(廣西大學 資源環(huán)境與材料學院 廣西大學廣西有色金屬及特色材料加工重點實驗室，南寧 530004)

7N01鋁合金是日本為軌道車輛輕量化專門開發(fā)的新型Al-Zn-Mg系高強鋁合金，它以鋁為基體，添加了Zn、Mg、Mn、Ti等元素，具有較高的強度，同時具有優(yōu)良的熱變形性能、焊接性能及寬的淬火溫度范圍，主要用于軌道高速列車車體的端面梁、車架枕梁、側面構件骨架、底座、門檻、車端緩沖器等重要部件，也被應用于大型建筑物及航空航天等領域[1-4]。MASTSUDA等[5-8]很早就對7N01鋁合金的焊接性能及耐腐蝕性能進行了研究，并取得了一定成果。我國對7N01鋁合金的研究主要集中于合金的失效分析、性能分析、熱變形行為模擬、焊接等方面[9-12]，但對其應力腐蝕的研究較少。故本工作通過慢應變速率試驗(SSRT)，研究了高溫預析出熱處理工藝對7N01鋁合金抗應力腐蝕開裂(SCC)性能的影響。

1 試驗

1.1 試驗材料

試驗材料7N01鋁合金為國內某公司生產的大型擠壓型材(軌道車體底框架橫梁)，T4熱處理態(tài)，其化學成分如表1所示。

表1 7N01鋁合金的化學成分(質量分數)Tab. 1 Chemical composition of 7N01 aluminum alloy (mass fraction) %

1.2 試驗方法

1.2.1 熱處理工藝

按照YS/T 591-2006《變形鋁及鋁合金熱處理規(guī)范》對T4熱處理態(tài)的7N01鋁合金試樣進行高溫預析出熱處理(包括固溶及時效處理)。熱處理在箱式電阻爐中進行，具體工藝過程見圖1。待爐溫度達到固溶溫度(470 ℃)并穩(wěn)定后，將試樣放入箱式電阻爐中，并按適當的間距排開，以保證所有試樣都能夠均勻受熱，降低試驗誤差，并且方便淬火時取樣。

圖1 高溫預析出熱處理工藝示意圖Fig. 1 Schematic of high temperature pre-precipitation heat treatment

1.2.2 顯微組織觀測

在20 mm厚7N01鋁合金板上選取具有代表性的區(qū)域，采用電火花線切割機切取10 mm×10 mm×15 mm的金相試樣，用腐蝕劑(Keller試劑)腐蝕金相試樣，腐蝕時間為15～30 s。然后使用Hitachi S-3400N型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察和分析試樣的顯微組織，同時利用能譜儀(EDS)分析合金的微區(qū)成分。

1.2.3 慢應變速率試驗

采用NKK-4050型慢應變應力腐蝕試驗機進行慢應變速率試驗(SSRT)，分別測試了T4與高溫預析出兩種熱處理態(tài)的SCC敏感性，研究了在溫度35 ℃、應變速率1.33×10-6s-1、惰性環(huán)境(干燥空氣)和腐蝕環(huán)境(3.5% NaCl+0.5% H2O2)條件下兩種熱處理態(tài)7N01鋁合金的抗應力腐蝕開裂(SCC)性能。

SSRT試樣采用片狀試樣，參考GB/T 15970.7-2000《金屬和合金的腐蝕 應力腐蝕試驗 第7部分：慢應變速率試驗》及GB/T 228.1-2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》進行設計，如圖2所示。取樣方向為縱向(L)及橫向(T)，試樣工作標距長為25 mm，使用400號～1 200號水砂紙逐級打磨試樣，并用丙酮除去試樣表面油污，并用蒸餾水清洗后吹干，用卡尺測量并記錄標距段平均橫截面積，然后用硅酮耐候密封膠封閉試樣非工作段并安裝好試樣。測試前施加約100 N的預加載荷以消除夾頭、齒輪等的間隙，試驗結束后及時取下試樣減少腐蝕液對斷口形貌的影響，采用超聲波清洗斷口，并測量斷口橫截面積及斷后標距段長度。試驗中通過圖3所示的手工自制的溫控腐蝕溶池控制試驗溫度。

圖2 SSRT試樣尺寸Fig. 2 Dimension of SSRT sample

圖3 自制溫控腐蝕溶池Fig. 3 Self-made temperature-controlled corrosion solution tank

SSRT試驗結束后，依據GB/T 15970.7-2000標準及力學性能指標評定材料在腐蝕介質中的應力腐蝕敏感性。

2 結果與分析

2.1 顯微組織

圖4為T4熱處理態(tài)7N01鋁合金的表面SEM形貌。可以看到，合金中有粗大的亮白色第二相存在，這些相在變形過程中破碎、被拉長形成帶狀組織，并沿著變形方向呈直線排列。但第二相的含量相對較少，這與7N01鋁合金化學成分相對應，即Fe、Si雜質元素含量少。Fe、Si是鋁合金中最常見的雜質元素，其來源主要是原材料及熔鑄過程中使用的工具和設備。Fe與Mn會形成難溶的粗大化合物AlMnFeSi、(FeMn)Al6、(FeMn)Si2Al5，降低鋁合金的力學性能。Si則與Mg形成Mg2Si相，減少鋁合金中主要強化相MgZn2(η)相的含量，降低鋁合金的力學性能[13]。

(a) 低倍

(b) 高倍圖4 T4熱處理態(tài)7N01鋁合金的表面SEM形貌Fig. 4 SEM morphology of 7N01 aluminum alloy surface in T4 heat treatment state: (a) low magnification; (b) high magnification

對7N01鋁合金的微區(qū)化學成分進行能譜分析，分析位置見圖5，分析結果見表2。結果表明：圖5中區(qū)域2處粗大的亮白色第二相主要含F(xiàn)e、Si、Mn等元素，圖5中區(qū)域1處僅含Al、Mg、Zn元素，為7N01鋁合金基體。

圖6為不同熱處理態(tài)7N01鋁合金的顯微組織。從圖6中可以看到，擠壓型材鋁合金中晶粒沿著變形方向呈細條狀分布，而且其晶粒較為細小，并未見到明顯的再結晶晶粒。此外，鋁合金中只有零星的含(Fe、Si)雜質相存在，如圖6 (b)中A所示。高溫預析出熱處理后，7N01鋁合金很難被腐蝕液腐蝕出明顯的晶界，這也說明其具有良好的耐腐蝕能力。

圖5 7N01鋁合金的能譜分析位置Fig. 5 Locations in 7N01 aluminum alloy for EDS analysis

表2 7N01鋁合金微區(qū)EDS分析結果(質量分數)
Tab. 2 EDS analysis results of micro areas in 7N01 aluminum alloy (mass fraction) %

區(qū)域FeSiZnMgMnCrAl1-3.01.7-95.3--28.03.11.31.21.80.683.9

2.2 抗SCC性能

表3列出了不同熱處理狀態(tài)7N01鋁合金的SSRT結果，可以看出試樣在進行高溫預析出熱處理后,其抗拉強度σb比T4態(tài)的低，但塑性指標(斷面收縮率ψ和斷后伸長率δ)與斷裂壽命(TF)都有一定程度的提高。表4是不同熱處理狀態(tài)7N01鋁合金的SCC敏感性，通過比較可以發(fā)現(xiàn)，通過高溫預析出熱處理后7N01鋁合金的各項指數都有不同程度的升高，說明高溫預析出可以提高T4熱處理態(tài)鋁合金的抗SCC性能。

圖7是不同熱處理態(tài)7N01鋁合金的應力-應變曲線。由圖7及表4可以看出，采用高溫預析出熱處理工藝可以同時提高7N01鋁合金的塑性和抗SCC性能，但是其抗拉強度會損失約10%，相對于回歸再時效工藝(RRA)，高溫預析出熱處理工藝在工業(yè)應用中的可行性更高，所以是較好改善7N01鋁合金抗SCC性能的熱處理工藝。

(a) T4，低倍 (b) T4，高倍 (c) 高溫預析出，低倍 (d) 高溫預析出，高倍圖6 不同熱處理態(tài)7N01鋁合金的顯微組織Fig. 6 Microstructure of 7N01 aluminum alloy in different heat treatment states: (a) T4, low magnification; (b) T4, high magnification; (c) high temperature pre-precipitation, low magnification; (d) high temperature pre-precipitation, high magnification

表3 不同熱處理態(tài)7N01鋁合金的SSRT結果Tab. 3 SSRT results of 7N01 aluminum alloy in different heat treatment states

表4 不同熱處理態(tài)7N01鋁合金的SCC敏感性Tab. 4 SCC sensitivity of 7N01 aluminum alloy in different heat treatment states

2.3 斷口分析

圖8是T4熱處理態(tài)7N01鋁合金的斷口形貌。從圖8(a)可以看到，斷口并沒有嚴重的點蝕現(xiàn)象。該7N01鋁合金擠壓型材的組織中粗大第二相(雜質)含量很低，金屬表面的氧化膜對金屬起到了很好的保護作用，所以基本沒有發(fā)生以這些第二相為腐蝕陽極從而形成點蝕源并最終導致裂紋擴展的情況。但氧化膜卻形成了另一種開裂——滑移溶解模型。這是由于在變形過程中，鋁合金表面的氧化膜不能與基體金屬同步滑移，氧化膜的脆弱部分就會產生開裂，如圖8(a)中A所示。裸露的新鮮金屬與腐蝕液接觸形成了以表面氧化膜為陰極、新鮮金屬為陽極的原電池，發(fā)生陽極溶解。當溶解的區(qū)域相擴大到一定程度后，氧氣吸附，再次產生氧化膜層，使溶解區(qū)重新處于鈍化狀態(tài)，形成“隧洞”。應力促使位錯重新開動，使重新形成的鈍化膜再次破裂，裸露的新鮮金屬表面又快速溶解。通過位錯滑移-鈍化膜破裂-金屬陽極溶解-表面再鈍化過程的循環(huán)往復，應力腐蝕裂紋不斷形核并擴展，圖8(b)中B、C則是其擴展的兩個階段。在陰極氧化膜處產生的陰極析氫反應則會造成氫致開裂的加速。圖8(c)中D為斷口中心區(qū)出現(xiàn)的腐蝕點，這說明鋁合金表面氧化膜破壞，在晶界處最終發(fā)生沿晶腐蝕開裂，形成陽極腐蝕通道。

(a) 氧化膜開裂 (b) 裂紋擴展 (c) 腐蝕點圖8 T4熱處理態(tài)7N01鋁合金的斷口形貌Fig. 8 Fracture morphology of 7N01 aluminum alloy in T4 heat treatment state: (a) oxide film cracking; (b) crack growth; (c) corrosion pits

圖9是高溫預析出熱處理態(tài)7N01鋁合金的斷口形貌。結果表明，經高溫預析出熱處理后7N01鋁合金并未出現(xiàn)腐蝕點，也未形成腐蝕通道，這說明高溫預析出熱處理工藝可以減少腐蝕點與腐蝕通道的形成，降低晶間腐蝕，增強7N01鋁合金的抗SCC性能。

(a) 低倍 (b) 高倍圖9 高溫預析出熱處理態(tài)7N01鋁合金的斷口形貌Fig. 9 Fracture morphology of 7N01 aluminum alloy in high temperature pre-precipitation heat treatment state: (a) low magnification; (b) high magnification

3 結論

采用高溫度預析出熱處理工藝對T4熱處理態(tài)7N01鋁合金擠壓型材進行高溫預析出熱處理(470 ℃×1 h+400 ℃×30 min+120 ℃×24 h)，SSRT結果表明,高溫預析出熱處理工藝可以明顯提高T4熱處理態(tài)7N01鋁合金的抗SCC性能和塑性，同時保持較高強度。