合金热处理工艺论文

摘要：本文研究了初始淬火温度、淬火温度、回火温度对低合金铸钢拉伸强度、硬度、韧性等力学性能的影响。结果表明：随着初始淬火温度的升高，低合金铸钢的抗拉强度逐渐降低，伸长率先升高后降低，并在260℃时出现拐点，伸长率达最大值14.53%。当初始淬火温度为260℃时，低合金铸钢的力学性能最优。今天小编为大家推荐《合金热处理工艺论文 (精选3篇)》，仅供参考，大家一起来看看吧。

合金热处理工艺论文 篇1：

铝镁合金压铸模热处理工艺探讨与应用

摘要：采用强韧化处理及表面强化处理工艺，是提高模具性能和寿命的重要生产途径。本文根据铝镁合金压铸模工作条件与性能要求，详细分析模具热处理特点及常用工艺，指出合理制订热处理工艺规范，能够保证模具表面硬度、耐磨性和心部强度、韧性，防止金属液体侵蚀、粘模，有效降低废品率，显著提高模具使用寿命。

关键词：铝镁合金压铸模;强韧化处理;表面强化处理;使用寿命

0 引言

铝镁合金以其低密度高强度越来越多得到广泛应用，其中铝镁合金压铸技术作为先进的少无切削工艺，具有生产效率高、节省原材料、降低生产成本、产品性能好、精度高等特点，主要用于电子、汽车、电机、家电等行业，一些高性能、高精度、高韧性的优质铝镁合金产品也被应用到大型飞机、船舶等技术要求比较高的行业中。

1 铝镁合金压铸模工作条件与性能要求

铝镁合金压铸模是在压铸机上用来压铸铝镁合金铸件的成型模具，铝合金的熔点为600～750℃，镁合金的熔点为600～700℃，在进行这类合金压铸时，压铸模的工作表面温度一般可上升到500～600℃。型腔、芯棒和喷嘴的表面都承受着剧烈的温度波动，模具表面易产生热疲劳裂纹。另外铝镁合金在压铸过程中，容易粘附在模具的表面，影响压铸生产的连续运行。液态铝镁合金对模具表面有较强的冲蚀作用。所以制造铝镁合金的压铸模，要求模具材料在600℃左右具有较高的抗回火稳定性和抗冷热疲劳的性能，具有良好的抗高温高压高速液态铝镁合金冲蚀能力和较高的强度与韧性，同时还需进行正确的热处理，以挖掘模具材料的潜力，提高模具使用寿命。目前，模具制造中常用的铝镁合金压铸模用钢有：3Cr2W8V钢、4Cr5MoSiV1钢、4Cr3Mo3SiV钢、4Cr5MoSiV钢以及新钢种4Cr5Mo2MnSiV1钢和3Cr3Mo3VNb钢等。

2 铝镁合金压铸模制造工艺路线

铝镁合金压铸模制造工艺流程是：下料→锻造→球化退火→机械加工→淬火、回火→修、磨、抛光→渗氮(氮碳共渗)→装配使用。

3 铝镁合金压铸模强韧化处理工艺

铝镁合金压铸模的强韧化处理就是通过对钢的组织结构进行改变，使模具获得所需要的组织和性能。热处理应根据模具的材料、模具形状、尺寸、复杂程度来决定其热处理工艺规范。

3.1 预先热处理

压铸模的预先热处理可采用连续退火、等温退火和调质热处理三种工艺，其目的是在最终热处理前获得均匀的组织和弥散分布的碳化物以改善钢的强韧性。连续退火工艺较为简便，也可获得较好的粒状珠光体组织。对形状复杂和要求较高的压铸模，采用等温退火可以获得更理想的粒状珠光体组织。

3.2 淬火预热

压铸模具用钢多为导热性差的高合金钢，在淬火加热时常常采取预热措施，预热次数及温度的多少，取决于模具钢的成分和对模具变形的要求。对淬火温度低、形状简单、对变形要求不高的模具，在不产生开裂的情况下，淬火加热时要进行一次预热(800～850℃)。对较高温度淬火和形状复杂、变形要求高的模具，必须二次预热(600～650℃、800～850℃)，其目的是减少加热过程中产生的应力，同时使模具整体的组织均匀。

3.3 淬火加热

压铸模的淬火加热温度可根据各钢号的淬火加热规范执行。如3Cr2W8V钢淬火温度为1050～1150℃，H13钢淬火温度为1020～1100℃。提高两种钢的淬火温度可以提高压铸模的高温强度及冷热疲劳抗力，但会增大模具的变形量。在盐浴炉中加热时，为避免模具表面的氧化脱碳，应采用脱氧良好的氯化钡盐浴，并经常进行脱氧。在箱式电阻炉中加热时，应采取保护气氛;或经装箱后在一般箱式电阻炉中进行加热。为了保证碳化物充分溶解，获得成分均匀的奥氏体，并获得良好的高温性能，压铸模淬火加熱保温时间应适当延长，一般在盐浴炉中加热保温系数取0.8～1.0min/mm。

3.4 淬火冷却

油淬冷速快，可获得良好性能，但变形开裂的倾向性大。一般对于形状简单、变形要求不高的压铸模采用油冷;对于形状复杂、变形要求高的压铸模，为防止模具变形和开裂，宜采用分级淬火。淬火冷却应尽量缓慢，以减少淬火变形，在真空电阻炉中加热淬火，冷却可采取气淬。在盐浴沪中加热淬火，冷却时可采取分级淬火等方法。模具淬火冷却时一般冷到150～200℃均热后应立即回火，不允许冷却到室温。

3.5 回火

压铸模的硬度要求是通过回火来实现的，而压铸模型腔的硬度直接影响到模具的冷热疲劳寿命。材料不同、淬火温度不同，回火温度也是不一样的。如3Cr2W8V钢铝镁合金压铸模的硬度要求一般为42～48HRC，其回火温度一般在560～620℃之间选择，但若采用高温淬火，则回火温度高达670℃。1150℃淬火650℃回火后硬度为45HRC;而1050℃淬火650℃回火后硬度为35HRC。而H13钢铝镁合金压铸模硬度要求为44～50HRC，H13钢的二次硬化峰在500℃回火时出现，但峰值大小与淬火温度有关。回火温度一般选560～620℃。回火宜进行2～3次，第一次回火温度可低一些，第一次回火后，测定其硬度值，如已达到硬度要求，则应调低回火温度20～30℃，以免硬度下降。如硬度偏高，则根据硬度偏高情况，适当调高回火温度，以求达到硬度要求。第三次回火是为了提高韧性，回火温度应比第二次回火温度低30～50℃。回火保温时间要充分，以消除淬火时产生的应力，减少模具裂纹的形成，每次回火保温时间以2h为宜，大型模具保温时间适当延长。由于淬火后压铸模具的热应力和组织应力很大，一般模具冷却到150～200℃后立即回火。

4 铝镁合金压铸模表面强化处理工艺

铝镁合金压铸模在淬火回火后，表面硬度并不是很高。为了使模具表面获得很高的硬度及耐磨性，而心部仍保持有足够的强度和韧性，同时也为了提高铝镁合金压铸模的防粘模性能，可对模具进行表面渗氮或氮碳共渗处理。

4.1 渗氮处理

渗氮是向钢的表面渗氮以提高表层氮浓度的热处理过程。渗氮的目的是减小模具零件变形，提高铝镁合金压铸模表面硬度、耐磨性、疲劳强度及抗咬合性，提高模具抗大气、过热蒸汽的腐蚀能力，提高抗回火软化能力，降低缺口敏感性。固体渗氮、液体渗氮和气体渗氮是常见渗氮方法。离子渗氮、真空渗氮、电解催渗渗氮和高频渗氮等新技术能够大大缩短渗氮周期，获得高质量渗氮层，提高企业经济效率，因而在生產中得到广泛应用。

4.2 氮碳共渗

氮碳共渗是氨加醇类液体(甲醇、乙醇)以及尿素、甲酰胶和三乙醇胶等共渗介质在一定温度下发生热分解反应，产生活性氮、碳原子，被铝镁合金压铸模表面吸收后，扩散渗人模具表层，获得以氮为主的氮碳共渗层，使模具得到较高的表面硬度、疲劳抗力、耐磨性和耐蚀性。氮碳共渗方法有液体法和气体法，生产中应用的大多是气体氮碳共渗。

H13钢铝合金压铸模在高温盐浴炉中采用550℃×40min和850℃×40min两段预先热处理加热，1030℃淬火、600℃回火再经580℃气体氮碳共渗热处理后，模具表面硬度达900HV以上，基体硬度46～48HRC，模具的耐磨性、抗疲劳性、耐蚀性得到明显改善，且无粘附、剥落、擦伤及腐蚀现象，有效提高模具寿命。

5 结论

铝镁合金压铸模作为重要的加工工艺装备，其性能好坏，寿命高低，直接影响到企业产品质量和经济效益。调研统计表明因热处理工艺不当而导致模具失效占失效总数的50%左右，因此合理选用强韧化处理及表面强化处理工艺，严格控制热处理工艺规范，是提高模具性能和寿命的重要途径。铝镁合金压铸模生产中要根据模具工作条件，分析研究失效原因，合理制订热处理工艺，保证模具表面硬度、耐磨性和心部强度、韧性，防止金属液体侵蚀、粘模，有效降低废品率，显著提高模具使用寿命。

参考文献：

[1]吴光明.模具材料与热处理[M].北京：机械工业出版社， 2012.

[2]赵昌盛.实用模具材料应用手册[M].北京：机械工业出版社，2005.

[3]李奇.模具材料及热处理[M].北京：北京理工大学出版社， 2012.

[4]吴兆祥. 模具材料及表面处理[M].北京：机械工业出版社， 2008.

作者：夏静

合金热处理工艺论文 篇2：

热处理工艺对低合金铸钢力学性能的影响

摘 要：本文研究了初始淬火温度、淬火温度、回火温度对低合金铸钢拉伸强度、硬度、韧性等力学性能的影响。结果表明：随着初始淬火温度的升高，低合金铸钢的抗拉强度逐渐降低，伸长率先升高后降低，并在260 ℃时出现拐点，伸长率达最大值14.53%。当初始淬火温度为260 ℃时，低合金铸钢的力学性能最优。低合金铸钢的拉伸强度、硬度冲击韧性、断裂韧性随着淬火温度的升高呈先上升后下降的趋势，当淬火温度为(960±10) ℃时，低合金铸钢表现出优异的综合力学性能。低合金铸钢的硬度随回火温度的上升逐渐下降，冲击韧性随回火温度的上升先上升后下降。综合考虑，回火温度的最佳温度为(200±10) ℃。低合金铸钢经960 ℃淬火后，其微观组织结构为单一马氏体结构，且大量纳米级奥氏体薄膜夹杂在马氏体板条间。这种微观组织结构使低合金铸钢具有较高的强度、硬度、韧性及塑性。

关键词：低合金铸钢;初始淬火温度;淬火温度;回火温度;力学性能

鑄钢具有优良的力学和物理化学性能，被广泛应用于运输、矿山、石油、冶金、船舶等力学制造业中[1]。恶劣的使用环境对铸钢的性能提出了更高要求：在保证较高强度的同时，还要求铸钢具备良好的低温冲击韧性和焊接性[2-4]。在铸钢件生产中，提高铸钢件质量，关键在于金属材料的冶炼，尤其是热处理工艺。热处理工艺是能在一定的温度下对低合金铸钢进行加热、保温、冷却，从而使铸钢获得不同的微观结构组织，达到改善铸钢力学性能的目的，满足现实所需要的性能。铸钢的力学性能受淬火回火热处理影响较大。因此，笔者考察了淬火回火热处理工艺对低合金铸钢力学性能的影响，拟改善低合金铸钢的使用性能。

1 试验材料与方法

1.1 试验铸钢

试验所用铸钢为棒形形状，尺寸为350 mm×50 mm×40 mm，其化学成分如表1所示。

1.2 铸钢热处理

试验所用铸钢在箱式电阻炉内进行热处理。初始淬火温度选择200 ℃、220 ℃、240 ℃、260 ℃ 、280 ℃，保温时间5 min，淬火温度选择820～1 080 ℃，回火温度选择150～600 ℃，考察不同初始淬火温度、淬火温度、回火温度对试验铸钢力学性能的影响。

1.3 力学性能试验

利用HBE-3000型布氏硬度计测试贝氏体铸钢的硬度，硬度值取5点的平均值。试样在初始淬火、淬火、回火后分别取样进行拉伸试验，拉伸速率为2 mm/min。

2 试验结果与分析

2.1 初始淬火温度对低合金铸钢力学性能的影响

低合金铸钢的力学性能与残余奥氏体的含量有关，初始淬火温度的高低直接影响残余奥氏体的含量，进而影响低合金铸钢的力学性能。因此，初始淬火温度的选择至关重要。试验选取200 ℃、220 ℃、240 ℃、260 ℃、280 ℃为初始淬火温度，考察低合金铸钢力学性能与初始淬火温度的关系。图1反映了初始淬火温度对试验铸钢力学性能的影响。

由图1可知，试验铸钢的抗拉强度随着初始淬火温度的升高呈线性下降，这主要跟组织中的马氏体有关。一方面，初始淬火温度升高，马氏体含量降低，导致铸钢强度降低;另一方面，碳分配过程中使部分原始马氏体出现软化现象，两者的综合作用导致铸钢强度降低。伸长率随着初始淬火温度的升高先增加后降低，并在260 ℃时出现拐点。当初始淬火温度为260 ℃时，伸长率达到最大值，为14.53%。塑性和韧性的变化主要与合金钢中的残余奥氏体含量变化有关，残余奥氏体随着初始淬火的温度升高，先增加后降低，且在260 ℃时含量最高。这表明塑性和韧性的变化主要是残余奥氏体发挥着相变诱导塑性(Transformation Induced Plasticity，TRIP)效应[5-6]。

2.2 淬火温度对低合金铸钢力学性能的影响

由图2、图3可知，当淬火温度从820 ℃升高到940 ℃，试验铸钢的拉伸强度从1 264 MPa上升至1 623 MPa，硬度从47.12 HRC上升至54.23 HRC，冲击韧性从64.5 J/cm2上升至94.5 J/cm2，断裂韧性从66.3 MPa·m1/2上升至84.6 MPa·m1/2，即淬火温度为820～940 ℃时，试验铸钢的拉伸强度、硬度、冲击韧性以及断裂韧性几乎都随着淬火温度的升高呈线性提高;当淬火温度为940～980 ℃时，试验铸钢的拉伸强度为1 623～1 637 MPa，硬度为54.23～54.12 HRC，即淬火温度在940～980 ℃时，试验铸钢的拉伸强度和硬度几乎没有变化;当淬火温度980～1 080 ℃时，试验铸钢的拉伸强度从1 637 MPa下降到1 168 MPa，硬度从54.12 HRC下降到47.32 HRC，试样铸钢的拉伸强度和硬度几乎呈线性下降。当温度超过960 ℃时，试验铸钢的断裂韧性几乎呈线性下降。徐超等对淬火后铸钢的显微结构进行研究，认为当铸钢的淬火温度超过980 ℃时，奥氏体晶粒粗化，且出现残留奥氏体组织，导致铸钢强度和硬度呈下降趋势[7]。刘腾轼通过研究认为，随着淬火温度升高，材料组织均匀性增强，韧性增加。当淬火温度过高时，晶粒粗化，导致冲击韧性明显下降[8]。由以上分析可见，淬火温度选择为(960±10) ℃，试验所用低合金铸钢具有良好的综合力学性能。

2.3 回火温度对低合金铸钢力学性能的影响

图4反映了经960 ℃淬火后回火温度对低合金铸钢力学性能的影响。由图4可知，随着回火温度从150 ℃上升至600 ℃，低合金铸钢的硬度从55.2 HRC下降到40.3 HRC，几乎呈线性下降，且在350 ℃左右出现回火脆性区;回火温度为100～300 ℃时，冲击韧性从100 J/cm2上升至126.5 J/cm2，几乎呈线性上升;回火温度为300～400 ℃时，冲击韧性从126.5 J/cm2下降到83.7 J/cm2，几乎呈线性下降;当回火温度为400～600 ℃时，冲击韧性从83.7 J/cm2上升至201.7 J/cm2，呈上升趋势。由以上试验数据可知，回火温度200 ℃时，试验铸钢综合力学性能最佳，故回火温度为(200±10)℃是低合金铸钢最佳回火温度。

2.4 低合金铸钢显微结构

图5反映了试验铸钢经淬火回火后显微结构形貌。由图5(a)可知，低合金铸钢经热处理后，其显微组织结构为单一马氏体结构;由图5(b)可知，在高倍透射电镜下，大量纳米级奥氏体薄膜夹杂在马氏体板条间。这种微观组织结构使低合金铸钢具有较高的强度、硬度、韧性及塑性，从而表现出优异的力学性能。

3 结论

①低合金铸钢的抗拉强度随着初始淬火温度的升高逐渐降低。伸长率随着初始淬火温度的升高先升高后降低，并在260 ℃时出现拐点，伸长率达最大值14.53%。当初始淬火温度为260 ℃时，低合金铸钢的综合力学性能最优。

②低合金铸钢的拉伸强度、硬度冲击韧性、断裂韧性随着淬火温度的升高呈先上升后下降的趋势。当淬火温度为(960±10) ℃时，低合金铸钢表现出优异的力学性能。

③低合金铸钢的硬度随回火温度的上升逐渐下降，冲击韧性随回火温度的上升先上升后下降;当回火温度为400 ℃时，冲击韧性达最小值，随着回火温度的上升，冲击韧性又继续上升。综合考虑，回火温度的最佳温度为(200±10) ℃。

④低合金铸钢经960 ℃淬火后，其微观组织结构为单一马氏体结构，且大量納米级奥氏体薄膜夹杂在马氏体板条之间，这种微观组织结构使低合金铸钢具有较高的强度、硬度、韧性及塑性，从而表现出优异的力学性能。

参考文献：

[1]耿浩然，章希胜，陈俊华，等.铸钢[M].北京：化学工业出版社，2007：1-286.

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[3]LUO K S，BAI B Z. Microstructure and mechanical properties of a low alloyed MnB cast steel[J]. Journal of Materials Engineering and Performance，2010(6)：828-833.

[4]彭志方，谢诞梅，王能为，等.一种低碳微合金铸钢及其制备方法：200610124469.1[P].2007-02-21.

[5]ZACKAY V F，PARKER E R，FAHR D， et al. The Enhancement of Ductility in High-Strength Steels[J]. ASM Trans Quar，1967(2)：252-259.

[6]景财年，王作成.TRIP-相变诱发塑性钢的研究进展[J].特殊钢，2004(4)：1-5.

[7]徐超，韩建民，崔世海，等.正火温度对微合金化铸钢组织和性能的影响[J].北京交通大学学报，2005(4)：96-99.

[8]刘腾轼，顾星恒，杨弋涛.热处理工艺对低合金耐磨铸钢力学与摩擦磨损性能的影响[J].上海金属，2014(6)：24-29.

作者：郑宏升 郑岩

合金热处理工艺论文 篇3：

时效热处理工艺对Al-Zn-Mg合金材料组织与腐蚀性能的影响

摘 要： 通过硬度测试、电导率测试、剥落腐蚀试验、电化学试验以及多相微观组织(OM和TEM)观察，研究了峰值时效 (T6)、双级时效(T74)和回归再时效(RRA)共3种时效热处理工艺对 Al-Zn-Mg合金材料组织与耐腐蚀性能的影响，其结果表明：在 T6 状态下，Al-Zn-Mg合金材料的硬度值最高为135.8HV3，但耐腐蚀性能较差，电导率仅为36.1%IACS;经过T74热处理后，Al-Zn-Mg合金材料耐腐蚀性能得到显著提高，电导率提升至39.8%IACS，但硬度仅为108.1HV3;而经回归再时效(RRA)热处理后，Al-Zn-Mg合金材料既能保持T6状态类似的硬度，又能显著提高其抗腐蚀抗腐蚀性能，其主要原因是RRA热处理促进了合金晶内析出相粗化，弥散分布，且晶界析出相粗大且呈不连续分布状。

关键词： 时效热处理;Al-Zn-Mg合金;组织;腐蚀性能

1 引言

Al-Zn-Mg系铝合金为可热处理强化合金，其优异的力学性能和可加工性被广泛应用于轨道交通和汽车等方面。Al-Zn-Mg铝合金主要是通过时效析出相来强化合金，其强化机制主要为晶内析出GP区和η系列相，阻碍位错的移动来使合金得到强化，因此人们常常为了获得数目较多，分布弥散且均匀的晶内强化相去做不同的时效制度，而对晶界上的析出相没有过多关注，而晶界上的析出相尺寸、分布对铝合金的抗腐蚀性能有着重要的影响。连续分布的晶界析出相会使成为合金的腐蚀通道，使合金容易被腐蚀。粗大且断续分布的晶界析出相，会阻碍这条腐蚀通道，减缓了腐蚀的速率，提高了合金的耐腐蚀性能。

时效制度主要有单级时效和多级时效制度。合金在经过单级时效T6处理后具有优异的力学性能，但其腐蚀性能较差。双级时效能够有效地提高合金的耐腐蚀性能，却是以牺牲合金的强度作为代价。之后学者们发明了多级时效来处理Al-Zn-Mg铝合金，使其既具有类似T6制度的力学性能，同时又使其能保持良好的耐腐蚀性能。本实验通过研究3种不同的时效热处理态的Al-Zn-Mg合金材料的析出相，探究其析出相与Al-Zn-Mg合金性能的关系。

2 实验材料及方法

2.1 实验材料与热处理

实验材料为10mm厚度的Al-Zn-Mg合金材料，其实测的化学成分如表1所示。将实验材料分成3组，分别进行T6热处理、T74热处理和RRA热处理，其实际热处理流程如表2所示。

2.2 材料性能测试

硬度测试在HVS-5小负荷维式硬度试验机上进行，试验载荷为3kg，持续时间为15 s，实验结果是3 次测量的平均值;电导率测试在D60K数字电导率仪进行;剥落腐蚀检测按照GB/T 22639-2008标准进行，腐蚀溶液为234g NaCl + 50g KNO3+6.3mLHNO3+1000mL H2O，腐蚀时间为48h;电化学性能测试在CHI 660C电化学工作站上进行，试样的电化学测试采取三电极体系，试样本身为工作电极，对电极为Pt片电极，参比电极是饱和甘汞电极(SCE)。电化学测试介质为室温条件下3.5wt% NaCl溶液，扫描电位范围为-1.2～-0.2 V，扫描速率为1 mV/s。

金相组织显微观察在OLYMPUS金相显微镜上观察，金相样品经过不同型号水磨砂纸打磨和机械抛光，采用Keller试剂侵蚀30s左右。透射电镜显微观察在FEI Tecnai G20型场发射透射电子显微镜内进行，加速电压为200kV。TEM样品首先机械减薄至70μm，冲孔得到直径为3mm的圆片，然后双喷电解抛光，双喷电解为20%硝酸+80%甲醇，电压为15V～20V，温度控制在-30℃左右。

3 实验结果

3.1 微观组织分析

3.1.1 金相组织分析

图1所示为3种不同时效热处理状(T6、T74以及RRA)态下Al-Zn-Mg合金材料的三维金相组织照片。从图中可以看出3种时效热处理状态下Al-Zn-Mg合金材料金相组织基本无明显差异，均沿着主变形方向呈现出条带状的晶粒，且晶粒细小、均匀;由此可知，时效热处理不会改变合金中晶粒形态、数量和大小，而只会改变合金中析出相的析出特征。

3.1.2 透射显微分析

图3所示为3种不同时效热处理(T6、T74以及RRA)状态下Al-Zn-Mg合金材料的透射显微照片;由图3可知，Al-Zn-Mg合金材料在T6态下晶内分布主要以弥散分布的GP区和η’相为主，晶界上第二相粒子细小，且分布连续。而经T74时效后，Al-Zn-Mg合金晶内第二相粒子明显粗化，主要以η相和η’相为主，晶界上第二相粒子也开始长大，晶界呈现不连续分布特征。采用RRA时效后，Al-Zn-Mg合金晶内分布着弥散化的η’相和部分粗化的η相，其第二相粒子的数量和分布特征与T6态类似;此时，晶界上的第二相粒子迅速粗化，第二相粒子间的间距不断增大，晶界无沉淀析出帶进一步宽化。

3.2 基本力学性能分析

表3分别列出了未时效态和3种不同时效热处理(T6、T74以及RRA)状态下Al-Zn-Mg合金材料的硬度检测结果。从表可看出，经过时效热处理后的Al-Zn-Mg合金材料硬度值均显著提高，在T6状态下Al-Zn-Mg合金材料合金硬度值最高，达到了135.8HV3;T74状态下，Al-Zn-Mg合金材料合金硬度仅为108.1HV3; RRA状态下，Al-Zn-Mg合金材料合金硬度值为127.5HV3。对比T6 时效状态下的合金硬度，经T74和RRA处理后，Al-Zn-Mg合金材料的硬度均呈现下降趋势，T74态下，Al-Zn-Mg合金材料的硬度损失最大，损失了20.4%。

3.3 耐腐蚀性能分析

3.3.1 电导率分析

表4分别所示为3种不同时效热处理(T6、T74以及RRA)状态下Al-Zn-Mg合金材料的电导率检测结果，由表可知，经T74处理后的Al-Zn-Mg合金材料电导率值最高，其电导率值可达到39.4%IACS。经T6处理后的Al-Zn-Mg合金材料电导率值最低，其电导率值仅为35.2%IACS，而经 RRA 处理后的Al-Zn-Mg合金材料电导率值则介于T6与T74之间，约为38.6%IACS。

3.3.2 剥落腐蚀性能分析

图3所示为3种热处理状态下Al-Zn-Mg合金材料在剥落腐蚀(EXCO)溶液中浸泡48h后的表面腐蚀形貌。T6态Al-Zn-Mg合金材料在EXCO溶液中浸泡 48h后的剥蚀等级为PC，其表面呈严重点蚀，出现疱疤、爆皮，并轻微地深入试样表面; 经T76处理的剥蚀等级为PA，试样表面呈轻微点蚀，并深入试样表面; RRA处理后的剥蚀等级为PB，介于两者之间.

图4选取3种不同时效热处理(T6、T74以及RRA)状态下Al-Zn-Mg合金材料剥落腐蚀最严重区域进行金相观察。从图中可以看出，腐蚀主要沿着主变形方向并平行扩展。在剥落腐蚀过程中产生的腐蚀产物引起楔入力，而楔入力的存在更加快了Al-Zn-Mg合金材料的腐蚀。而图中的腐蚀深度可以在一定程度上反映合金的腐蚀程度。由图可见，随着热处理条件的变化，腐蚀深度的变化如下： 73.68μm→5.02μm→11.73μm(表5)。这些结果与图3中的剥落腐蚀结果相一致，表明经过T74和RRA处理对Al-Zn-Mg合金材料的剥落腐蚀性能有所提升。且经过 T74处理后，Al-Zn-Mg合金材料被腐蚀的程度最弱，表明此热处理工艺很好地改善了Al-Zn-Mg合金材料的抗剥落腐蚀性能。

3.3.3 电化学性能分析

图5和表6所示为3种不同时效热处理条件下Al-Zn-Mg合金材料的电化学性能检测结果，由表可以看出，3组试样的自腐蚀电位都相差不大，其中最小为T6态合金，其次是RRA处理后合金，最后为T74处理后合金，但是T6状态下的Al-Zn-Mg合金材料的腐蚀电流密度最大，其腐蚀速率也最大为0.212mm/a， T74和RRA处理后合金腐蚀电流密度相近且比较小，其腐蚀速率分别为0.0239 mm/a和0.0211mm/a，由此，进一步验证了T74处理后Al-Zn-Mg合金材料的耐剥落腐蚀性能最好，T6态Al-Zn-Mg合金材料耐剥落腐蚀性能较差。

4 分析与讨论

研究认为，Al-Zn-Mg合金材料的腐蚀性能与晶界析出相有着较为密切的关系。一般有如下理论来解释： 氢脆理论、阳极溶解理论。

首先用氢脆理论来解释在不同热处理状态下Al-Zn-Mg合金材料具有的不同腐蚀性能。本实验中，Al-Zn-Mg合金材料的晶界析出相的形貌如图2所示，从图中可以看出，T6态下，Al-Zn-Mg合金材料晶界析出相呈连续分布，且尺寸较小，无法作为不可逆陷阱来束缚氢原子的移动，并为氢分子的形核提供有利条件，进而导致Al-Zn-Mg合金材料较差的抗剝落腐蚀性能。而经过经T74和RRA处理后的Al-Zn-Mg合金材料，其晶界析出相尺寸的大小和连续程度都随着时间的变化而变化，第二级温度越高，时间越长，其合金的晶界析出相越粗大 ，越离 散。 此时，晶界析出相可以作为不可逆陷阱，降低裂纹尖端处的应力集中，减缓了裂纹的扩展，提高了Al-Zn-Mg合金材料的抗腐蚀性能。这与本文中的关于腐蚀实验的结果是一致的。

阳极溶解模型是一种电化学腐蚀模型，研究表明，当Al-Zn-Mg合金材料检测面浸入EXCO溶液中时，由于其晶界析出相的电极电位较基体电极电位负，在这种情况下晶界析出相与基体之间会形成电池。而Al-Zn-Mg合金材料的晶界析出相η相较低的电极电势使其成为阳极而优先溶解。在晶界析出相η溶解的过程中所产生的腐蚀产物，随着时间的推移而积累，进而产生楔入力。这种楔入力是导致落腐蚀发生的最直接原因。T6态下，Al-Zn-Mg合金材料的晶界析出相呈连续分布，此时，晶界析出相容易形成阳极腐蚀通道，加快腐蚀的发生。而经T74和RRA处理后的Al-Zn-Mg合金材料，其晶界析出相粗大且不连续分布，其阳极腐蚀通道受阻，具有较好的抗剥落腐蚀能力，在 EXCO溶液内Al-Zn-Mg合金材料样品表面并未出现起泡和剥落腐蚀的现象。实验结果表明： 经过T74处理的Al-Zn-Mg合金材料抗剥落腐蚀性能最好，而经RRA处理的Al-Zn-Mg合金材料综合性能最好。

5 结论

(1)对比3种热处理时效状态下Al-Zn-Mg合金材料的性能发现，3种不同的时效热处理均能使Al-Zn-Mg合金材料硬度提高。同时，T74和RRA时效处理提高Al-Zn-Mg合金材料的抗剥落腐蚀性能，这与粗大不连续的晶界析出相以及无沉淀析出带的宽度有关。

(2)Al-Zn-Mg合金材料的最佳时效热处理工艺为121℃×24h+185℃×2h+121℃×24h，此时Al-Zn-Mg合金材料具有良好的综合性能。

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作者：李伟 孙琳 赵龙 马君