %升高到0.025 %，合金T向

26、的強(qiáng)度和延伸率小幅升高.當(dāng)Si含量增加到0.051 %時(shí)，該合金T向的強(qiáng)度劇烈下降，為417.9 MPa，相較于T向力學(xué)性能最高時(shí)（0.025%Si），強(qiáng)度下降了120.7 MPa.延伸率變化規(guī)律與強(qiáng)度一致.所以當(dāng)Si為0.025 %時(shí)，合金強(qiáng)度和延伸率各向異性最?。划?dāng)Si為0.051 %時(shí)，合金T向強(qiáng)度下降劇烈，此時(shí)強(qiáng)度和延伸率各向異性最大.也就是說，Si對(duì)合金力學(xué)性能各向異性的影響主要取決于Si對(duì)T向力學(xué)性能的影響.與合金L向力學(xué)性能變化幅度比較，Si含量對(duì)合金T向力學(xué)性能影響顯著. 　　Al3Zr彌散相顆粒細(xì)小，其尺寸大小為10 nm左右，粒子間距也很小，符合第二相抑制再?Y晶的條件，

27、因此它對(duì)位錯(cuò)和亞晶界具有強(qiáng)烈的釘扎作用，可以阻礙位錯(cuò)重組和亞晶界的遷移，保持變形回復(fù)組織和小角度晶界.Si能夠在一定程度上促進(jìn)Al3Zr彌散相粒子析出，提高合金抑制再結(jié)晶能力[19].在再結(jié)晶過程中，細(xì)小彌散相質(zhì)點(diǎn)會(huì)阻礙再結(jié)晶核心的長(zhǎng)大，并阻礙大角度晶界的遷移而抑制再結(jié)晶核心的生長(zhǎng)，從而抑制了再結(jié)晶的進(jìn)行.小角度晶界能量非常低，使得時(shí)效析出相不易在小角度晶界上富集，而且Al3Zr彌散相非常細(xì)小，不易成為微裂紋源，從而減少沿晶界和亞晶界分布的二次裂紋的產(chǎn)生.隨著Si含量的增加，再結(jié)晶程度降低，晶界無沉淀析出帶變窄，提高合金強(qiáng)度和腐蝕性能. 　　3.2 Si對(duì)合金抗腐蝕性能的影響 　　一般而

28、言，粗大的大角度再結(jié)晶晶粒、晶界對(duì)合金的腐蝕性能產(chǎn)生不利的影響，而亞晶界有很強(qiáng)的抗腐蝕能力[20-21].Wen等[19]的研究表明，Si能夠促進(jìn)Al3Zr彌散相粒子析出.細(xì)小彌散的Al3Zr能更有效地抑制合金基體的再結(jié)晶，保留大量細(xì)小的亞晶組織為主的未再結(jié)晶組織.Minoda等[22]發(fā)現(xiàn)晶間腐蝕裂紋優(yōu)先沿大角度晶界擴(kuò)展，在小角度晶界或亞晶界處裂紋不易擴(kuò)展.從界面能的角度考慮，相比小角度晶界，大角度晶界有較大的界面能和較小的粘聚力，因此裂紋沿大角度晶界區(qū)域擴(kuò)展所需要的能量小于沿小角度晶界所需要的能量，并且具有較大界面能的大角度晶界也使得沿晶腐蝕開裂的敏感性提高.合金經(jīng)過時(shí)效處理后保留大量細(xì)小

29、的亞晶組織（圖2和圖3），亞晶界上的析出相與晶內(nèi)接近，而且這些亞晶界上沒有明顯的無沉淀析出帶，從而降低了晶間腐蝕的電化學(xué)動(dòng)力，使陽極極化特征減弱，陽極溶解速度減慢，在一定程度上切斷了陽極腐蝕的通道，延緩腐蝕沿晶界發(fā)生.由于小角度亞晶界與晶內(nèi)的電位差減小，使得合金的腐蝕變得更均勻，因而合金抗腐蝕性能得到明顯提高.因此，隨著Si含量的增加，合金抗腐蝕性能增強(qiáng).圖8中可以觀察到剝落坑連續(xù)平行分布，這是由于樣品的變形組織沿L向分布，腐蝕能沿晶界連續(xù)進(jìn)行直到開裂，發(fā)生腐蝕的部分金屬體積增大，頂起表面金屬，隨腐蝕程度的加深，會(huì)出現(xiàn)試樣表層金屬的剝落. 　　不同Si含量的合金L向和T向剝落腐蝕等級(jí)結(jié)果如表

30、4所示.由表4可知，不同Si含量合金剝落腐蝕程度不同，同一合金不同腐蝕面呈現(xiàn)一定差異.合金L向組織為高度定向的纖維變形組織，T向組織為等軸狀或者壓扁狀的晶粒，晶界未被拉長(zhǎng)，晶界密度大，L向與T向的晶粒組織形態(tài)存在很大的差異.由Song等[23]的研究可知，ST面中由于晶界密度大且晶粒近似等軸狀，所以相對(duì)于LT和SL面抗腐蝕性能增強(qiáng).隨著Si含量的增加，合金再結(jié)晶程度降低并且晶粒變細(xì)小，存在大量亞晶，小角度晶界或亞晶界具有更強(qiáng)的抗腐蝕能力.隨著Si含量的增加，合金抗腐蝕性能增加，且T向抗腐蝕性能優(yōu)于L向. 　　4 結(jié) 論 　　1） 隨著Si含量的增加，合金的力學(xué)性能各向異性先減小后增加.當(dāng)S

31、i為0.025%Si時(shí)，合金力學(xué)性能各向異性最小.隨著Si含量的升高，合金橫向斷裂模式從以穿晶斷裂為主向沿晶斷裂轉(zhuǎn)變.與合金L向力學(xué)性能變化幅度比較，Si含量對(duì)合金T向力學(xué)性能影響顯著. 　　2） Si含量增加，合金晶內(nèi)析出彌散細(xì)小的沉淀強(qiáng)化相數(shù)量增加.0.025%Si時(shí)，晶界析出相不連續(xù)與L向形貌相似，但晶界無析出帶比L向?qū)? 　　3） 隨著Si含量的增加，合金的抗剝落腐蝕性能和抗晶間腐蝕性能均所改善，T向抗腐蝕性能優(yōu)于L向. 　　4） 綜上所述，Si含量為0.025%的3#合金具有低各向異性和優(yōu)異的綜合性能. 　　參考文獻(xiàn) 　　[1] DURSUN T， SOUTIS C. Re

32、cent developments in advanced aircraft aluminium alloys[J]. Materials & Design， 2014， 56（4）：862-871. 　　[2] WANG G S， ZHAO Z H， ZHANG Y H， et al. Effects of solution treatment on microstructure and mechanical properties of Al-9.0Zn-2.8Mg-2.5Cu-0.12Zr-0.03Sc alloy[J]. Transactions of Nonferrous Metal

33、s Society of China， 2013， 23（9）： 2537-2542. 　　[3] HEINZ A， HASZLER A， KEIDEL C E，et al. Recent development in aluminium alloys for aerospace applications[J]. Materials Science and Engineering： A， 2000， 280（1）： 102-107. 　　[4] MARLAUDD T， MALKI B， HENON C， et al. Relationship between alloy compositi

34、on， microstructure and exfoliation corrosion in Al-Zn-Mg-Cu alloys[J]. Corrosion Science， 2011， 53（10）： 3139-3149. 　　[5] CHEN K H， FANG H C， ZHANG Z， et al. Effect of Yb， Cr and Zr additions on recrystallization and corrosion resistance of A-Zn-M-Cu alloy[J]. Materials Science and Engineering： A， 2

35、008， 497（1/2）： 426-431. 　　[6] WAMER T. Recently-developed aluminum solutions for aerospace applications[J]. Materials Science Forum， 2006， 519/521： 1271-1278. 　　[7] 陳吉華， 邰輝輝， 嚴(yán)紅革， 等. ?D壓對(duì)Mg-Zn-An-Al合金力學(xué)性能和腐蝕行為的影響[J]. 湖南大學(xué)學(xué)報(bào)（自然科學(xué)版）， 2015， 42（12）： 40-46. 　　CHEN J H， TAI H H， YAN H G， et al. Effect

36、of extrusion on mechanical properties and corrosion behavior of Mg-Zn-An-Al alloy[J]. Journal of Hunan University（Natural Sciences）， 2015， 42（12）： 40-46. （In Chinese） 　　[8] CVIJOVIC Z， VRATNICA M， RAKIN M. Micromechanical modelling of fracture toughness in overaged 7000 alloy forgings[J]. Material

37、s Science and Engineering： A， 2006， 434（1/2）： 339-346. 　　[9] THOMPOSON D S. Metallurgical factors affecting high strength aluminum alloy production[J]. Metallurgical Transaction A， 1975， 6（4）： 671-683. 　　[10]侯太學(xué)， 吳運(yùn)學(xué)， 熊山江. 熱處理對(duì)LC9合金鍛件斷裂韌性的影響[J]. 金屬熱處理， 1991（2）：38-43. 　　HOU T X， WU Y X， XIONG S J.

38、 The effect of heat treatment on the fracture toughness of aluminum alloy LC9 forgings[J]. Heat Treatment of Metals， 1991（2）：38-43. （In Chinese） 　　[11]YAN J， PEI C， WEI W， et al. The anisotropy of fatigue crack nucleation in an AA7075 T651 Al alloy plate[J]. Materials Science and Engineering： A， 20

39、15， 622（12）： 7-15. 　　[12]張春波， 郭淑蘭， 徐忠艷. Fe、Si雜質(zhì)對(duì)7A04鋁合金組織和性能的影響[J]. 輕合金加工技?g， 2003， 31（1）： 38-40. 　　ZHANG C B， GUO S L， XU Z Y. Effect of Fe and Si impurities on structures and properties of 7A04 aluminum alloy[J]. Light Alloy Fabrication Technology， 2003， 31（1）： 38-40. （In Chinese） 　　[13]WLOLA J

40、， BURKLIN G， VIRTANEN S. Influence of second phase particles on initial electrochemical properties of AA7010-T76[J]. Electrochimica Acta， 2007， 53（4）： 2055-2059. 　　[14]LI J， GAO X， JIE Z， et al. Texture and magnetostriction in rolled Fe-Ga alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica， 2008， 44（9）： 1031-1034.

41、 　　[15]樊喜剛. Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金組織性能和斷裂行為的研究[D]. 哈爾濱： 哈爾濱工業(yè)大學(xué)， 2007： 1-274. 　　FAN X G. Study on the microstructures and mechanical properties and the fracture behavior of the Al-Zn-Mg-Cu-Zr alloys[D]. Harbin： Harbin Institute of Technology， 2007： 1-274. （In Chinese） 　　[16]KANNAN M B， RAJA V S. Enhanc

42、ing stress corrosion cracking resistance in Al-Zn-Mg-Cu-Zr alloy through inhibiting recrystallization[J]. Engineering Fracture Mechanics， 2010， 77（2）： 249-256. 　　[17]劉剛， 張國(guó)君， 丁向東， 等. 含有不同尺度量級(jí)第二相的高強(qiáng)鋁合金斷裂韌性模型[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào)， 2002， 12（4）： 706-713. 　　LIU G， ZHANG G J， DING X D， et al. A model for fractu

43、re toughness of high strength aluminum alloys containing second particles of various sized scales[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals， 2002， 12（4）： 706-713. （In Chinese） 　　[18]CVIJOVI Z， RAKIN M， VRATNICA M， et al. Microstructural dependence of fracture toughness in high-strength 7000 forg

44、ing alloys[J]. Engineering Fracture Mechanics， 2008， 75（8）： 2115-2129. 　　[19]WEN S P， GAO K Y， HUANG H， et al. Role of Yb and Si on the precipitation hardening and recrystallization of dilute Al-Zr alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds， 2014， 599（3）： 65-70. 　　[20]FANG H C， CHAO H， CHEN K H. E

45、ffect of recrystallization on intergranular fracture and corrosion of Al-Zn-Mg-Cu-Zr alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds， 2015， 622（11）：166-173. 　　[21]DAY M K B， COMISH A J， DENT T P. The relationship between structure and stress-corrosion life in an Al-Zn-Mg alloy[J]. Metal Science， 1969，3（1

46、）： 175-182. 　　[22]MINODA T， YOSHIDA H. Effect of grain boundary characteristics on intergranular corrosion resistance of 6061 aluminum alloy extrusion[J]. Metallurgical and Materials Transactions A， 2002， 33（9）： 2891-2898. 　　[23]SONG F X， ZHANG X M， LIU S D， et al. Anisotropy of localized corrosion in 7050-T7451 Al alloy thick plate[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China， 2013，23（9）：2483-2490.