时效工艺对7N01铝合金动态力学行为与组织演变的影响

刘文辉，袁思雨，周凡，陈宇强，黄浩



时效工艺对7N01铝合金动态力学行为与组织演变的影响

刘文辉1, 2，袁思雨1, 2，周凡1, 2，陈宇强1, 2，黄浩3

(1. 湖南科技大学 材料科学与工程学院，湖南 湘潭， 411201；2. 高温耐磨材料及制备技术湖南省国防科技重点实验室， 湖南 湘潭， 411201；3. 江麓机电集团有限公司， 湖南 湘潭， 411202)

对2种不同时效工艺处理的7N01铝合金进行动态冲击试验，采用金相显微镜和透射电镜对比分析T6I4和T6这2种时效工艺对7N01铝合金组织演变的影响。研究结果表明：7N01-T6I4态铝合金对应变速率具有较强的敏感性，在高速冲击过程中产生绝热剪切带的临界应变速率比7N01-T6态铝合金的大；在同一应变速率下，7N01-T6I4态铝合金的动态屈服应力和流变应力明显比7N01-T6态铝合金的高；7N01-T6I4态铝合金中析出相粒子较7N01-T6态铝合金的细小、密集，这些细小弥散分布的析出相增大了位错运动阻力，从而提高了合金抗冲击性能。

7N01铝合金；时效；动态力学性能；微观组织

7N01铝合金是日本研发的一种Al-Zn-Mg系铝合金，该合金属于可热处理强化合金，淬火温度范围较宽，具有较高强度、优良的焊接性能和耐腐蚀性能，因此，广泛应用于高速列车的车体外板、端面梁、车端缓冲器、空气弹簧托架等重要承重零部件[1−2]。目前，国内外学者对该合金开展了一系列研究，特别是对准静态力学性能、焊接性能、耐腐蚀性能进行了较多研究[3−4]。MATSUDA等[5−6]对7N01铝合金的疲劳裂纹扩展特性、焊接性能以及强度等力学性能进行了研究。刘君城[7]研究了7N01铝合金的高温流变行为，发现变形温度和应变速率对合金流变应力有显著影响，流变应力随变形温度的升高而降低，随应变速率的增加而升高。宋涛[8]研究了7N01铝合金单级时效后组织与性能的变化，分析了时效过程中的相变机理。7N01合金作为重要承重零部件，在应用中不可避免地受到动态载荷作用，而有关7N01合金时效工艺对其动态力学行为的影响，国内外报道很少。为此，本文作者在一定应变速率范围内研究2种时效处理工艺对7N01铝合金常温动态力学行为与组织演变的影响，以便为7N01铝合金的加工工艺以及性能优化提供参考。

1 实验

本试验所用材料为7N01铝合金轧制态板材，化学成分为Al-4.34Zn-1.94Mg-0.2Cu。轧制板材经过470 ℃/1.5 h固溶后，分别进行T6时效处理(120 ℃/24.0 h)和T6I4时效处理(120 ℃，1.0 h，水淬+ 60 ℃/20 d)，再沿轧制面分别截取长×宽为8 mm× 4 mm的动态冲击圆柱试样。

利用分离式霍普金森压杆装置进行动态冲击试验。将试样放置在入射杆和透射杆之间，采用石墨润滑，以减少试样与压杆之间的摩擦对试验结果产生的不良影响。动态试验应变速率为900~5 800 s−1，本文选取应变速率为1 900，4 500和5 800 s−1的冲击试样进行分析。将冲击后的试样沿平行冲击方向中线剖开，经制样、研磨、抛光以及Keller试剂腐蚀后，在金相显微镜下观察剖面的显微组织，采用Tecnai G220透射电子显微镜观察试样冲击前后的微观组织。

2 研究结果

2.1 应力−应变曲线

图1所示为不同时效处理的7N01铝合金在不同应变速率冲击下的真实应力−应变曲线。由图1可知：T6和T6I4态的7N01铝合金的流变应力均随着应变速率的提高而总体上呈现增大趋势。曲线大致分为2个阶段：第1个阶段为弹性变形阶段，此阶段曲线的斜率比较大，上升很快，所需时间也非常短；第2阶段为塑形变形阶段，当应变速率为900 s−1时，T6态的流变应力约为400 MPa，当应变速率增大到5 800 s−1时，流变应力可达到450 MPa左右。与T6态相比，在同样应变速率下，T6I4态的流变应力更高，分别约为440 MPa和480 MPa。无论是T6态还是T6I4态下的7N01铝合金，在塑性变形刚刚开始时，应变硬化强于热软化作用，应力继续上升达到最大值。由于绝热剪切带内发生动态再结晶，应力开始呈现下降趋势，出现了上、下屈服点即波浪或锯齿型曲线，材料呈锯齿屈服现象。

(a) T6态；(b) T6I4态应变率/s−1：1—900；2—1 900；3—3 300；4—4 500；5—5 800。

2.2 动态屈服应力

图2所示为不同时效态7N01铝合金在不同应变速率冲击条件下的动态屈服应力。由图2可知：2种时效态下的7N01铝合金屈服应力变化规律基本一致，都具有一定的应变速率敏感性；试样的动态屈服应力均随着应变速率增大而增大；当应变速率为900 s−1时，T6态和T6I4态的动态屈服应力分别为408 MPa和434 MPa；当应变速率为5 800 s−1时，T6态和T6I4态的动态屈服应力分别为445 MPa和500 MPa；随着应变率增加，T6I4态的动态屈服应力增幅比T6态的大；在同一应变速率下，7N01-T6I4态铝合金的动态屈服应力高于7N01-T6态的动态屈服应力。

1—T6态；2—T6I4态。

2.3 金相组织演变

图3所示为2种时效工艺处理的7N01铝合金在应变速率为19 00，4 500和5 800 s−1下冲击后的金相组织。由图3可知：在应变速率为1 900 s−1的冲击载荷下，7N01-T6态铝合金的金相组织呈纤维状，纤维组织在沿冲击方向约45°的位置上发生局部化扭曲变形，这个扭曲变形带贯穿整个试样(见图3(a))；7N01-T6I4态铝合金变形后的金相组织同样发生了扭转弯曲(见图3(b))；当应变速率达到4 500 s−1时，7N01-T6态铝合金纤维组织在沿冲击方向45°的位置上形成了1条明显的白亮带，宽度约为40 µm(见图3(c))；7N01-T6I4态铝合金出现局部化变形组织，扭曲变形带沿着约45°方向扩展，这个局部化变形带贯穿整个试样(见图3(d))；在5 800 s−1应变速率下，7N01-T6态铝合金白亮带末端出现了分岔，形成2条更细的绝热剪切带，主剪切带的宽度约为40 µm，分岔的剪切带宽度约为20 µm(见图3(e))，这是由于绝热剪切带在遇到晶界以及缺陷等阻碍时，会沿阻力较小的其他应力剪切线扩展，当变形量加大时，这种特殊的绝热剪切带更容易产生[9]；7N01-T6I4态铝合金纤维组织在沿冲击方向45°的位置上形成1条明显的白亮带，宽度约为30 µm(见图3(f))。

(a) T6态，1 900 s−1；(b) T6I4态，1 900 s−1；(c) T6态，4 500 s−1；(d) T6I4态，4 500 s−1；(e) T6态，5 800 s−1；(f) T6I4态，5 800 s−1

根据显微组织观察，可将绝热剪切带分为形变带和转变带[10]。形变带中晶粒发生了变形，晶粒被拉长或者碎化。形变带是局部化剪切变形的萌生阶段，与基体没有明显的界限(见图3(a)，(b)和(d))。随着应变速率提高，变形量增大，形变带的中心区域可在一定范围内形成转变带。转变带因内部发生相变或再结晶，使其与基体存在明显的分界线；同时，转变带的周围区域也存在形变带(见图3(c)，(e)和(f))。从图3可以看出：7N01-T6I4态铝合金在高速冲击过程中产生白亮绝热剪切带的临界应变速率比7N01-T6态铝合金的大。

2.4 TEM组织分析

图4所示为冲击前不同时效态7N01铝合金TEM组织。由图4(a)和图4(b)可知：7N01-T6态铝合金晶界析出相细小，呈连续分布状态，晶界周围的无沉淀析出带很窄；7N01-T6I4态铝合金晶界析出相发生球化，呈断续分布状态，晶界周围的无沉淀析出带较宽。图4(c)所示为7N01-T6态晶内析出相的TEM形貌照片，7N01-T6态7N01铝合金晶内析出相较粗大，析出相密度较低。图4(d)所示为7N01-T6I4态的晶内析出透射照片。对比图4(c)和图4(d)可以看出：7N01-T6I4态铝合金析出相大小和间距均比7N01-T6态铝合金的小，7N01-T6I4态铝合金析出相密度比7N01-T6态铝合金析出相密度大。

图5所示为2种时效工艺处理的7N01铝合金在不同应变率冲击后的TEM图。由图5可知：在应变率为1 900 s−1时，试样中均产生了位错，7N01-T6I4态铝合金位错密度比7N01-T6态铝合金位错密度大(见图5(a)和(b))；当应变率增大到4 500 s−1时，试样产生变形较大，试样中位错密度增大，大量位错发生缠结(见图5(c))；7N01-T6I4态铝合金中位错发生聚集，形成了多个胞状亚结构，胞壁由缠结的位错构成，胞内位错密度较低(见图5(d))；当应变速率达到5 800 s−1时，试样中位错密度进一步增大，位错缠结成位错墙，位错胞尺寸变小，7N01-T6I4态铝合金中形成位错胞的数量比7N01-T6态铝合金的数量多(见图5(e)和图5(f))。

(a) T6态晶界析出相；(b) T6I4态晶界析出相；(c) T6态晶内析出相；(d) T6I4态晶内析出相

(a) T6态，1 900 s−1；(b) T6I4态，1 900 s−1；(c) T6态，4 500 s−1；(d) T6I4态，4 500 s−1；(e) T6态，5 800 s−1；(f) T6I4态，5 800 s−1

3 分析与讨论

根据上述试验结果可知：在常温动态冲击下，7N01-T6I4态铝合金的抗冲击性能明显优于7N01-T6态铝合金的抗冲击性能，这与合金在时效过程中的析出行为和动态冲击下位错的演变密不可分。固溶后的7N01铝合金处于溶质原子过饱和状态，在随后时效过程中易于析出第2相，析出相的长大与时效时间和时效温度密切相关。根据 Gibbs-Thomson原理，第2相粒子周围基体中的溶质浓度会随着第2相粒子曲率半径的减小而增大。2个不同尺寸的粒子之间的基体中一定会存在浓度梯度，这个浓度梯度促使溶质经小尺寸粒子向大尺寸粒子所在的低浓度区域扩散，结果造成大尺寸粒子越来越大，小尺寸粒子越来越小。析出相的长大和粗化基本由时效时间和时效温度决定[11]。随着时效温度升高，溶质原子扩散系数变大，而过饱和度减小。因此，当温度较低时，过饱和度就会变大，但相对的溶质原子扩散系数变小，溶质原子扩散同样有一定难度，使得析出相长大速度减慢。当温度升高时，虽然溶质原子的扩散速率变大，但提供析出相长大的过剩溶质原子大大减少，因此，溶质由小尺寸粒子向大尺寸粒子扩散，基体中大尺寸粒子蚕食小尺寸粒子，析出相粗化成为新的长大扩展方式。7N01-T6I4态铝合金析出相相对弥散细小，这是因为在T6I4时效工艺中，二级时效温度只有60 ℃，导致溶质原子扩散速率缓慢，而基体中溶质过饱和度比较大，因此，基体内的析出相细小弥散。

应变率与位错密度存在Orowan关系[12]：

其中：为Schmid因子；为柏氏矢量的模；为可动位错密度；为位错平均运动速度。由式(1)可知：应变速率越高，位错密度越大，这与2种时效工艺处理的7N01不同应变速率冲击条件下的TEM图片所示结果(见图5)相符。随着应变速率增大，材料的位错密度不断增大，先后出现位错缠结继而形成位错胞，最后出现位错墙。由0.5(其中，为材料的动态屈服应力)可知：应变速率越高，材料的位错密度增大，材料的动态屈服应力也随之增大。但对于材料的现实情况而言，并不是应变率无限增大，就能使材料强化到无限大状态。若材料内部出现损伤或者断裂破坏，则材料就会失效。在高速动态冲击过程中，随着应变速率增大，7N01-T6态铝合金和7N01-T6I4态铝合金先后出现白色亮带即绝热剪切带，这主要与材料的热软化效应有关。材料在高应变速率冲击过程中，合金存在应变硬化和热软化效应这2种趋势，随着应变速率增大，变形时间缩短，塑性功转化为热能的概率增大且来不及散热，导致热软化效应强于应变硬化效应，最终合金局部化变形产生绝热剪切带。

实际上，金属在塑性形变时，合金往往在1个滑移面上有许多位错被堆积在某种障碍物前，形成位错群塞积，这些障碍物包括晶界和第2相粒子等。7N01-T6I4态铝合金中析出相粒子较7N01-T6态铝合金的析出相粒子均匀细小密集，导致7N01-T6I4态铝合金对位错造成的阻碍比7N01-T6态铝合金的阻碍强。不管是位错塞积的密度还是位错塞积崩塌所需要的应力，7N01-T6I4态铝合金都比7N01-T6态铝合金的大，因此，7N01-T6I4态铝合金较7N01-T6态铝合金具有较强的应变速率敏感性。同时，由于7N01-T6I4态铝合金的析出更加均匀弥散，在相同冲击载荷下，7N01-T6I4态铝合金变形相对更加均匀，承受冲击力的能力更强。7N01-T6I4铝合金在4 500 s−1时就产生了白亮的绝热剪切带，7N01-T6I4态铝合金在5 800 s−1时才产生绝热剪切带，7N01-T6态铝合金较7N01-T6I4态铝合金更容易屈服和失效。

4 结论

1) 7N01-T6铝合金在应变速率为4 500 s−1时开始产生白亮的绝热剪切带，7N01-T6I4铝合金在应变速率为5 800 s−1时产生白亮的绝热剪切带，7N01-T6I4铝合金产生绝热剪切带的临界应变速率比7N01-T6铝合金的大。

2) 冲击后合金中产生大量的位错，并且发生缠结形成位错胞；与7N01-T6态铝合金相比，7N01-T6I4态铝合金的析出相更加细小密集，对位错造成的阻碍作用更强。因此，7N01-T6I4铝合金的动态屈服应力和流变应力比7N01-T6铝合金的大。

3) 7N01-T6I4铝合金具有较强的应变速率敏感性，其抗冲击能力比7N01-T6铝合金的抗冲击能力强。

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(编辑 陈灿华)

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

国家自然科学基金资助项目(51475162，51405153)；湖南省教育厅优秀青年基金资助项目(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)

刘文辉，博士，教授，从事轻合金加工工艺与性能、材料损伤与断裂研究；E-mail：lwh@hnust.edu.cn