熱處理對7N01組織與抗應力腐蝕性能的研究

陸宏韜，劉 迪，高 超，王周冰，王國冰

(遼寧忠旺集團有限公司，遼寧 遼陽 111000)

7N01是典型的Al-Zn-Mg系熱處理強化合金，強度高，擠壓性能好，焊接性能好，是最理想的焊接結構材料之一，所以多用于高比強度的飛機、汽車及國防工業等結構件中[1-3]。然而7N01鋁合金焊接接頭在服役過程中存在應力腐蝕(SCC)開裂的問題[4]，嚴重制約其在結構件中的廣泛應用。鋁合金焊接工作者較多的研究焊接工藝、焊接方式對焊縫抗應力腐蝕性能的影響[5-6]，很少關注母材熱處理制度對焊縫及附近組織與性能的影響。

應力腐蝕破壞是指材料在應力及腐蝕環境的交互作用下引起的破壞現象[7]，材料使用時作用應力及焊接過程中的殘余應力是焊接結構件應力破壞的主要來源，不同的合金成分、組織結構及表面狀態對應力腐蝕的敏感程度不同。文獻指出鋁合金在峰時效熱處理下極易受到應力腐蝕破壞，通過T73過時效處理、回歸再時效(RRA)的方法可有效提升抗應力腐蝕破壞的能力，但會損失部分強度[8]。此外，以上方法主要針對鋁合金材料本身而言，經過焊接處理時，焊縫附近位置會受到不同峰值溫度的熱循環作用，好比一次短時的熱處理過程，導致組織發生改變，影響材料的應力腐蝕敏感性。

本次試驗以7N01為研究對象，通過改變固溶與時效制度，找出不降低母材機械性能與抗應力腐蝕性能基礎上兼顧焊接后材料腐蝕性能的熱處理方法，擬為7N01焊接母材摸索出最優的熱處理工藝。

1 試驗過程

(1)試驗材料。鑄棒規格為7N01車皮棒(直徑Φ358mm)，型材截面如圖1所示，機臺噸位7500T，擠壓比40.9。鑄棒化學成分(質量分數，%)為，Zn 4.38，Mg 1.29，Mn 0.43, Zr 0.13，Cr 0.12，Cu 0.03，Si 0.11，Fe 0.14，Ti 0.03。

圖1 型材截面

(2) 試樣制備。根據表1進行固溶處理，固溶后4h內進行時效處理，時效制度為95℃×5h+160℃×8h雙級時效，確定最佳固溶處理制度。

表1 固溶處理制度

在最佳固溶處理制度下，進行不同制度的時效處理，分別找出欠時效、峰時效、過時效三種熱處理制度進行后續的焊接處理，具體時效制度見表2。

表2 時效處理制度

(3) 力學試驗。拉伸試驗按照EN 10002-1金屬材料拉伸試驗-室溫下的測試方法執行。試樣長180mm、寬40mm、厚度與實際型材厚度相同，拉伸試驗在日本島津AG-X100KN電子萬能試驗機上進行，求得抗拉強度σb、規定塑性延伸強度σm與斷后延伸率A%。

(4) 硬度試驗。硬度試驗采用布氏硬度的方法，打點位置每個試樣選取相同位置，為了保證試驗數據的精準性每組試樣采集5組數據取平均值。

(5) 電導率。將試樣在23℃環境放置與室溫相同后才可以進行電導率測試，每個試樣的相同位置取5個測試點并取平均值。

(6) 組織觀測。使用光學顯微鏡(SEM)進行不同熱處理狀態下金相組織與晶粒度分析。采用SEM對合金組織及失效后斷口形貌進行分析。采用掃描電鏡系統中型能譜儀(EDS)進行化學成分的半定量分析。

(7) 抗應力腐蝕性能測試。采用四點恒應力法，按照要求加工成20mm×180mm的矩形試樣，自然表面上要求無冶金與擠壓缺陷，兩側加工面要光滑。試樣浸泡前按要求除油處理，在腐蝕液中浸泡30d，出現超過3mm裂紋為不合格。

2 試驗結果與分析

2.1 固溶制度對型材機械性能的影響

圖2為不同固溶制度處理后型材的力學性能對比。可以看出，固溶處理后，3#型材的強度值與硬度值最高，且與1#、2#型材的相差幅度較大；三種型材延伸率呈現逐漸增加的趨勢，其中3#型材延伸率最高。雙級時效處理后，不同固溶制度處理的型材強度值變化趨勢與時效前相同，延伸率的變化趨勢相反，呈逐漸降低的趨勢。

圖2 不同熱處理制度下型材力學性能對比

圖3為不同固溶制度處理后型材的硬度與電導率對比。可以看出，固溶處理后型材硬度的變化趨勢與強度相同，3#型材硬度最高；時效處理后硬度值差別不明顯。1#、2#、3#型材固溶后電導率呈線性降低的趨勢，3#型材的電導率最低；經時效處理后，電導率呈增加趨勢，但增加幅度較小。

固溶處理的目的是使溶質全部融入基體成為單一的固溶體，接著快速淬火冷卻，將高溫基體的固溶狀態凍結至室溫，形成過飽和固溶體，以利于時效處理時得到最佳的析出硬化效果[9]。固溶溫度越高，溶質的擴散速度越快，得到的過飽和度越大，電導率越低[10]。由于2#型材為高溫固溶處理，時效后的強度值較1#型材高，延伸率降低，在相同淬火條件下，2#型材固溶后基體中的Mg、Zn含量較高，時效析出相的數量較多，最終得到的材料強度值較高、電導率較低。3#型材固溶處理后力學性能與硬度最高、電導率最低，時效后強度值與電導率最高，延伸率最低，說明3#型材的時效強化效果最好。

圖3 不同熱處理制度下型材硬度與電導率對比

2.2 固溶制度對型材組織的影響

由于時效析出相的尺寸為納米級，光學顯微鏡無法進行觀測，此外，時效溫度較低，晶粒尺寸不會有改變，所以時效后的金相組織也可以反應固溶后的組織狀態。圖4、圖5為不同固溶制度處理后型材時效后的組織照片與晶粒度照片，取樣方向為垂直于擠壓方向，可以看出，基體上分布擠壓破碎后難溶的過剩相，多呈不規則的塊狀或條狀，過剩相數量與尺寸差別不明顯，約2um～9um，基體中彌散分布細小的析出相。不同固溶制度處理后型材的組織差別不明顯。

從晶粒度照片看出，1#、2#、3#型材邊部均有一定厚度的細小再結晶晶粒，未發生異常長大，向里是再結晶與形變晶粒的混合組織，心部仍未形變晶粒，說明擠壓時變形不均勻，邊部金屬流動紊亂，同時受到摩擦熱效應，導致再結晶程度高。不同固溶制度相比，1#型材中細小再結晶數量相比最少，說明2#與3#型材固溶過程中發生輕微的再結晶。

圖4 不同固溶制度處理的型材時效后金相組織照片

圖5 不同固溶制度處理的型材時效后晶粒度照片

圖6為不同固溶制度處理的型材時效后顯微組織形貌。可以看出，基體上分布灰色的塊狀過剩相和亞微米級的析出相，過剩相的尺寸不均勻，基體上分布大量細小的彌散析出相，多沿晶界分布，尺寸為0.03um～0.6um，推測為在淬火冷卻過程中部分元素發生脫溶，在晶界位置析出[11]。通過EDS結果分析可知，大部分過剩相中除了Mg、Zn外含有Si、Mn、Fe元素，可以推斷是AlFeMnSi相，部分相中有Cr、Ti，說明也存在少量AlFe(MnCr)Si、TiAl3質點，這些相經擠壓破碎后在后續熱處理過程中很難溶解；大部分黑色細小析出相含有Mg、Zn元素，可能是平衡MgZn2相，冷卻過程中在晶界及粗大第二相粒子周圍析出，少量灰色彌散相顯示含有Mn元素，推測為MnAl6，有效抑制再結晶、限制晶粒長大。3#型材采用分級固溶處理，在第一階段處理溫度低，來不及發生再結晶，基體中彌散析出MgZn2，隨著溫度的升高，彌散相會優先在平衡相附近及晶界處形核，從而達到控制彌散相析出位置的目的，當超過420℃時MgZn2溶解。彌散相的彌散分布狀態增加了彌散強化作用，因此，在相同的固溶溫度下，3#型材強度值高于1#型材。

圖6 不同固溶制度處理的型材時效后顯微組織形貌

研究認為7xxx系應力腐蝕破壞的主要機制是氫致斷裂[12]，氫在金屬中擴散以空位、晶界、應力誘導為主。抗應力腐蝕的影響因素有，晶界析出相的尺寸越粗大且間距越遠則抗應力腐蝕性越佳；高角度晶界(再結晶晶界)對氫的吸附速率比其他形態之晶界快的多，因而有較高的應力腐蝕敏感性。基體內為半共格η′相及非共格η相使材料均勻變形，減少應力集中而提高抗SCC；Fe、Si元素的存在形成粗大結晶相，增加應力腐蝕敏感性。通常應力腐蝕的裂紋前沿都是沿著晶界前進，晶界為最薄弱環節，在雙級時效后，電導率越高，時效程度越高，晶界析出相尺寸越大，抗應力腐蝕性能越好[13-15]。故本文以電導率表征抗應力腐蝕性能，在相同時效條件下3#固溶制度的電導率最高，說明其抗應力腐蝕性能越好。

綜上，考慮母材的綜合性能，在淬火條件相同條件下，3#型材的固溶制度最優。

2.3 時效制度對型材機械性能的影響

圖7為不同時效制度處理后型材的力學性能對比。可以看出，型材強度值隨著二級時效溫度的升高呈現先升高后降低的趨勢，而延伸率則為先降低后升高，其中3#-2的強度值最高，延伸率最低，可以確定其為峰值時效制度(95×5h+140℃×8h)。結合圖8中硬度值與電導率結果，驗證了3#-2為峰值時效，3#-1為欠時效、3#-3/3#-4為過時效。由于JIS H 4100標準中要求7N01-T6的力學性能為,規定塑性延伸強度為275MPa、抗拉強度為335MPa、斷后伸長率為10%，3#-4的規定塑性延伸強度為260MPa，故不能選做接下來的焊接試驗。故3#-1、3#-2、3#-3分別作為欠時效、峰時效、過時效三組時效制度進行下一步焊接處理。

圖7 不同時效制度處理后型材力學性能對比

圖8 不同時效制度處理后型材硬度與電導率對比

3 結論

(1)當固溶處理制度為250℃×4h+470℃×40min時，型材固溶處理后力學性能與硬度最高，電導率最低，經過95℃×5h+160℃×8h雙級時效后，其強度值與電導率最高，延伸率最低。

(2)不同固溶制度處理后試樣組織相比，1#型材組織中細小再結晶數量相比最少，說明2#與3#型材固溶過程中發生輕微的再結晶。

(3)相同時效條件下，經過250℃×4h+470℃×40min固溶制度處理后型材的電導率最高，說明其抗應力腐蝕性能最好。

(4)當時效制度為95℃×5h+120℃×8h，95℃×5h+140℃×8h，95℃×5h+160℃×8h,為7N01型材最佳時效工藝，為后續焊接試驗提供優質母材。