王東輝，孫祥彬，竇志家，金 鑫，王洪卓

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽 111003)

鋁合金因其自身的優(yōu)異性在航空航天、船舶、核工業(yè)及兵器工業(yè)中都有著廣泛的應(yīng)用及不可替代的地位[1]。時效強(qiáng)化是利用合金時效析出的第二相來達(dá)到強(qiáng)化效果，典型的代表為2xxx系列鋁合金和7xxx系列鋁合金[2]。隨著工業(yè)的快速發(fā)展，我國對7xxx系鋁合金材料的需求越來越大[3]。7xxx系具有強(qiáng)度高、焊接性能、耐腐蝕性能好等優(yōu)點(diǎn)[4-5]，以7055合金為代表的第四代鋁合金材料，因其更高的強(qiáng)度和韌性，使其需求量達(dá)到了很高的水準(zhǔn)[6]。然而，隨著科技水平的日益增進(jìn)，對7055合金產(chǎn)品的性能要求已經(jīng)不限于強(qiáng)度和韌性，對其腐蝕敏感性亦有諸多要求。為此，研究者們已開發(fā)出了雙級時效熱處理制度，在犧牲部分強(qiáng)度的前提下提高了7055合金的耐腐蝕性能。應(yīng)客戶要求，我司對高抗腐蝕性能7055合金擠壓型材進(jìn)行了熱處理制度研發(fā)。本文利用正交試驗(yàn)法探究雙級時效的變化因素對合金性能的影響，并根據(jù)客戶要求，制定出最優(yōu)雙級時效工藝。

1 產(chǎn)品要求

本試驗(yàn)材料選用55MN單動反向擠壓機(jī)生產(chǎn)的“T”字形型7055鋁材，其化學(xué)成分見表1?？蛻魧︿X型材性能要求見表2。

表1 7055合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表2 7055合金性能要求

2 試驗(yàn)方法

本試驗(yàn)離線淬火制度為(470±3)℃×2.5 h。選用正交分析法研究雙級時效溫度和時間對7055合金性能的影響，正交試驗(yàn)因子和正交表設(shè)計方案分別見表3和表4。

據(jù)文獻(xiàn)[7]所知7xxx系合金電導(dǎo)率與其耐腐蝕性的關(guān)系為正相關(guān)。因此選擇電導(dǎo)率來表征合金抗腐蝕能力變化趨勢。時效工藝優(yōu)化后，對合金抗剝落腐蝕性能進(jìn)行驗(yàn)證測試。依照ASTM G34標(biāo)準(zhǔn)要求進(jìn)行剝落腐蝕溶液配置，腐蝕液的組成為234g NaCl+50g KNO3+6.3 ml HNO3加去離子水稀釋至1 L，試樣浸泡時間為48 h。實(shí)驗(yàn)測試和觀察儀器分別為島津100KN萬能材料試驗(yàn)機(jī)、Sigmatest2.069渦流電導(dǎo)率測試儀和蔡司掃描電子顯微鏡。

表3 雙級時效因子組合

表4 正交試驗(yàn)設(shè)計方案L9(34)

3 正交試驗(yàn)結(jié)果

合金抗拉強(qiáng)度、斷后延伸率和電導(dǎo)率結(jié)果見表5。由表可知，6#時效方案獲得的合金抗拉強(qiáng)度最優(yōu)，但電導(dǎo)率和斷后延伸率偏低。為防止斷后延伸率偏或腐蝕性能偏低，需進(jìn)一步對正交試驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行優(yōu)化分析。

表5 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

表6 正交試驗(yàn)極差結(jié)果分析

極差分析結(jié)果見表6，時效工藝與合金性能變化見圖1。從圖中可看出，隨著第二級時效溫度的升高，合金抗拉強(qiáng)度呈下降趨勢見圖1(a)，而斷后延伸率和電導(dǎo)率則呈上升趨勢見圖1(b)和圖1(c)。由此，將初始時效制度120 ℃×6 h+150 ℃×7 h優(yōu)化為120 ℃×6 h+170 ℃×7 h。

(a)抗拉強(qiáng)度;(b)斷后延伸率;(c)電導(dǎo)率

4 驗(yàn)證試驗(yàn)與結(jié)果

在驗(yàn)證試驗(yàn)中，優(yōu)選時效制度為120 ℃×6 h+170 ℃×7 h，與120 ℃×6 h+150 ℃×7 h初選時效制度進(jìn)行抗剝落腐蝕性能對比，實(shí)驗(yàn)結(jié)果見表7，從表中可知，優(yōu)選時效制度所獲得合金性能滿足了客戶要求，且保證了足夠的生產(chǎn)偏差。

表7 驗(yàn)證試驗(yàn)結(jié)果對比

7055合金不同雙級時效下的顯微組織，如圖2所示?？梢钥闯?，經(jīng)120 ℃×6 h+150 ℃×7 h時效處理的合金，晶界處析出相呈不連續(xù)分布，其晶內(nèi)析出相間距小，分布均勻(見圖2(a))。將第二級時效溫度升高至170 ℃后，合金晶界處析出相數(shù)量有所增加，但析出相的間距變大(見圖2(b))。

(a)120 ℃×6 h+150 ℃×7 h；(b)120 ℃×6 h+170 ℃×7 h

7055合金不同時效制度下的剝落腐蝕表面宏觀形貌，如圖3所示，經(jīng)120 ℃×6 h+150 ℃×7 h時效處理的合金表面出現(xiàn)少量金屬剝落，而時效工藝優(yōu)化后的合金表面僅部分區(qū)域出現(xiàn)點(diǎn)蝕。

合金剝落腐蝕截面顯微形貌，見圖4，隨著第二級時效溫度的提高，合金剝落的腐蝕深度從285 μm降至165 μm。

(a)120 ℃×6 h+150 ℃×7 h；(b)120 ℃×6 h+170 ℃×7 h

(a)120 ℃×6 h+150 ℃×7 h；(b)120 ℃×6 h+170 ℃×7 h

5 分析與討論

7055鋁合金的強(qiáng)度主要由GP區(qū)、η′相以及η相的尺寸、數(shù)量和分布決定[8]。析出相尺寸越小，分布越彌散，合金的強(qiáng)度則越高。低溫時效時，合金中會產(chǎn)生大量的GP區(qū)；而高溫時效時，這些GP區(qū)會轉(zhuǎn)化為η′相和η相。由上述正交試驗(yàn)結(jié)果(表5)和合金顯微形貌(圖2)可知，隨著第二級時效溫度的升高，合金內(nèi)的析出相發(fā)生了明顯的長大。另外，晶界處的析出相數(shù)量有著明顯的提高，且高度聚集。隨著析出相尺寸增大，第二相強(qiáng)化效果也隨之降低。

7xxx系合金發(fā)生剝落腐蝕的根本原因在于其晶界處的析出相η具有比晶粒本身更低的電位，使其晶界析出相與晶粒形成了微電池結(jié)構(gòu)，晶界處析出相則具有失去電子自發(fā)溶解的趨勢。因此，合金發(fā)生剝落腐蝕的路線是沿著晶界在不斷擴(kuò)展。而將其置于腐蝕液中時，外部為合金提供了電解質(zhì)溶液，加劇了腐蝕的速度。剝落腐蝕是一種特殊的晶間腐蝕，因?yàn)槎叨际且驗(yàn)榫Ы缣幬龀鱿喟l(fā)生陽極溶解而產(chǎn)生的，剝落腐蝕的特點(diǎn)在于其是沿著平行于金屬表面的晶間橫向擴(kuò)展，其腐蝕產(chǎn)物不溶于水且體積大于合金本身的體積，從而產(chǎn)生“楔入效應(yīng)”，撐起上面沒有腐蝕的金屬，從而出現(xiàn)分層剝落現(xiàn)象。在發(fā)生“楔入效應(yīng)”后，合金與腐蝕液的接觸面積大大增加，偏聚在裂紋尖端的Mg與H會形成聚合物，Mg-H聚合物會降低晶界處的結(jié)合能，使合金發(fā)生氫脆現(xiàn)象。但是在腐蝕初期金屬分層現(xiàn)象并不嚴(yán)重，其氫脆現(xiàn)象所需的氫原子更多是由陽極溶解提供。因此，7xxx系合金的剝落腐蝕其實(shí)是受到陽極溶解和氫脆現(xiàn)象的共同影響。本文試驗(yàn)通過調(diào)整雙級時效第二級時效溫度，增大了晶界處析出相間的距離，隔斷了其腐蝕連續(xù)通道，使合金的腐蝕趨勢受到了阻礙。同時增大了晶界處析出相的尺寸，晶界處大尺寸析出相又形成了“吸氫陷阱”，會使氫原子合成中性的氫氣排出金屬外，降低氫脆敏感性，從而增強(qiáng)了合金的抗腐蝕性能[9-11]。

6 結(jié)論

1)由7055合金雙級時效正交試驗(yàn)分析可知，第二級時效的溫度對鋁合金性能影響最大。

2)7055合金的第二級時效溫度與其抗拉強(qiáng)度的關(guān)系呈負(fù)相關(guān)，與其電導(dǎo)率、耐腐蝕性能以及斷后延伸率的關(guān)系呈正相關(guān)。

3)7055合金雙級時效優(yōu)化工藝為：120 ℃×6 h+170 ℃×7 h，其抗拉強(qiáng)度為657.2 MPa，斷后延伸率為12.5%，電導(dǎo)率為36.9%IACS，剝落腐蝕性能達(dá)到ASTM G 34中要求的P級。