回復(fù)與再結(jié)晶退火對(duì)新型HSn701黃銅組織及性能的影響

黃立龍+王聰興+劉新寬+劉平+陳小紅+梅品修+李偉+馬鳳倉(cāng)+何代華

摘要： 設(shè)計(jì)了一種新型HSn701黃銅合金，其冷拉拔加工率為55%.應(yīng)用偏光顯微鏡、X射線衍射儀、掃描電子顯微鏡、顯微硬度計(jì)、萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)和電化學(xué)工作站等設(shè)備，研究了不同的退火溫度對(duì)新型合金顯微組織和性能的影響.結(jié)果表明：加入少量Sn，Al，P，Ni合金元素構(gòu)成了新型HSn701合金，合金元素以固溶體的形式存在于晶粒內(nèi)部，其組織為α單相；合金在不同溫度下保溫2 h，200 ℃時(shí)發(fā)生應(yīng)變時(shí)效，300～450 ℃為再結(jié)晶過(guò)程，450～550 ℃為晶粒長(zhǎng)大階段，550～600 ℃晶?；就耆L(zhǎng)大.隨著退火溫度的升高，合金的硬度、抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度逐漸降低并趨于緩慢，其伸長(zhǎng)率變化相反；合金自腐蝕電流密度、失重率逐漸降低并趨于穩(wěn)定；開(kāi)路電位逐漸變大，最后趨于穩(wěn)定，新型HSn701黃銅的耐腐蝕性逐漸變好.

關(guān)鍵詞： 新型HSn701黃銅； 回復(fù)與再結(jié)晶退火； 顯微組織； 失重率； 電流密度

中圖分類(lèi)號(hào)： TF 125.2 文獻(xiàn)標(biāo)志碼： A

黃銅由于具有較高的耐蝕性被廣泛應(yīng)用于工業(yè)領(lǐng)域，錫黃銅不僅在淡水和海水中表現(xiàn)出良好的耐腐蝕性能，而且對(duì)酸性礦水也有一定的抗腐蝕性，故有“海軍黃銅”之稱.然而脫鋅腐蝕和應(yīng)力腐蝕現(xiàn)象在錫黃銅的使用過(guò)程中尤為顯著[1].黃銅脫鋅腐蝕是黃銅固有的特點(diǎn)，其機(jī)理有優(yōu)先溶解機(jī)制、溶解再沉積機(jī)制、雙空位機(jī)制和滲流機(jī)制等[2].而應(yīng)力腐蝕（也稱季節(jié)破裂，簡(jiǎn)稱SCC）是黃銅在特定環(huán)境、足夠大的拉伸應(yīng)力、敏感的合金成分和組織3個(gè)條件同時(shí)具備的情況下材料的破裂現(xiàn)象.破裂可能是晶間斷裂、穿晶斷裂或兩者兼具，其原因有：溶解促進(jìn)位錯(cuò)發(fā)射、增殖和運(yùn)動(dòng)；殘余應(yīng)力促進(jìn)腐蝕裂紋形核、擴(kuò)展等[3-6].HSn701是一種工程結(jié)構(gòu)常用的錫黃銅，進(jìn)一步提高錫黃銅耐腐蝕性能成為一個(gè)很有意義的領(lǐng)域.20世紀(jì)70年代，通過(guò)添加As元素開(kāi)發(fā)出的HSn701A基本上解決了錫黃銅管大面積脫鋅腐蝕的問(wèn)題，但是材料使用壽命較低；20世紀(jì)90年代，在HSn701A的基礎(chǔ)上開(kāi)發(fā)出了含B的HSn701B新型耐蝕合金；西北銅在HSn701的基礎(chǔ)上，通過(guò)添加微量As，B，適量的Ni和Mn等元素，開(kāi)發(fā)出HSn701AB合金材料，使合金抵抗應(yīng)力腐蝕破裂能力進(jìn)一步提高[7-8].但是As是劇毒元素，含As黃銅生產(chǎn)過(guò)程中的有毒氣體和塵埃會(huì)嚴(yán)重污染環(huán)境，危害人類(lèi)健康.為達(dá)到取代As的效果，進(jìn)一步提高黃銅耐腐蝕性能，依據(jù)合金化“多種少量，復(fù)合加入，互相協(xié)同”的原則，在CuZn合金中加入少量第三、第四等合金元素提高耐腐蝕性[9].

本文設(shè)計(jì)了一種新型的HSn701黃銅，進(jìn)行嚴(yán)重的塑性變形后，然后進(jìn)行不同溫度的再結(jié)晶退火，系統(tǒng)地闡述不同再結(jié)晶退火溫度下合金的微觀組織及性能指標(biāo).

1 試驗(yàn)材料制備與方法

1.1 材料的制備

試驗(yàn)材料來(lái)自水平連鑄的新型HSn701黃銅.采用RMT100水平連鑄爐，Zn補(bǔ)加2%的燒損量，在N2氣氛保護(hù)下進(jìn)行新型HSn701合金棒材的水平連鑄.連鑄溫度為1 150 ℃，速度為100 mm/min，石墨結(jié)晶器出料口直徑為14 mm.經(jīng)加熱熔煉后水平連鑄澆鑄成直徑12 mm的圓柱形棒材，經(jīng)720 ℃×3.5 h均勻化退火后，表面機(jī)械加工并進(jìn)行多道次冷拉拔[10].具體工藝如下：12 mm—多道次冷拉拔—9.5 mm（700 ℃×2.5 h退火）—多道次冷拉拔—7.5 mm（600 ℃×2.5 h退火）—多道次冷拉拔—5 mm.根據(jù)冷拉拔加工率公式：

φ=A0-AA0×100%（1）

式中：A0為試樣原始截面積；A為對(duì)應(yīng)的冷拉拔后截面積.

由式（1）計(jì)算可知5 mm的合金加工率為55%.

1.2 試驗(yàn)方法

選取加工率55%的合金為試驗(yàn)樣品，用箱式退火電阻爐和W（2K-1） 可控硅溫度控制器進(jìn)行適當(dāng)?shù)臒崽幚恚?00，300，350，400，450，500，550和600 ℃下分別保溫2 h.

用電火花線切割機(jī)對(duì)不同退火溫度的合金沿著縱向切割取樣.試樣經(jīng)過(guò)鑲嵌、研磨、機(jī)械拋光、經(jīng)金相試劑（3 g FeCl3+30 mL HCl+100 mL酒精）腐蝕，金相組織分析采用偏光顯微鏡；物相結(jié)構(gòu)分析用X射線衍射儀，掃描范圍：20°～100°，掃描速度4（°）/min；顯微硬度采用HXD1000TMC數(shù)顯顯微硬度計(jì)，載荷1 N，加載時(shí)間10 s，每個(gè)試樣測(cè)試5個(gè)區(qū)域，誤差±5%；拉伸試驗(yàn)在ZWICK50KN萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度1 mm/min.

脫鋅腐蝕試驗(yàn)是參照GB/T 10119—2008《黃銅耐脫鋅腐蝕性能的測(cè)定》標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行試驗(yàn).不同退火溫度的合金用細(xì)砂紙磨去表面的氧化膜稱重M1，用酚醛樹(shù)脂進(jìn)行鑲樣，暴露部分用細(xì)水砂紙磨平并計(jì)算暴露表面積S1，用蒸餾水洗凈后烘干并稱重M2.腐蝕溶液為現(xiàn)配的1.0%CuCl2水溶液，恒溫水浴鍋溫度為（75±2） ℃，腐蝕時(shí)間為24 h.腐蝕結(jié)束后將樣品放入10%的稀H2SO4溶液中1 min，取出后用去離子水沖洗烘干，分別稱重每個(gè)試樣M3，隨后沿縱向切開(kāi)，根據(jù)式（1）計(jì)算出失重率.

樣品用1 000～3 000#水磨砂紙打磨，用去離子水、乙醇清洗，然后選取不同退火溫度表面較好的合金作為工作電極，其余面用石蠟封裝.試驗(yàn)的腐蝕介質(zhì)為3.5%NaCl溶液，試驗(yàn)采用三電極體系CHI660D電化學(xué)工作站進(jìn)行線性極化測(cè)試，掃描速度為1 mV/s，電位波動(dòng)控制在±1 mV內(nèi)，用Origin等軟件擬合動(dòng)電位極化曲線（Tafel曲線）評(píng)定耐腐蝕性能.

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 新型HSn701合金組織觀察

本研究中在CuZn二元合金中再加入少量Sn，Al和微量P，Ni合金元素，構(gòu)成新型的HSn701黃銅.Sn，Al，Si，Ni，Mn和Fe的Zn當(dāng)量系數(shù)分別為2，5，22，-2.5，0.5和0.9.根據(jù)復(fù)雜黃銅中多元合金Zn當(dāng)量計(jì)算公式：endprint

式中：A為Zn的實(shí)際含量；B為Cu的實(shí)際含量；ci為加入黃銅某一元素的含量[1].新型HSn701黃銅的虛擬Zn當(dāng)量為32.8%.再根據(jù)CuZn二元相圖可知，當(dāng)Zn當(dāng)量為X<36%時(shí)黃銅的組織為α單相黃銅，所以本研究的新型HSn701黃銅的組織為單相.其XRD圖譜如圖1所示.由XRD物相分析可知：只有α相組成，其結(jié)果與Zn當(dāng)量系數(shù)計(jì)算的結(jié)果一致，即新型HSn701黃銅只有α相組成.

圖2為冷拉拔變形量為55%的新型HSn701黃銅不同再結(jié)晶退火溫度下的顯微組織.圖2（a）為冷拉拔變形量為55%的新型HSn701黃銅顯微組織，等軸晶沿著冷拉拔方向發(fā)生嚴(yán)重的塑性變形，晶粒被拉長(zhǎng)呈現(xiàn)纖維狀組織，晶界變得模糊不清，晶粒之間的界限難以分辨；圖2（b）為200 ℃保溫2 h下合金的金相照片，對(duì)比變形量為55%的金相照片基本沒(méi)有變化；圖2（c）為300 ℃保溫2 h時(shí)的金相照片，晶粒內(nèi)部發(fā)生一定的變化，在嚴(yán)重變形的晶粒內(nèi)部開(kāi)始出現(xiàn)分布不均勻的、極其少量的、細(xì)小的等軸晶，這說(shuō)明300 ℃保溫2 h，合金開(kāi)始再結(jié)晶，由于點(diǎn)缺陷所需的熱激活能相對(duì)較低，在300 ℃雖然能夠?yàn)榭瘴?、位錯(cuò)等缺陷運(yùn)動(dòng)提供能量，同時(shí)原子擴(kuò)散速度增大，元素向高能量區(qū)的晶界處擴(kuò)散，在變形組織的基體上開(kāi)始形成無(wú)畸變的再結(jié)晶晶核，但是300 ℃相對(duì)較低，再結(jié)晶進(jìn)行得比較緩慢，只能形成微量的、細(xì)小的等軸晶[11]；圖2（d）為350 ℃保溫2 h的金相照片，可以觀察到明顯細(xì)化的再結(jié)晶組織，等軸晶基本取代了變形的晶粒，只剩下少量的、細(xì)小的變形晶粒，再結(jié)晶進(jìn)行的不夠充分；圖2（e）為400 ℃保溫2 h的金相照片，再結(jié)晶進(jìn)一步的進(jìn)行，細(xì)小的等軸晶完全取代了畸變的晶粒，與變形量為55%的合金相比，可以看到拉長(zhǎng)的變形組織消失，但晶粒較大不夠均勻；圖2（f）為450 ℃保溫2 h的金相照片，晶粒進(jìn)一步長(zhǎng)大，晶界清晰，在大晶粒之間可以觀察到一些細(xì)小的晶粒，晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，且在晶粒內(nèi)部出現(xiàn)一定數(shù)量的孿晶，這說(shuō)明450 ℃保溫2 h，合金已經(jīng)完成再結(jié)晶；圖2（g）為500 ℃保溫2 h的金相照片，晶粒進(jìn)入長(zhǎng)大階段，晶界清晰且晶粒內(nèi)部的孿晶數(shù)量有了一定程度的增加；圖2（h）為550 ℃保溫2 h的金相照片，晶粒完全長(zhǎng)大且均勻，晶粒內(nèi)部有一定的孿晶；圖2（i）為600 ℃保溫2 h的金相照片，相對(duì)550 ℃保溫2 h的工藝，晶?；緵](méi)有發(fā)生變化，為單相組織.

2.2 力學(xué)性能

圖3為冷拉拔變形量為55%的新型HSn701黃銅在不同退火溫度下的硬度.由圖3可知，在25～200 ℃保溫2 h下的溫度區(qū)間內(nèi)，隨著退火溫度的升高，合金的顯微硬度也在逐漸增大，并在200 ℃保溫2 h下出現(xiàn)高值點(diǎn)；在300～450 ℃保溫2 h的溫度區(qū)間顯微硬度快速下降；隨后在450～600 ℃保溫2 h的區(qū)間內(nèi)變化較小趨于平緩.

圖4為冷拉拔變形量為55%的新型HSn701黃銅在不同退火溫度的工程應(yīng)力應(yīng)變曲線.由圖4可知，在25～200 ℃保溫2 h的溫度區(qū)間內(nèi)，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度在200 ℃時(shí)出現(xiàn)高值點(diǎn)，而伸長(zhǎng)率卻為低值點(diǎn)；在300～450 ℃保溫2 h的溫度區(qū)間，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度快速下降，伸長(zhǎng)率快速增大；在450～600 ℃保溫2 h的區(qū)間內(nèi)，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度變化較小，趨于平緩，而伸長(zhǎng)率卻先增大后趨于穩(wěn)定值.

冷拉拔變形量為55%的新型HSn701合金顯微硬度232（HV）、抗拉強(qiáng)度795 MPa、屈服強(qiáng)度758 MPa、伸長(zhǎng)率3.09%.結(jié)合金相照片（如圖2）可知，合金經(jīng)過(guò)55%冷拉拔變形量時(shí)，晶粒碎化、位錯(cuò)等缺陷增多，產(chǎn)生強(qiáng)烈的加工硬化，導(dǎo)致材料幾乎沒(méi)有塑性變形，為脆性斷裂.200 ℃保溫2 h退火態(tài)的合金力學(xué)性能為高值點(diǎn)，顯微硬度252（HV）、抗拉強(qiáng)度855 MPa、屈服強(qiáng)度845 MPa、伸長(zhǎng)率2.95%，相比冷拉拔變形量55%的合金分別增加22（HV），60 MPa，87 MPa.這是由于在一般情況下，冷拉拔變形量55%的合金均勻塑性變形后柯氏氣團(tuán)消失，但是200 ℃保溫2 h時(shí)，位錯(cuò)的應(yīng)力場(chǎng)和溶質(zhì)原子造成的應(yīng)變場(chǎng)互相作用，同時(shí)這些溶質(zhì)原子又會(huì)擴(kuò)散移至刃型位錯(cuò)周?chē)?，形成柯氏氣團(tuán)，再次形成的柯氏氣團(tuán)釘扎刃型位錯(cuò)，外力使位錯(cuò)開(kāi)始運(yùn)動(dòng)時(shí)必須克服柯氏氣團(tuán)的扎力，再次加載需要重新克服柯氏氣團(tuán)作用，所以屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均提高，伸長(zhǎng)率下降[11]；新型HSn701合金中不僅含有大量的Cu，Zn，而且含有Sn，Al，P，Ni四種微量的合金元素，大量合金元素子也會(huì)形成氣團(tuán)及少量第二相質(zhì)點(diǎn)導(dǎo)致位錯(cuò)進(jìn)一步被釘扎，進(jìn)一步阻礙了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致強(qiáng)度和硬度在一定溫度范圍內(nèi)升高[12-13].300～450 ℃保溫2 h，力學(xué)性能變化較大，顯微硬度、抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度快速下降，伸長(zhǎng)率快速升高.力學(xué)性能由300 ℃保溫2 h時(shí)，顯微硬度230（HV）、抗拉強(qiáng)度683 MPa、屈服強(qiáng)度655 MPa下降為450 ℃保溫2 h時(shí)226（HV），475 MPa，324 MPa，而伸長(zhǎng)率6.27%增加為32.22%，相比300 ℃保溫2 h變化很大.結(jié)合金相組織（如圖2）分析可知，強(qiáng)烈冷拉拔塑性變形的合金處于熱力學(xué)不穩(wěn)定的高自由能狀態(tài)，經(jīng)300～450 ℃退火，擴(kuò)散系數(shù)增加，加速原子擴(kuò)散速度，合金開(kāi)始恢復(fù)到變形前低自由能狀態(tài)，開(kāi)始發(fā)生再結(jié)晶過(guò)程，嚴(yán)重的加工硬化導(dǎo)致的空位、位錯(cuò)等結(jié)構(gòu)缺陷密度明顯降低，以及晶?；兡芤泊蟠蠼档?，開(kāi)始出現(xiàn)無(wú)畸變的等軸晶，所以力學(xué)性能變化較大.300～450 ℃為再結(jié)晶過(guò)程.450～600 ℃保溫2 h合金的顯微硬度和抗拉強(qiáng)度趨于平緩而屈服強(qiáng)度相比450 ℃保溫2 h的合金先快速下降，后趨于穩(wěn)定.伸長(zhǎng)率相比450 ℃保溫2 h的合金快速上升，后趨于穩(wěn)定.結(jié)合金相組織（如圖2）分析可知，隨著退火溫度的逐漸升高，在逐漸增加的晶界表面能的驅(qū)動(dòng)下，細(xì)小無(wú)畸變的等軸晶開(kāi)始互相吞并而長(zhǎng)大，從而晶界大量減少，極大地削弱晶界對(duì)滑移變形的阻礙效應(yīng)，同時(shí)晶粒的各向異性逐漸減少，使晶粒的變形更加協(xié)調(diào)和配合，所以屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率變化較大.550 ℃退火得到較為穩(wěn)定的晶粒，600 ℃時(shí)晶粒變化不大，趨于穩(wěn)定，所以合金的力學(xué)性能趨于穩(wěn)定.450～550 ℃退火為晶粒長(zhǎng)大階段，550～600 ℃退火為晶粒完全長(zhǎng)大階段.endprint

2.3 不同退火溫度對(duì)脫鋅腐蝕的影響

表1為冷拉拔變形量為55%的新型HSn701黃銅不同退火溫度下的脫鋅腐蝕性能.參照GB/T 10119—2008《黃銅耐脫鋅腐蝕性能的測(cè)定》，標(biāo)準(zhǔn)體積為：10 mm×10 mm×10 mm，標(biāo)準(zhǔn)腐蝕暴露面積為10 mm×10 mm.失重率計(jì)算公式：

式中：M2為鑲樣脫鋅腐蝕前的質(zhì)量；M3為鑲樣脫鋅腐蝕后的質(zhì)量；S1為鑲樣脫鋅腐蝕時(shí)暴露表面積；M4為合金材料單位體積的質(zhì)量；ω為暴露單位面積對(duì)應(yīng)單位體積的失重率.

由表1可以看到，變形量55%冷拉拔態(tài)的合金耐腐蝕性能最差，由于合金經(jīng)過(guò)嚴(yán)重的冷拔塑性變形后，晶粒（如圖2）逐漸被壓扁拉長(zhǎng)，合金內(nèi)部晶界破碎，位錯(cuò)、空位、點(diǎn)陣畸變等晶體缺陷快速增加，增加的擴(kuò)散激活能提高了原子的擴(kuò)散速度，導(dǎo)致材料發(fā)生嚴(yán)重的腐蝕；殘余應(yīng)力也大大增加，同時(shí)材料各部分應(yīng)力分布不均勻，變形大或受力較大的部位成為陽(yáng)極而優(yōu)先腐蝕，發(fā)生局部腐蝕；同時(shí)腐蝕過(guò)程本身能促進(jìn)位錯(cuò)的發(fā)射和運(yùn)動(dòng)（即促進(jìn)局部塑性變形）也一定程度促進(jìn)脫鋅腐蝕發(fā)生，所以脫鋅腐蝕比較嚴(yán)重.隨著退火溫度進(jìn)一步升高，失重率逐漸減小，耐腐蝕性能逐漸提高.由于開(kāi)始發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶以及晶粒長(zhǎng)大過(guò)程，所以嚴(yán)重的加工硬化導(dǎo)致的空位、位錯(cuò)等結(jié)構(gòu)缺陷密度明顯降低，晶格畸變能也大大降低，同時(shí)出現(xiàn)無(wú)畸變的等軸晶漸漸地替換變形的晶粒，耐腐蝕性逐漸提高.在500～600 ℃時(shí)，失重率基本保持不變.

2.4 退火溫度對(duì)電化性能影響

圖5為冷拉拔變形量為55%的新型HSn701黃銅不同退火溫度的極化曲線.從圖5中可以看出，試樣具有相似的電化學(xué)變化特征，都分為活性溶解區(qū)、活化鈍化轉(zhuǎn)變區(qū)和極限電流區(qū).從所處電位與腐蝕電位Ecorr作比較，可以判斷極化曲線是陽(yáng)極極化或是陰極極化曲線.從極化曲線的陽(yáng)極看，在活性溶解區(qū)（Ecorr到～0.07 V）電流密度J隨著陽(yáng)極電位的升高而迅速增大.這是因?yàn)樵诨钚匀芙鈪^(qū)，電壓較低，不足以形成一層穩(wěn)定的薄膜（即使形成也會(huì)很快地溶入電解液中）只能發(fā)生外表面侵蝕Cu發(fā)生活性溶解，并且是以Cu+的形式不斷從合金表面溶出，然后與Cl-絡(luò)合反應(yīng)Cu++Cl-CuCl+e，而CuCl不穩(wěn)定不能形成保護(hù)膜，但能與Cl-生成CuCl-2離子[14].在活化鈍化轉(zhuǎn)變區(qū)（-0.07 V到-0.02 V）會(huì)發(fā)生8Cu+O2 2Cu2O+4Cu2+ 的反應(yīng)，隨著CuCl-2濃度的升高，CuCl-2會(huì)生成熱力學(xué)上更穩(wěn)定的Cu2O.Cu2O鈍化膜會(huì)對(duì)黃銅起到保護(hù)作用，附在試樣表面而妨礙了Cl-的擴(kuò)散和金屬的溶解，所以活化鈍化轉(zhuǎn)變區(qū)，電流密度隨電位的增加有所減緩.在極限電流區(qū)（-0.02 V到0.1 V）Cu+離子產(chǎn)物會(huì)被氧化成Cu2+離子產(chǎn)物，電流密度隨著陽(yáng)極電位的增加而基本保持不變，表示在極化過(guò)程中生成了具有保護(hù)作用的鈍化膜，阻止了黃銅的進(jìn)一步腐蝕.但是極限電流區(qū)曲線（鈍化區(qū)）并不是一條垂直于電流軸的直線，有微小的斜率，這說(shuō)明鈍化膜的保護(hù)作用不是很穩(wěn)定[15-16].

在評(píng)價(jià)活性溶解材料的耐腐蝕能力時(shí)，主要的參數(shù)是自腐蝕電流.自腐蝕電流越小，材料的耐腐蝕性能越好，這是由于腐蝕電流是由材料的溶解有電子的得失所造成[17].如圖5可知，25 ℃時(shí)合金的自腐蝕電位最小，但是此時(shí)合金的自腐蝕電流較大，所以此時(shí)合金的耐腐蝕性較差.隨著退火溫度的逐漸升高，合金的開(kāi)路電位逐漸升高，自腐蝕電流逐漸減小，且變化緩慢，耐腐蝕性逐漸變好.在500～600 ℃，合金的開(kāi)路電位基本不變，自腐蝕電流密度緩慢變小，耐腐蝕性緩慢提高.所以不同再結(jié)晶溫度的合金在3.5%NaCl溶液中，電化學(xué)腐蝕性能的結(jié)果與脫鋅腐蝕試驗(yàn)的結(jié)果一致，強(qiáng)塑性變形和加工硬化帶來(lái)的缺陷與殘余應(yīng)力對(duì)新型HSn701耐腐蝕性影響很大.

3 結(jié) 論

（1） 少量Sn，Al，P，Ni合金元素構(gòu)成新型HSn701黃銅，顯微組織由α相組成，且無(wú)其他析出相.

（2） 保溫2 h，合金在200 ℃發(fā)生應(yīng)變時(shí)效，硬度、抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度達(dá)到最大，伸長(zhǎng)率最??；300～450 ℃為再結(jié)晶過(guò)程；450～550 ℃為晶粒長(zhǎng)大階段；550～600 ℃晶粒基本完全長(zhǎng)大，變化較少.

（3） 隨著再結(jié)晶溫度的升高，新型HSn701合金微觀組織缺陷逐漸減少，并被等軸晶替代.合金的硬度、抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度逐漸降低并趨于緩慢，其伸長(zhǎng)率變化相反.

（4） 在200～600 ℃，隨著退火溫度的升高，脫鋅層深度、自腐蝕電流逐漸減小，耐腐蝕性能逐漸提高；在500～600 ℃，隨著退火溫度的升高，其腐蝕深度變化較小，自腐蝕電流最大，基本處于穩(wěn)定狀態(tài)，其耐腐蝕性能最佳.

參考文獻(xiàn)：

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