熱處理對(duì)7N01組織與抗應(yīng)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(tuán)有限公司，遼寧 遼陽 111000)

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

應(yīng)力腐蝕破壞是指材料在應(yīng)力及腐蝕環(huán)境的交互作用下引起的破壞現(xiàn)象[7]，材料使用時(shí)作用應(yīng)力及焊接過程中的殘余應(yīng)力是焊接結(jié)構(gòu)件應(yīng)力破壞的主要來源，不同的合金成分、組織結(jié)構(gòu)及表面狀態(tài)對(duì)應(yīng)力腐蝕的敏感程度不同。文獻(xiàn)指出鋁合金在峰時(shí)效熱處理下極易受到應(yīng)力腐蝕破壞，通過T73過時(shí)效處理、回歸再時(shí)效(RRA)的方法可有效提升抗應(yīng)力腐蝕破壞的能力，但會(huì)損失部分強(qiáng)度[8]。此外，以上方法主要針對(duì)鋁合金材料本身而言，經(jīng)過焊接處理時(shí)，焊縫附近位置會(huì)受到不同峰值溫度的熱循環(huán)作用，好比一次短時(shí)的熱處理過程，導(dǎo)致組織發(fā)生改變，影響材料的應(yīng)力腐蝕敏感性。

本次試驗(yàn)以7N01為研究對(duì)象，通過改變固溶與時(shí)效制度，找出不降低母材機(jī)械性能與抗應(yīng)力腐蝕性能基礎(chǔ)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(yōu)的熱處理工藝。

1 試驗(yàn)過程

(1)試驗(yàn)材料。鑄棒規(guī)格為7N01車皮棒(直徑Φ358mm)，型材截面如圖1所示，機(jī)臺(tái)噸位7500T，擠壓比40.9。鑄棒化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為，Zn 4.38，Mg 1.29，Mn 0.43, Zr 0.13，Cr 0.12，Cu 0.03，Si 0.11，F(xiàn)e 0.14，Ti 0.03。

圖1 型材截面

(2) 試樣制備。根據(jù)表1進(jìn)行固溶處理，固溶后4h內(nèi)進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效制度為95℃×5h+160℃×8h雙級(jí)時(shí)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(jìn)行不同制度的時(shí)效處理，分別找出欠時(shí)效、峰時(shí)效、過時(shí)效三種熱處理制度進(jìn)行后續(xù)的焊接處理，具體時(shí)效制度見表2。

表2 時(shí)效處理制度

(3) 力學(xué)試驗(yàn)。拉伸試驗(yàn)按照EN 10002-1金屬材料拉伸試驗(yàn)-室溫下的測試方法執(zhí)行。試樣長180mm、寬40mm、厚度與實(shí)際型材厚度相同，拉伸試驗(yàn)在日本島津AG-X100KN電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，求得抗拉強(qiáng)度σb、規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度σm與斷后延伸率A%。

(4) 硬度試驗(yàn)。硬度試驗(yàn)采用布氏硬度的方法，打點(diǎn)位置每個(gè)試樣選取相同位置，為了保證試驗(yàn)數(shù)據(jù)的精準(zhǔn)性每組試樣采集5組數(shù)據(jù)取平均值。

(5) 電導(dǎo)率。將試樣在23℃環(huán)境放置與室溫相同后才可以進(jìn)行電導(dǎo)率測試，每個(gè)試樣的相同位置取5個(gè)測試點(diǎn)并取平均值。

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

(7) 抗應(yīng)力腐蝕性能測試。采用四點(diǎn)恒應(yīng)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(cè)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(xiàn)超過3mm裂紋為不合格。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 固溶制度對(duì)型材機(jī)械性能的影響

圖2為不同固溶制度處理后型材的力學(xué)性能對(duì)比?？梢钥闯觯倘芴幚砗?，3#型材的強(qiáng)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(xiàn)逐漸增加的趨勢，其中3#型材延伸率最高。雙級(jí)時(shí)效處理后，不同固溶制度處理的型材強(qiáng)度值變化趨勢與時(shí)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(xué)性能對(duì)比

圖3為不同固溶制度處理后型材的硬度與電導(dǎo)率對(duì)比?？梢钥闯觯倘芴幚砗笮筒挠捕鹊淖兓厔菖c強(qiáng)度相同，3#型材硬度最高；時(shí)效處理后硬度值差別不明顯。1#、2#、3#型材固溶后電導(dǎo)率呈線性降低的趨勢，3#型材的電導(dǎo)率最低；經(jīng)時(shí)效處理后，電導(dǎo)率呈增加趨勢，但增加幅度較小。

固溶處理的目的是使溶質(zhì)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(tài)凍結(jié)至室溫，形成過飽和固溶體，以利于時(shí)效處理時(shí)得到最佳的析出硬化效果[9]。固溶溫度越高，溶質(zhì)的擴(kuò)散速度越快，得到的過飽和度越大，電導(dǎo)率越低[10]。由于2#型材為高溫固溶處理，時(shí)效后的強(qiáng)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(shí)效析出相的數(shù)量較多，最終得到的材料強(qiáng)度值較高、電導(dǎo)率較低。3#型材固溶處理后力學(xué)性能與硬度最高、電導(dǎo)率最低，時(shí)效后強(qiáng)度值與電導(dǎo)率最高，延伸率最低，說明3#型材的時(shí)效強(qiáng)化效果最好。

圖3 不同熱處理制度下型材硬度與電導(dǎo)率對(duì)比

2.2 固溶制度對(duì)型材組織的影響

由于時(shí)效析出相的尺寸為納米級(jí)，光學(xué)顯微鏡無法進(jìn)行觀測，此外，時(shí)效溫度較低，晶粒尺寸不會(huì)有改變，所以時(shí)效后的金相組織也可以反應(yīng)固溶后的組織狀態(tài)。圖4、圖5為不同固溶制度處理后型材時(shí)效后的組織照片與晶粒度照片，取樣方向?yàn)榇怪庇跀D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(guī)則的塊狀或條狀，過剩相數(shù)量與尺寸差別不明顯，約2um～9um，基體中彌散分布細(xì)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(xì)小再結(jié)晶晶粒，未發(fā)生異常長大，向里是再結(jié)晶與形變晶粒的混合組織，心部仍未形變晶粒，說明擠壓時(shí)變形不均勻，邊部金屬流動(dòng)紊亂，同時(shí)受到摩擦熱效應(yīng)，導(dǎo)致再結(jié)晶程度高。不同固溶制度相比，1#型材中細(xì)小再結(jié)晶數(shù)量相比最少，說明2#與3#型材固溶過程中發(fā)生輕微的再結(jié)晶。

圖4 不同固溶制度處理的型材時(shí)效后金相組織照片

圖5 不同固溶制度處理的型材時(shí)效后晶粒度照片

圖6為不同固溶制度處理的型材時(shí)效后顯微組織形貌?？梢钥闯?，基體上分布灰色的塊狀過剩相和亞微米級(jí)的析出相，過剩相的尺寸不均勻，基體上分布大量細(xì)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(fā)生脫溶，在晶界位置析出[11]。通過EDS結(jié)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(zhì)點(diǎn)，這些相經(jīng)擠壓破碎后在后續(xù)熱處理過程中很難溶解；大部分黑色細(xì)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(jié)晶、限制晶粒長大。3#型材采用分級(jí)固溶處理，在第一階段處理溫度低，來不及發(fā)生再結(jié)晶，基體中彌散析出MgZn2，隨著溫度的升高，彌散相會(huì)優(yōu)先在平衡相附近及晶界處形核，從而達(dá)到控制彌散相析出位置的目的，當(dāng)超過420℃時(shí)MgZn2溶解。彌散相的彌散分布狀態(tài)增加了彌散強(qiáng)化作用，因此，在相同的固溶溫度下，3#型材強(qiáng)度值高于1#型材。

圖6 不同固溶制度處理的型材時(shí)效后顯微組織形貌

研究認(rèn)為7xxx系應(yīng)力腐蝕破壞的主要機(jī)制是氫致斷裂[12]，氫在金屬中擴(kuò)散以空位、晶界、應(yīng)力誘導(dǎo)為主?？箲?yīng)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(yuǎn)則抗應(yīng)力腐蝕性越佳；高角度晶界(再結(jié)晶晶界)對(duì)氫的吸附速率比其他形態(tài)之晶界快的多，因而有較高的應(yīng)力腐蝕敏感性?；w內(nèi)為半共格η′相及非共格η相使材料均勻變形，減少應(yīng)力集中而提高抗SCC；Fe、Si元素的存在形成粗大結(jié)晶相，增加應(yīng)力腐蝕敏感性。通常應(yīng)力腐蝕的裂紋前沿都是沿著晶界前進(jìn)，晶界為最薄弱環(huán)節(jié)，在雙級(jí)時(shí)效后，電導(dǎo)率越高，時(shí)效程度越高，晶界析出相尺寸越大，抗應(yīng)力腐蝕性能越好[13-15]。故本文以電導(dǎo)率表征抗應(yīng)力腐蝕性能，在相同時(shí)效條件下3#固溶制度的電導(dǎo)率最高，說明其抗應(yīng)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(yōu)。

2.3 時(shí)效制度對(duì)型材機(jī)械性能的影響

圖7為不同時(shí)效制度處理后型材的力學(xué)性能對(duì)比?？梢钥闯?，型材強(qiáng)度值隨著二級(jí)時(shí)效溫度的升高呈現(xiàn)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(qiáng)度值最高，延伸率最低，可以確定其為峰值時(shí)效制度(95×5h+140℃×8h)。結(jié)合圖8中硬度值與電導(dǎo)率結(jié)果，驗(yàn)證了3#-2為峰值時(shí)效，3#-1為欠時(shí)效、3#-3/3#-4為過時(shí)效。由于JIS H 4100標(biāo)準(zhǔn)中要求7N01-T6的力學(xué)性能為,規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度為275MPa、抗拉強(qiáng)度為335MPa、斷后伸長率為10%，3#-4的規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度為260MPa，故不能選做接下來的焊接試驗(yàn)。故3#-1、3#-2、3#-3分別作為欠時(shí)效、峰時(shí)效、過時(shí)效三組時(shí)效制度進(jìn)行下一步焊接處理。

圖7 不同時(shí)效制度處理后型材力學(xué)性能對(duì)比

圖8 不同時(shí)效制度處理后型材硬度與電導(dǎo)率對(duì)比

3 結(jié)論

(1)當(dāng)固溶處理制度為250℃×4h+470℃×40min時(shí)，型材固溶處理后力學(xué)性能與硬度最高，電導(dǎo)率最低，經(jīng)過95℃×5h+160℃×8h雙級(jí)時(shí)效后，其強(qiáng)度值與電導(dǎo)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(xì)小再結(jié)晶數(shù)量相比最少，說明2#與3#型材固溶過程中發(fā)生輕微的再結(jié)晶。

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

(4)當(dāng)時(shí)效制度為95℃×5h+120℃×8h，95℃×5h+140℃×8h，95℃×5h+160℃×8h,為7N01型材最佳時(shí)效工藝，為后續(xù)焊接試驗(yàn)提供優(yōu)質(zhì)母材。