拉拔变形量对7075铝合金晶粒组织、强度和耐蚀性的影响

Effects of drawing strain on grain structure， strength and corrosion resistance of 7075 aluminum alloy

摘要

通过室温拉伸和抗剥落腐蚀实验，结合扫描电镜、电子背散射衍射和透射电镜观察等手段，系统研究了拉拔变形量对7075铝合金棒材组织和性能的影响。结果表明：随着拉拔变形量（ε）从0增加到0.58，晶粒形貌由纤维状向近似等轴状转变，合金的强度略微减小，伸长率不断增加；合金的抗剥落腐蚀性能随变形量增加先升后降：拉拔变形量为0.09时，晶粒组织主要为纤维晶，最大腐蚀深度为530 μm；拉拔变形量为0.17时，晶粒发生异常长大，平均晶粒尺寸为193 μm，断续分布的晶界析出相阻碍了腐蚀扩展，耐蚀性显著提高，最大腐蚀深度仅为386 μm；拉拔变形量为0.36~0.58时，形成细小的再结晶晶粒（34~53 μm），大角度晶界比例上升且晶界析出相粗化，导致抗剥落腐蚀性能降低，腐蚀深度约为600 μm。

Abstract

The effect of drawing strain on the microstructure and properties of 7075 aluminum alloy using tensile and exfoliation corrosion tests was investigated， combined with Scanning Electron Microscopy （SEM）， Electron Backscatter Diffraction （EBSD）， and Transmission Electron Microscopy （TEM） analysis. As the drawing strain （ε） increased from 0 to 0.58， the degree of recrystallization continuously increased， and the grain morphology transformed from fibrous to approximately equiaxed； The strength decreased slightly while the elongation improved continuously. The exfoliation corrosion resistance initially improved and then deteriorated with increasing deformation. At a drawing strain of 0.09， the grain structure remained fibrous， leading to the maximum corrosion depth at 530 μm； At a drawing strain of 0.17， abnormal grain growth occurred， and discontinuously distributed grain boundary precipitates hinder corrosion propagation， enhancing resistance， so that the maximum corrosion depth was only 386 μm； At drawing strains of 0.36~0.58， fine recrystallized grains （34~53 μm） formed， more high-angle grain boundaries appeared， and grain boundary precipitates coarsened， leading to reduced corrosion resistance with a corrosion depth of 600 μm.

Graphical abstract

关键词

7075铝合金 / 冷拉拔 / 晶粒组织 / 剥落腐蚀 / 力学性能

Key words

7075 aluminum alloy / cold drawing / grain structure / exfoliation corrosion / mechanical properties

0 引言

Al-Zn-Mg-Cu（7XXX系）合金棒材因具有低密度、高强度和良好的可加工性，被广泛应用于高锁螺母等航空航天紧固件的制备^［1］。然而，Al-Zn-Mg-Cu合金的耐蚀性是制约其长期服役的重要因素，高锁螺母等紧固件在服役条件下往往会发生腐蚀并容易开裂^［2-3］。拉拔工艺是制备小规格直径棒材的必经工序，冷拉拔工艺不仅决定最终尺寸精度，经其引入的塑性变形也会直接影响材料后续热处理过程中的再结晶行为，对合金的微观组织、力学性能和耐腐蚀性能具有重要影响。因此，研究拉拔工艺如何影响Al-Zn-Mg-Cu合金棒材的组织和耐蚀性具有重要意义。

Al-Zn-Mg-Cu合金的耐蚀性主要受合金成分、晶界析出相（grain boundary precipitates，GBPs）、无沉淀析出带（precipitate-free zone，PFZ）以及晶粒组织等的影响。GBPs的连续性及PFZ的宽度决定晶界微电池腐蚀的形成与微裂纹的扩展路径。再结晶组织与纤维组织在剥落腐蚀敏感性方面存在显著差异。Zhang等^［4］将Cu元素质量分数由0%调控至2.6%，研究表明该铝合金的剥落腐蚀敏感性呈先上升后下降的变化趋势。刘书潭等^［5］通过调控双级时效工艺获得断续分布的晶界析出相，提高了该铝合金的抗腐蚀性能。黄明初等^［6］发现，部分再结晶或亚晶结构的7475铝合金能够阻碍沿晶腐蚀路径，表现出更好的耐腐蚀性能。Wloka等^［7］研究了AA7349和AA7010合金在有无表面再结晶粗晶层这两种情况下的抗剥落腐蚀性能，发现再结晶粗晶能够提高合金的抗腐蚀性能。此外，也有研究^［8-9］发现7XXX系铝合金中粗晶晶界析出相的断续分布导致粗晶组织的抗剥落腐蚀性能优于纤维晶粒。因此，通过加工工艺调控晶粒形貌与微观组织以改善合金的耐蚀性，是具备较高工程实践价值的研究方向。

拉拔工艺可以有效调控铝合金晶粒，国内外关于铝合金冷拉拔工艺的研究主要集中在纯铝以及变形抗力相对较低的6XXX系（Al-Mg-Si）和部分2XXX系铝合金。席志海等^［10］对1350铝合金线材开展多道次拉拔试验，随着拉拔变形量从0增加至6.55，合金晶粒尺寸由137.5 μm细化至2.6 μm，晶粒形态由等轴晶转变为层片状组织。Laurino等^［11］将AA6101合金从Φ9.5 mm冷拉拔至Φ1.34 mm，使该合金晶粒细化至纳米级，从而提高AA6101合金的抗晶间腐蚀性能。李冰等^［12］采用四道次拉拔工艺对7075铝合金线材实施晶粒细化处理，经拉拔后试样抗拉强度可达530.95 MPa，比未拉拔线材提高了25.46%。然而，现阶段关于7XXX系合金拉拔工艺的研究偏少，且工艺参数、晶粒特征与耐蚀性能的内在联系尚未明确，相关作用机理仍需深入剖析。

因此，本研究以7075铝合金挤压棒材为研究对象，对退火后的棒材进行不同变形量的拉拔，再进行固溶时效处理，研究拉拔变形量对合金晶粒组织特征演变、力学和抗剥落腐蚀性能的影响，并结合SEM和TEM等表征手段对作用机理进行分析，为紧固件用高强铝合金棒材生产提供参考。

1 实验

1.1 实验材料和步骤

实验材料为Φ12 mm的7075铝合金挤压棒材，其化学成分（质量分数）为：锌（5.90%）、镁（2.55%）、铜（1.64%）和铬（0.20%），同时含有少量铁（0.15%）、硅（0.08%）、钛（0.02%）和锰（0.01%）等杂质元素，余量为铝。

加工路径为：先将铝合金棒材进行退火处理（430 ℃保温1 h后随炉冷却），然后在室温条件下进行拉拔，如图1所示。

棒材从Φ12 mm开始拉拔，经4道次达到Φ9 mm，中间拉拔1~3道次的样品也分别作为研究对象，这些样品的拉拔变形量（ε）分别为0.09、0.17、0.36和0.58，拉拔变形量与道次数及尺寸对应关系见表1。累积变形量的计算公式如下^［13］：

\epsilon =\mathrm{l}\mathrm{n}\frac{S_{\mathrm{0}}}{S_n}，(1)

式中：S_{\mathrm{0}}为棒材未变形时的横截面面积；S_n为拉拔n次后的横截面面积。随后，对不同变形量试样进行（450 ℃，1 h）+（490 ℃，1 h）固溶处理，以及（120 ℃，24 h）+（177 ℃，14 h）时效处理。

1.2 显微组织

采用TESCAN MIRA4 LMH型扫描电镜观察试样第二相以及剥落腐蚀过程中合金纵截面形貌，同时采用Horiba-EX250型能谱分析仪（EDS）进行成分分析。采用带有EBSD探头（Symmetry S3）的 TESCAN MIR4场发射扫描电子显微镜进行晶粒组织特征观察，检测前将试样进行机械抛光和振动抛光。EBSD测试电压为20 kV，标定步长为0.2 μm，利用HKL Channel5软件对采集的数据进行分析，晶粒尺寸采用面积加权平均法进行计算。采用Talos F200X G2型透射电镜，分析晶内和晶界析出相的形貌和成分特征，加速电压为300 kV。首先，将试样机械研磨至80 μm厚薄片，然后，冲孔成直径3 mm圆片。采用RL-2型双喷电解减薄仪进行减薄，抛光过程中电流保持在90 mA，电解液体积分数为30% （HNO₃）+70% （CH₃OH），采用液氮将温度控制在（-30±5） ℃。

1.3 力学性能测试

按照GB/T228.1—2021《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》中的规定，沿着拉拔变形方向取棒状室温拉伸试样，平行段的标距长度为50 mm，直径为5 mm。室温拉伸试验在MTS landmark 100 kN试验机上进行，恒定拉伸速率为2 mm/min，为保证结果准确性，每组取3个平行样品进行测试。

1.4 剥落腐蚀

按照GB/T22639—2022《铝合金产品的剥落腐蚀试验方法》进行剥落腐蚀试验，取棒材纵截面为测试面，剥落腐蚀液由234 g NaCl、50 g KNO₃、6.7 mL HNO₃和去离子水配至1000 mL溶液，面容比为10 mL/cm²，试验温度为（25±3） ℃，浸泡48 h后取出试样并用数码相机拍照记录，腐蚀完成后用水冲洗并吹干。

2 实验结果

2.1 不同拉拔变形量的7075铝合金微观组织

图2为不同拉拔变形量的7075铝合金棒材经（450 ℃，1 h）+（490 ℃，1 h）固溶处理、（120 ℃，24 h）+（177 ℃，14 h）双级时效处理后的第二相SEM照片。经EDS成分分析并结合相关文献^［14］，这些相基本为含铁相，可能为Al₇Cu₂Fe相和Al₃Fe相等，熔点高于本实验中的固溶温度，难以溶解。拉拔变形量（ε）0、0.09、0.17、0.36和0.58对应的第二相分数为0.8%、0.8%、0.9%、1.0%和1.0%，其面积分数均在0.8%~1.1%范围内。EDS测得图2中Al基体的溶质原子质量分数列于表2，未拉拔变形和变形量为0.09时，Cu、Mg原子质量分数稳定不变，变形量增加至0.17~0.58时，Cu、Mg、Zn等基体中溶质原子质量分数均减小。

图3所示为不同拉拔变形量的7075铝合金棒材固溶时效后的IPF图（反极图）、晶粒尺寸分布图和取向差图。图中黑线表示大角度晶界（HAGBs，取向角>15°），白线表示小角度晶界（LAGBs，取向角2°—15°），具体数据汇总于表3。其中，d_ND是沿法线方向的平均晶粒尺寸，d_DD是沿拉拔方向的平均晶粒尺寸，d_Area-w是面积加权平均晶粒尺寸，d_arith是算术平均晶粒尺寸，d_DD/d_ND是晶粒纵横比，f_LAGBs是小角度晶界比例，ρ为经KAM计算得到的位错密度。从表3中数据可以看出，拉拔变形量由0增加到0.58后，平均晶粒尺寸先从68.0 μm增大到193.0 μm后减小至34.1 μm，晶粒纵横比从2.0减小到1.4后增大至1.7，再结晶分数增大至97.3%。

由图3（a）—（e）可得：变形量为0.09时，合金沿拉拔方向仍呈现出典型的纤维状组织，平均晶粒尺寸为95.4 μm，晶粒纵横比最大值为2.2，再结晶分数仅为3.9%；变形量为0.17时出现明显的粗大晶粒，平均晶粒尺寸增大至193.0 μm，晶粒纵横比减小至1.4，再结晶分数上升至96.8%，发生明显的再结晶，位错密度下降至0.21×10¹⁴ m^-2；变形量为0.36~0.58时晶粒发生显著细化，平均晶粒尺寸减小为53.8~34.1 μm，再结晶分数由96.9%上升至97.3%，位错密度为0.18×10¹⁴~0.19×10¹⁴ m^-2。同时从图3（k）—（o）晶粒取向分布图可以看出，未拉拔以及变形量为0.09时仍以LAGBs为主，变形量增加至0.17~0.58后LAGBs占比下降至3.6%，以HAGBs为主，未拉拔时LAGBs占比为60.5%，拉拔变形量增至0.09时LAGBs占比上升至65.4%，随着变形量从0.17增加至0.58，LAGBs占比从16.2%降至3.4%。

图4为不同变形量拉拔棒材固溶时效处理后合金的晶内析出相TEM明场像，合金内存在细小弥散的棒状或圆球状析出相，部分杆状析出相被认定是η′相^［15-17］，在｛200｝晶面还观察到η相（MgZn₂）的斑点，这表明合金中主要的析出相为η相^［17］。晶内析出相的尺寸和分布结果如图4（f）所示，随着变形量从0增大到0.58，析出相平均尺寸变化不大，约为25 nm，体积分数从15.1%增大至18.5%。图5为不同变形量拉拔棒材固溶时效后合金晶界处的TEM照片，晶界上分布有η相，且在晶界附近观察到明显的无沉淀析出带。

随拉拔变形量从0增大到0.58，η相长度和PFZ宽度先不变后略有增大，η相长度从65.2 nm增大至105.0 nm，PFZ宽度从48.4 nm增至72.5 nm，变形量为0.17时，晶界上η相出现明显断续分布，η相长度和PFZ宽度分别为80.4 nm和54.4 nm，变形量为0.36~0.58时，η相粗大且连续分布，出现较宽的PFZ（见表4）。

2.2 不同拉拔变形量下7075铝合金的力学性能

图6为不同变形量拉拔棒材经固溶时效后合金的应力-应变曲线。变形量为0时，屈服强度为478.7 MPa，抗拉强度为537.9 MPa，伸长率为13.5%。随着拉拔变形量从0增加到0.58，屈服强度和抗拉强度略微下降，屈服强度维持在460 MPa左右，伸长率则从13.5%不断增大到16.0%。

2.3 不同拉拔变形量下7075铝合金的剥落腐蚀结果

如图7所示，经不同变形量拉拔的铝合金在剥落腐蚀试验48 h后均出现严重腐蚀，出现严重的起皮现象，且有向试样内部深入的趋势，表面产生大量腐蚀产物，甚至脱离基体，形成大小各异、形态不同的腐蚀坑，剥落腐蚀等级均为EC。

图8为不同拉拔变形量的棒材经固溶时效后合金剥落腐蚀的纵截面金相照片，发现样品腐蚀后均呈现波浪形的腐蚀坑，通过对腐蚀坑的最大深度进行测量，发现随拉拔变形量增大，最大腐蚀深度先减小再增大，变形量为0.17时，最大腐蚀深度最小，为386 μm，棒材具有最好的耐蚀性。

为了深入研究试样的腐蚀行为，对合金纵截面腐蚀坑进行SEM观察，图9展示了合金剥落腐蚀的SEM照片。随着拉拔变形量的增加，腐蚀由明显的层状腐蚀变为晶间腐蚀。在拉拔变形量为0和0.09的试样中，可以看到晶界内部亚晶也被深度腐蚀^［8］，大量腐蚀产物脱落，出现了明显的剥层腐蚀（EXCO），如图9（a₁、b₁）所示。变形量为0.17时，无层状剥落（图9（c₂）），观察到粗大裂纹，腐蚀主要沿晶界扩展^［18］，腐蚀路径受到阻碍。当变形量进一步增大至0.36~0.58时，从图9（d₁）可以看见形成深而连续的晶间腐蚀，腐蚀程度比ε=0.17时更为严重。

3 讨论

3.1 拉拔变形量对晶粒组织的影响

实验表明，经固溶时效后，不同拉拔变形量的7075铝合金的晶粒组织有较大差异。由图3（a）和图3（b）可得，在未拉拔以及变形量为ε=0.09时合金仍以纤维状晶粒为主，晶粒沿着拉拔方向被拉长，晶粒纵横比由2.0增加至2.2，平均晶粒尺寸从68.0 μm增大至95.4 μm，小角度晶界比例从60.5%增加至65.4%，位错密度由1.08×10¹⁴ m^-2上升至1.27×10¹⁴ m^-2，再结晶分数由10.2%下降至3.9%。上述结果表明，小变形量仅能引入少量位错，变形产生的储能较低，无法为后续固溶处理过程中新晶粒的再结晶形核提供充足驱动力。因此，合金组织主要处于回复阶段，仍有大量的亚晶。在该变形条件下，位错主要通过重排和湮灭形成小角度晶界促进合金回复，位错密度仍保持较高水平，原有未变形时的晶粒被破坏且未发生明显的再结晶，最终表现为再结晶分数降低。

变形量为ε=0.17时，合金发生明显的再结晶，晶粒发生异常长大，晶粒尺寸增大至60.8 μm，晶粒纵横比仅为1.4，再结晶分数增加至96.8%，形成纵横比最小的粗晶晶粒，仅少量亚晶存在，粗大晶粒内部无小角度晶界，这是由于变形储能达到再结晶临界条件，但此时再结晶形核位点较少，导致再结晶晶粒少，随后在界面迁移驱动下部分晶粒吞并周围亚晶并快速长大，最终形成粗大晶粒组织^［19］。随着拉拔变形量增大到0.36~0.58，晶粒显著细化，平均晶粒尺寸由53.8 μm减小至34.1 μm，晶粒纵横比由1.9减小至1.7，再结晶分数由96.9%上升至97.3%，同时小角度晶界比例显著降低至3.4%~4.1%，以大角度晶界为主。这是因为大变形量引入大量的位错使得变形储能增加，在固溶过程中提供了大量再结晶形核位点，从而提高再结晶形核率并且抑制晶粒长大^［20］，最终获得细小均匀的再结晶晶粒。

3.2 拉拔变形量对力学性能的影响

由表5可知，经不同变形量拉拔后，Al-Zn-Mg-Cu合金的屈服强度和抗拉强度先降后升。Al-Zn-Mg-Cu合金的强化方式主要包括位错强化{\sigma }_{\mathrm{d}}、细晶强化{\sigma }_{\mathrm{g}\mathrm{b}}、析出强化{\sigma }_{\mathrm{p}}和固溶强化{\sigma }_{\mathrm{s}\mathrm{s}}。强度的理论计算采用公式（2），得到的强度贡献列于表6。

{\sigma }_{\mathrm{y}}={\sigma }_{\mathrm{d}}+{\sigma }_{\mathrm{g}\mathrm{b}}+{\sigma }_{\mathrm{p}}+{\sigma }_{\mathrm{s}\mathrm{s}}。(2)

1） 位错强化

位错强化作用采用Taylor模型^［21］进行计算

{\sigma }_{\mathrm{d}}=M\alpha Gb\sqrt[]{\rho }，(3)

式中：M是泰勒因子，取值3；α是常数，取值0.3；G为剪切模量，取26 GPa；b为伯氏矢量，取0.286 nm；\rho为位错密度，通过KAM计算的平均位错密度列于表3^［22-24］，计算得到的强度贡献列于表6。

2） 细晶强化

晶粒尺寸显著影响合金的力学性能。根据细晶强化理论，晶粒尺寸越小，对位错运动的阻力越大，位错很难跨越晶界，能够有效提高合金强度^［19］。这种关系由Hall-Petch方程描述^［25］：

{\sigma }_{\mathrm{g}\mathrm{b}} = \frac{k}{d^{\mathrm{1}/\mathrm{2}}}，(4)

式中：k为Hall-Petch常数，对于铝合金而言，一般约为0.12 MPa·m^½［26］；d为平均晶粒尺寸，通过以上计算得到晶界对屈服强度的贡献。

3） 析出强化

图4为经固溶时效后合金中晶内析出相分布的TEM图，晶内η相尺寸较大、硬度较高^［27］，因此适用于位错绕过机制，即Orowan强化机制^［28-29］。

{\sigma }_p=M\frac{\mathrm{0.4}Gb}{\mathrm{\pi }\sqrt[]{\mathrm{1}-\mathrm{\nu }}}\frac{\mathrm{l}\mathrm{n}\left(\mathrm{2}r/b\right)}{\lambda }，(5)

\lambda =\left(\sqrt[]{\frac{\mathrm{3}\mathrm{\pi }}{\mathrm{4}f}}-\sqrt[]{\frac{\mathrm{8}}{\mathrm{3}}}\right)r，(6)

式中：r和\lambda分别为析出相的平均尺寸和析出相粒子的有效间距；M为泰勒因子，取值3；G为剪切模量，取26 GPa；b为伯氏矢量，取0.286 nm； \mathrm{\nu }为泊松比，取0.33； f为析出相体积分数。从图4（f）可获得析出相的平均尺寸与体积分数，从而计算出析出强化的贡献。

4） 固溶强化

溶质原子与位错的交互作用显著抑制位错运动，从而提升合金的屈服强度。固溶强化可用Labusch-Nabarro模型^［30］表征：

{\sigma }_{ss}=\sum _i{K}_i^m\stackrel{.}{C_i}。(7)

式中：C_i为固溶原子的浓度，K_i^m为单位溶质原子质量分数对强度的贡献。本文所用合金主要的溶质原子为Zn、Cu和Mg，还存在Al₇Cu₂Fe相以及η相等。Zn、Cu和Mg对强度的质量分数强化系数分别为2.9 MPa、13.8 MPa和18.6 MPa（即每1%质量分数贡献的强度增量）^［31］，结合表2计算得出主要溶质原子Zn、Cu、Mg对固溶强度的贡献列于表6。

随着拉拔变形量从0增加至0.58，计算得到的屈服强度与实际强度整体呈下降趋势，在大变形量下略有回升，而伸长率持续提高。随着变形量增加，析出强化贡献不断上升，位错强化与固溶强化贡献不断下降，细晶强化贡献先降后升（表6）。

当ε=0.09时，由于合金仍处于回复阶段，位错密度较高但仍未能驱动再结晶，同时晶粒被拉长导致平均晶粒尺寸增大，细晶强化贡献有所下降，导致屈服强度下降。当ε=0.17时，合金发生完全再结晶，位错密度显著降低使得位错强化贡献明显下降，同时异常晶粒长大削弱细晶强化，尽管此时析出强化有所增加，但不足以抵消位错强化和细晶强化的下降，最终导致强度下降。

随着拉拔变形量增加至0.36~0.58，晶粒显著细化，细晶强化逐渐增强，此时大变形量引入的高位错密度为析出相提供了大量的形核位点，合金的强度有所增加。此外，EDS结果显示基体中Zn、Mg、Cu含量随变形量增加而降低，说明更多溶质原子形成了析出相，从而导致固溶强化贡献有所下降。综上所述，拉拔变形量主要通过影响再结晶行为以及析出动力学，使各强化机制协同导致屈服强度下降。

3.3 拉拔变形量对耐腐蚀性能的影响

由以上实验结果可知，拉拔变形量对Al-Zn-Mg-Cu合金的剥落腐蚀深度影响显著，在剥落腐蚀过程中，腐蚀产物堆积在晶界处产生楔形应力，逐步导致合金鼓泡和剥落^［32］。剥落腐蚀敏感性主要取决于晶粒形貌、晶界特征及晶界析出相（GBPs）和无沉淀析出带（PFZs）的综合作用。高纵横比的晶粒会导致表面应变逐渐积累，更易发生层状剥落^［8，33］。

因此，当ε=0.17时，晶粒纵横比仅为1.4的粗晶具有更好的抗腐蚀性能，其最大腐蚀深度为386 μm。而未拉拔以及变形量为0.09时，合金为晶粒纵横比较大的纤维组织，其剥落腐蚀最大深度为530~569 μm，拉拔变形量为0.36~0.58时，合金形成的细小再结晶晶粒提供了更多连续的腐蚀扩展通道，最大腐蚀深度增加至590~612 μm。

图10为合金经不同变形量拉拔后产生3种晶粒组织的腐蚀行为示意图。腐蚀性能通常与GBPs的大小、分布以及PFZs的宽度密切相关^［34］。已有研究^［35-36］认为，连续分布且粗大的GBPs容易优先被腐蚀，形成腐蚀通道。同时，Liu等^［37］研究发现，较宽的PFZs也与GBPs形成电化学腐蚀从而加速腐蚀。未拉拔及ε=0.09时，以LAGBs为主，虽然LAGBs通常不易充当腐蚀通道^［38］，但在储能较高的亚晶区域仍会发生腐蚀，且与再结晶晶粒相比，非再结晶区域的局部腐蚀更严重^［39］。图9（a₂、b₂）也表明，在纤维组织中，腐蚀可沿亚晶深入晶粒内部，并且形成分层腐蚀现象（图10（c））。

当拉拔变形量ε=0.17时，主要发生沿晶腐蚀（图9（c₂）），结合图5（c）可知，此时GBPs断续分布，且PFZ较窄，断续分布的GBPs阻碍腐蚀路径的扩展，从而降低腐蚀速率，其腐蚀路径如图10（b）所示。当拉拔变形量为0.36~0.58时，从图9（d₁、e₁）可观察到腐蚀扩展较快，结合表3可知，此时HAGBs比例显著增加，同时GBPs粗化并且连续分布，PFZ宽度增加，腐蚀更易沿HAGBs连续扩展^［18］，形成连贯的腐蚀通道，如图10（a）所示。

4 结论

研究了不同拉拔变形量对7075铝合金棒材固溶时效处理后微观组织演变、力学性能和剥落腐蚀性能的影响。主要结论如下：

1） 随着拉拔变形量从0增加到0.58，合金固溶时效后发生明显的再结晶。当变形量为0.09时，变形量较小，难以发生再结晶，主要为纤维晶组织；当变形量为0.17时，发生异常晶粒长大，形成尺寸为193.0 μm的粗晶；当拉拔变形量为0.36~0.58时，获得细小的再结晶组织。

2） 不同变形量拉拔的合金经固溶时效后，抗拉强度和屈服强度略有下降，伸长率由13.7%提高至16.0%。定量计算4种强化机制的贡献，析出强化贡献随拉拔变形量增大而增大，且其总贡献最大，为310~370 MPa；细晶强化贡献最小，为15~34 MPa。

3） 随着拉拔变形量从0增加到0.58，合金的抗剥落性能先增大后减小，在变形量为0.17时耐蚀性最佳，断续分布的GBPs和较窄的PFZ使耐蚀性显著提高；拉拔变形量为0.36和0.58的样品中析出相尺寸大、GBPs连续分布及PFZ较宽，耐蚀性最差。

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基金资助

云南省重大科技专项项目(202302AB080024)