不同Mg/Si質(zhì)量比對6000系鋁合金性能的影響

李恩波，陸宏韜，樊 晨，王力顥，周 朋，王 淵，周廣宇，楊武迪

(遼寧忠旺集團有限公司，遼寧 遼陽 111003)

汽車制造行業(yè)為降低能源消耗繼而將汽車輕量化作為首要目標，鋁合金因其具有密度小、比強度高、耐腐蝕性強和可加工性好等優(yōu)點[1-3]，已成為理想的輕量化材料。6000系鋁合金為具有良好綜合性能的可熱處理強化合金，可以通過固溶、淬火和人工時效相結(jié)合的方式來提高合金的強化效果，并以Mg2Si過渡相為主要強化相[4-5]。

合金的組織結(jié)構(gòu)決定其性能，然而合金組織結(jié)構(gòu)與其合金成分(主要是Mg/Si的質(zhì)量比)及時效工藝密切相關(guān)[6]。因此，本文研究了不同Mg/Si質(zhì)量比的合金在時效過程中析出第二相的種類、尺寸、數(shù)量及分布的變化規(guī)律，制定合理的時效制度，以保證鋁合金制品的最終性能。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

本試驗選取了Mg含量一定，Mg/Si含量比不同的三種合金A、B、C，其化學成分見表1。合金鑄錠均勻化處理后，在2750T擠壓機上進行擠壓加工，擠壓生產(chǎn)的主要參數(shù)為：鑄錠加熱溫度480 ℃，擠壓系數(shù)33.2，擠壓速度6 m/min。

表1 合金的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

三種合金采用相同的熱處理工藝，560 ℃固溶保溫1 h后水淬，水溫為室溫；為避免停放效應(yīng)造成的不良影響，合金需立即轉(zhuǎn)移至時效爐內(nèi)進行人工時效，175 ℃時效保溫0～20 h。

1.2 試驗方法

采用FV-810維氏顯微硬度計進行硬度測試，試驗力為10 kgf，加載時間為15 s，每個試樣測試五點取平均值；采用SMP-10渦流電導儀進行電導率測試，每個試樣測試不少于三次；使用57 g/L NaCl+10 g/L H2O2混合液進行晶間腐蝕試驗，試驗溫度為35 ℃，試驗時間為6 h；采用金相顯微鏡觀察腐蝕形貌，并測量其腐蝕深度。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 維氏硬度

圖1為三種合金隨時效時間變化的時效硬化曲線。由圖1可知，三種合金的硬度變化趨勢相似，曲線均分為四個階段，即快速上升、緩慢上升、平穩(wěn)達到峰值和緩慢下降階段。在時效保溫2 h內(nèi)，A合金的硬度值上升最快，時效2 h時硬度達到了90 HV以上，在6 h時硬度達到峰值98.7 HV。B合金的Mg/Si質(zhì)量比較A合金的大，在時效保溫2 h內(nèi)，硬度上升的速度低于A合金，在7 h左右達到硬度峰值97.7 HV。由此可知，合金的Mg/Si質(zhì)量比為1.00時，在此基礎(chǔ)上再增加Si含量對合金的強化效果不太明顯。C合金的整體硬度值都低于A合金和B合金，在9 h左右達到硬度峰值，這與C合金內(nèi)Mg和Si總含量小有關(guān)。此外，在過時效階段，A合金的硬度下降速率較B合金的快，在時效時間延長至11 h后，B合金的硬度值超過了A合金，說明合金性能的熱穩(wěn)定性可能與合金中Mg/Si質(zhì)量比有關(guān)。

圖1 三種合金時效硬化曲線

2.2 電導率

電導率可以用來表征金屬材料抗腐蝕性能的優(yōu)劣，電導率越大，材料的抗腐蝕性能越好，反之亦然[7]。圖2為三種合金的電導率隨時效時間的變化曲線，均呈現(xiàn)出快速上升階段、平穩(wěn)階段和再緩慢上升階段。A合金初始電導率為46.1%IACS，在時效初期，A合金的電導率快速上升，時效時間為6 h時，A合金電導率達到峰值為49.1%IACS；之后隨著時效時間的延長，電導率變化很??；當時效時間延長至12 h后，電導率緩慢上升。B合金電導率變化曲線的斜率要比A合金的小，初始電導率為46.3%IACS，峰值時效時合金電導率為49.3%IACS。C合金初始電導率為46.6%IACS，峰值時效時合金電導率為49.7%IACS。由此可見，合金內(nèi)Mg含量一定時，隨著Mg/Si質(zhì)量比增大，峰值時效后合金的電導率增加，且變化速率變緩慢。

(a)A合金；(b)B合金；(c)C合金

2.3 晶間腐蝕

圖3為三種合金欠時效、峰時效和過時效的晶間腐蝕形貌，表2為三種合金晶間腐蝕最大深度的等級表。由圖3和表2可知，與不同Mg/Si質(zhì)量比對合金的晶間腐蝕性能影響相比，時效制度對合金的晶間腐蝕性能更大。A合金在欠時效時，晶間腐蝕深度較小為111.71 μm；峰時效時，合金腐蝕范圍擴大，腐蝕程度較為嚴重，最大深度為234.78 μm，有較大的腐蝕傾向性；過時效后，合金的腐蝕程度較峰時效時明顯減弱，最大深度為171.18 μm。B和C合金晶間腐蝕深度的變化與A合金相似，峰時效時，合金晶間腐蝕深度較大，有較大的腐蝕傾向性；欠時效時，合金具有較好耐腐蝕性。鋁合金的耐晶間腐蝕性能由強到弱順序為：欠時效>過時效>峰時效。

(a)A合金，欠時效；(b)A合金，峰時效；(c)A合金，過時效；(d)B合金，欠時效；(e)B合金，峰時效；(f)B合金，過時效；(g)C合金，欠時效；(h)C合金，峰時效；(i)C合金，過時效

表2 三種合金晶間腐蝕等級表

2.4 分析

6000系鋁合金時效析出序列一般為：首先形成Si原子團簇，隨后Mg和Si原子不斷擴散到團簇位置，在<100>Al上形成完全共格的GP區(qū)；隨后形成完全共格的β″相，在時效后期沉淀析出半共格的β′相，最終形成不共格的穩(wěn)定β相[8-9]。沉淀析出的強化相中，β″相的強化效果最好，其次為β′相，效果較差的為穩(wěn)定β相[9]。時效初期，合金基體內(nèi)以GP區(qū)為主，共格使基體產(chǎn)生晶格畸變，產(chǎn)生了很大的彈性應(yīng)變場，阻礙位錯運動，合金的硬度提高。隨著Mg和Si進一步簇集，形成的β″相使晶格畸變程度進一步增大，形成的應(yīng)力場更強；當β″相長大到一定尺寸后，在基體中均勻彌散分布，應(yīng)力場連成一片，此時合金硬度達到峰值。A合金中合金元素質(zhì)量分數(shù)大，其析出相的形核驅(qū)動力越大，合金達到峰值硬度所需的時間也越短。隨時效時間的延長，形成的β′相減弱了基體的畸變程度，對位錯阻礙作用也隨著減少，合金的硬度也隨之下降。

合金固溶淬火后，被固溶的溶質(zhì)原子形成了置換固溶體或間隙固溶體，引起了基體晶格畸變，增加了自由電子的散射作用，使合金電阻率增大[10]。因此時效初始時合金的電導率偏低，A合金內(nèi)溶質(zhì)原子質(zhì)量分數(shù)大，造成的基體畸變程度也增大，時效初始時電導率小。時效初期，隨著溶質(zhì)原子不斷的從過飽和固溶體中沉淀析出，形成強化相，基體的過飽和度逐漸下降，強化相析出的驅(qū)動力也逐漸下降，析出速度減小，故合金的電導率變化緩慢；時效過程中，基體中溶質(zhì)原子含量一直降低，對自由電子的散射作用在減弱，平均自由程增加，故合金的電導率總體呈上升趨勢。

晶間腐蝕是指沿著晶粒晶界或相鄰區(qū)域向晶粒內(nèi)部擴展的腐蝕，晶間腐蝕會使晶粒間失去結(jié)合力，使合金強度喪失，而合金表面卻無任何變化，因此其危害性很大[11-12]。6000系鋁合金時效沉淀析出的Mg2Si相的電極電位高于純鋁的電極電位，而相鄰的晶界無沉淀區(qū)屬于溶質(zhì)原子貧化區(qū)，其電極電位較低，存在的電位差為晶間腐蝕提供了驅(qū)動力[13]。峰時效時，析出相在晶界上大量析出，呈連續(xù)分布，在腐蝕微電池中充當陰極，形成了一個陰極連續(xù)的腐蝕通道，而相鄰的晶界無沉淀區(qū)充當陽極，晶界無沉淀區(qū)被快速溶解，從而造成了較嚴重的晶間腐蝕。在欠時效階段，晶界上的析出相較少，析出相的間距較大，無晶界、無沉淀區(qū)；同時基體內(nèi)含有較多的溶質(zhì)原子，其電極電位也較大，與晶界上的析出相的電位差小，形成的腐蝕威電池較弱，故合金的晶間腐蝕性能較好。在過時效階段，析出相粗化，間距增大，形成不連續(xù)的陰極，不連續(xù)的陰極會在局部產(chǎn)生腐蝕，但很難向晶界內(nèi)部擴展，故過時效的耐腐蝕性要高于峰時效。

3 結(jié)論

1)當6000系鋁合金的Mg/Si質(zhì)量比為1.00時，在此基礎(chǔ)上增加Si含量對合金的時效強化效果不明顯，同時時效強化的熱穩(wěn)定性可能與合金內(nèi)Mg/Si質(zhì)量比有關(guān)；

2)Mg含量一定時，隨著Mg/Si質(zhì)量比增大，合金的電導率增加，但變化速率變緩慢；

3)時效制度對合金的耐晶間腐蝕性由強到弱順序為：欠時效>過時效>峰時效。