賈宇博 朱 源 金 曼

(上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072)

雙級(jí)時(shí)效對(duì)Al- Mg- Si合金力學(xué)性能和晶間腐蝕性能的影響

賈宇博 朱 源 金 曼

(上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072)

采用硬度測(cè)試、拉伸性能測(cè)試、晶間腐蝕試驗(yàn)和透射電鏡等手段，研究了雙級(jí)時(shí)效工藝對(duì)Al- Mg- Si合金的力學(xué)性能及耐晶間腐蝕性能的影響。結(jié)果表明，Al- Mg- Si合金在T6態(tài)時(shí)具有良好的綜合力學(xué)性能，此時(shí)對(duì)應(yīng)的硬度為114 HB，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為445.67和423.75 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為11.75%，晶間腐蝕深度為345 μm。在此基礎(chǔ)上對(duì)該合金進(jìn)行雙級(jí)時(shí)效處理后，合金仍具有較好的力學(xué)性能，且腐蝕深度明顯變淺，最佳雙級(jí)時(shí)效工藝為T6+(150 ℃/2 h)。

Al- Mg- Si合金 雙級(jí)時(shí)效 力學(xué)性能 晶間腐蝕 析出相

Al- Mg- Si合金具有強(qiáng)度高、成型性好、耐蝕性強(qiáng)等優(yōu)良性能，是一種典型的可熱處理強(qiáng)化鋁合金，在航天航空、交通運(yùn)輸和建筑等領(lǐng)域已被廣泛應(yīng)用[1]。隨著科學(xué)技術(shù)和工業(yè)的發(fā)展，對(duì)鋁合金耐蝕性的要求日益提高。研究表明，不適當(dāng)?shù)臒崽幚矸绞?、Cu含量及Mg與Si的質(zhì)量比等因素都會(huì)增加Al- Mg- Si合金的晶間腐蝕傾向[2- 3]。晶間腐蝕是鋁合金主要的局部腐蝕類型之一，往往會(huì)導(dǎo)致結(jié)構(gòu)件突然斷裂，材料強(qiáng)度、塑性和疲勞性能大幅度下降，危害較大。

在Al- Mg- Si合金時(shí)效硬化方面人們關(guān)注較多的是T6態(tài)的研究，但其會(huì)產(chǎn)生嚴(yán)重的晶間腐蝕傾向。為此，法國(guó)Pechiney公司開發(fā)出T78時(shí)效工藝，屬于一種輕微的雙級(jí)過時(shí)效處理(低溫預(yù)時(shí)效+高溫再時(shí)效)，可以顯著改善6156合金的耐晶間腐蝕性能，強(qiáng)度隨之下降15%左右[4]。國(guó)內(nèi)盛曉菲[5]等研究發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過T6I6時(shí)效處理后的6005A合金，不僅可以獲得峰值硬度，其晶界腐蝕抗力也顯著提高。

本文選用Al- Mg- Si合金為試驗(yàn)材料，研究雙級(jí)時(shí)效對(duì)其強(qiáng)度及耐晶間腐蝕性能的影響，并確定最佳時(shí)效處理工藝，以獲得兼具優(yōu)良耐晶間腐蝕性能和高強(qiáng)度的Al- Mg- Si合金。

1 試驗(yàn)材料與方法

選用擠壓成型的20 mm×20 mm Al- Mg- Si合金方棒作為試驗(yàn)材料，其化學(xué)成分如表1所示。試樣經(jīng)過540 ℃×1 h固溶處理后水淬，之后進(jìn)行時(shí)效處理。一級(jí)時(shí)效為T6峰級(jí)時(shí)效，溫度為170 ℃，保溫8 h。二級(jí)時(shí)效分為三個(gè)溫度：150、180、200 ℃，時(shí)效時(shí)間分別為1、2、4、6、10 h。

表1 試驗(yàn)材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

采用HB- 3000電子布氏硬度儀對(duì)熱處理后的試樣進(jìn)行硬度測(cè)試，選用φ5 mm的鋼球，負(fù)荷為7 350 N，保壓時(shí)間為15 s，每個(gè)試樣測(cè)量5個(gè)點(diǎn)取平均值。拉伸性能測(cè)試在CMT5305微電子控制萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，參考國(guó)標(biāo)GB/T 228- 2008。晶間腐蝕試驗(yàn)參照標(biāo)準(zhǔn)HB 5255- 1983進(jìn)行，將熱處理后的試樣垂直懸掛在腐蝕液中浸泡24 h，溶液溫度保持在(35±1)℃，腐蝕液為30 g/L NaCl+10 ml/L HCl+H2O。腐蝕后將試樣端部切去5 mm，再進(jìn)行研磨拋光，采用Nikon T1- SM型金相顯微鏡觀察腐蝕形貌并測(cè)量腐蝕深度。采用JEM- 200CX透射電鏡觀察合金的顯微組織，透射樣品采用TenuPol- 5電解雙噴減薄儀制備，電解液為30%硝酸+70%甲醇，溫度控制在-25 ℃左右。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 雙級(jí)時(shí)效對(duì)Al- Mg- Si合金硬度的影響

圖1 Al- Mg- Si合金雙級(jí)時(shí)效硬度變化曲線

由圖1所示，Al- Mg- Si合金經(jīng)過T6峰值時(shí)效處理后，硬度值為114 HB。在此基礎(chǔ)上，對(duì)試樣進(jìn)行不同溫度及不同時(shí)間的二級(jí)時(shí)效。當(dāng)二級(jí)時(shí)效溫度為150 ℃時(shí)，硬度值在二級(jí)時(shí)效1 h內(nèi)先下降，之后上升，到6 h后趨于平緩達(dá)到117 HB。當(dāng)二級(jí)時(shí)效溫度為180 ℃時(shí)，在1 h左右硬度達(dá)到峰值117.6 HB；隨后的2～6 h內(nèi)，由于強(qiáng)化相開始分解，硬度值逐漸下降并趨于平緩。當(dāng)二級(jí)時(shí)效溫度為200 ℃時(shí)，硬度值呈緩慢下降趨勢(shì)，但下降得不多基本保持穩(wěn)定。

2.2 雙級(jí)時(shí)效對(duì)Al- Mg- Si合金拉伸性能的影響

對(duì)經(jīng)過不同時(shí)效處理后的試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，結(jié)果如圖2所示。試驗(yàn)所用的T6態(tài)Al- Mg- Si合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為445.67和423.75 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為11.75%。由圖2(a)和圖2(b)可以看出，經(jīng)過T6+150 ℃處理后的試樣的強(qiáng)度隨二級(jí)時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)變化不明顯，基本保持穩(wěn)定。T6+180 ℃處理后的試樣，在加熱的最初2 h內(nèi)，強(qiáng)度緩慢下降，經(jīng)二級(jí)時(shí)效2 h后，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為429.07和409.23 MPa；在隨后的加熱過程中，強(qiáng)度值基本保持穩(wěn)定。T6+200 ℃處理后的試樣，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均隨著加熱時(shí)間的延長(zhǎng)而下降。由圖2(c)可以看出，經(jīng)T6+150 ℃和T6+180 ℃雙級(jí)時(shí)效處理的試樣，其斷后伸長(zhǎng)率呈先緩慢下降后上升的趨勢(shì)，在2 h時(shí)斷后伸長(zhǎng)率最低，分別為10.85%和10.9%。經(jīng)T6+200 ℃處理的試樣，其斷后伸長(zhǎng)率隨著時(shí)間的延長(zhǎng)而逐漸下降。這說明150、180 ℃的二級(jí)時(shí)效溫度較適宜，能夠很好地保持該合金的強(qiáng)度和塑性，而200 ℃的二級(jí)時(shí)效溫度略高，對(duì)合金強(qiáng)度的影響明顯。

圖2 Al- Mg- Si合金雙級(jí)時(shí)效處理后的拉伸性能

2.3 雙級(jí)時(shí)效對(duì)Al- Mg- Si合金晶間腐蝕性能的影響

從圖4(a)可以看出，經(jīng)過T6態(tài)處理后的試樣晶間腐蝕現(xiàn)象最為嚴(yán)重，部分表層晶粒相互脫離、脫落，具有明顯的晶間腐蝕特征，腐蝕深度為345 μm。結(jié)合圖4和表2可知，合金經(jīng)過T6+150 ℃處理2 h后，腐蝕深度僅為64 μm，經(jīng)過T6+180 ℃和T6+200 ℃處理后，對(duì)應(yīng)的腐蝕深度分別為113和161 μm。可見經(jīng)過雙級(jí)時(shí)效處理后的試樣，晶間腐蝕敏感性大幅度降低，已經(jīng)沒有明顯的晶間腐蝕特征，腐蝕深度也明顯變淺。

表2 不同時(shí)效工藝下Al- Mg- Si合金的晶間腐蝕最大深度值

圖4 不同時(shí)效工藝下Al- Mg- Si合金的晶間腐蝕形貌

2.4 透射電鏡觀察

為了驗(yàn)證試驗(yàn)條件下合金的力學(xué)性能、電導(dǎo)率與顯微組織之間的內(nèi)在聯(lián)系，選取T6態(tài)、T6+(150 ℃/2 h)和T6+(180 ℃/2 h)三種時(shí)效工藝處理后的試樣進(jìn)行透射電鏡觀察。

2.4.1 時(shí)效工藝對(duì)晶內(nèi)析出相的影響

從圖5(a)中可以看出，合金經(jīng)過T6峰值時(shí)效處理后，基體中主要存在兩種襯度的析出相，一種是針狀析出相，另一種是粒狀析出相。針狀析出相在合金基體上非常細(xì)小且彌散分布，長(zhǎng)度為15～20 nm，分別沿著基體的[100]Al和[010]Al方向分布，與基體保持共格關(guān)系。從相應(yīng)選區(qū)的電子衍射花樣中，可以看到明顯的十字形斑紋，根據(jù)Edwards等[6]研究，可以判斷為β"相，對(duì)合金基體主要起著強(qiáng)化作用。粒狀析出相，直徑為2～3 nm，其中一部分為針狀析出相β"相的橫截面，另一部分是球狀的GP區(qū)組織。

如圖5(b)所示，合金經(jīng)過T6+(150 ℃/2 h)時(shí)效處理后，基體內(nèi)有少量棒狀的β′相析出，長(zhǎng)度為50～80 nm。此時(shí)的β"相相比T6態(tài)時(shí)略微粗化，長(zhǎng)度約30 nm，仍在基體中占主要地位。如圖5(c)所示，當(dāng)經(jīng)過T6+(180 ℃/2 h)時(shí)效處理后，由于二級(jí)時(shí)效溫度進(jìn)一步升高，合金基體中的β"相和β′相尺寸進(jìn)一步長(zhǎng)大，β′相長(zhǎng)度約100 nm。從數(shù)量上來看，β"相數(shù)量減少，β′相數(shù)量增多。

圖5 不同時(shí)效工藝下Al-Mg- Si合金晶內(nèi)的TEM形貌

2.4.2 時(shí)效工藝對(duì)晶界析出相的影響

圖6為不同時(shí)效狀態(tài)下合金晶界的TEM形貌。由圖6(a)所示，在T6峰值時(shí)效時(shí)，沿晶界分布的析出相尺寸較小，呈連續(xù)分布，間隔很近。此時(shí)合金晶界的無沉淀析出帶(PFZ)較窄，寬度約25 nm。從圖6(b)、圖6(c)可以看出，經(jīng)過T6+(150 ℃/2 h)和T6+(180 ℃/2 h)雙級(jí)時(shí)效處理后的合金，其析出相沿晶界斷續(xù)分布，析出相尺寸變大，間隔變大。由于二級(jí)時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，基體中的Mg、Si等溶質(zhì)原子不斷向晶界偏聚以維持β"相和β′相的不斷長(zhǎng)大，導(dǎo)致PFZ要比T6時(shí)的寬。此時(shí)雙級(jí)時(shí)效T6+(150 ℃/2 h)對(duì)應(yīng)的PFZ約為60 nm，而T6+(180 ℃/2 h)對(duì)應(yīng)的PFZ約為80 nm。

圖6 不同時(shí)效工藝下Al- Mg- Si合金晶界的TEM形貌

3 分析與討論

對(duì)于試驗(yàn)所用Al- Mg- Si合金來說，基體析出序列主要是：過飽和固溶體→原子團(tuán)簇→GP區(qū)→針狀β"相→棒狀β′相→片狀β相(Mg2Si)[7]。隨著時(shí)效溫度和時(shí)間的變化，析出序列會(huì)發(fā)生相應(yīng)的變化，時(shí)效過程中基體析出相的性質(zhì)、形貌、數(shù)量和尺寸等都不斷發(fā)生變化，這些都會(huì)影響合金最終的力學(xué)性能。

經(jīng)過T6峰值時(shí)效處理后，晶內(nèi)析出相主要為球狀的GP區(qū)和針狀β"相，與基體產(chǎn)生較大的共格畸變，β"相是合金中主要的強(qiáng)化相，使合金的硬度、強(qiáng)度達(dá)到最大值。T6+150 ℃雙級(jí)時(shí)效處理時(shí)，從圖1來看，在二級(jí)時(shí)效1 h內(nèi)，硬度值下降的主要原因可能是由于晶體內(nèi)已形成的部分GP區(qū)低于熱力學(xué)穩(wěn)定尺寸，經(jīng)過二級(jí)時(shí)效后重新轉(zhuǎn)變?yōu)槿苜|(zhì)原子，導(dǎo)致GP區(qū)數(shù)量減少，硬度值下降[8- 9]。T6+150 ℃時(shí)效處理時(shí)，由于二級(jí)時(shí)效溫度低于一級(jí)時(shí)效溫度，β′相生成數(shù)量不多，β"相略微粗化，所以對(duì)合金強(qiáng)度沒有明顯的影響。T6+180 ℃時(shí)效處理時(shí)，二級(jí)時(shí)效溫度進(jìn)一步升高，由于部分β"相轉(zhuǎn)變?yōu)棣隆湎?，所以?qiáng)化相β"相減少，對(duì)應(yīng)合金的強(qiáng)度和硬度緩慢降低。T6+200 ℃時(shí)效處理時(shí)，由于二級(jí)時(shí)效溫度較高，合金內(nèi)主要的強(qiáng)化相β"相開始大量轉(zhuǎn)變?yōu)棣隆湎?，β′相不斷長(zhǎng)大，導(dǎo)致合金的硬度和強(qiáng)度逐漸下降。

由于晶界上的析出相比晶界無沉淀析出帶(PFZ)和晶界相鄰的基體有更高的電位，所以晶界析出相可以形成連續(xù)的陰極活性通道，晶界無沉淀析出帶(PFZ)和相鄰的基體可作為陽(yáng)極。晶界析出相與相鄰基體之間、晶界析出相與PFZ之間都可以形成連續(xù)腐蝕的微電池，這對(duì)合金的耐腐蝕性能有很大影響。要獲得良好的晶間腐蝕抗力，通常需要晶界析出相盡可能呈大間距斷續(xù)分布，以切斷晶界連續(xù)腐蝕通道[10]。

T6峰值時(shí)效階段的晶間腐蝕最嚴(yán)重，此時(shí)晶界處產(chǎn)生了大量連續(xù)的β"相，形成了連續(xù)的腐蝕通道，導(dǎo)致晶界優(yōu)先連續(xù)溶解，發(fā)生晶間腐蝕。經(jīng)過T6+(150 ℃/2 h)和T6+(180 ℃/2 h)雙級(jí)時(shí)效處理后，由于PFZ的存在，晶界附近的溶質(zhì)原子濃度較低，使得擴(kuò)散至晶界的溶質(zhì)原子數(shù)量無法維持β"相和β′相的繼續(xù)長(zhǎng)大。為了降低界面能，晶界析出相發(fā)生球化現(xiàn)象，從而斷續(xù)分布，切斷了陰極連續(xù)腐蝕通道，轉(zhuǎn)變成不連續(xù)的腐蝕點(diǎn)[11]，晶間腐蝕有很大改善。從表2來看，T6+(150 ℃/2 h)比T6+(180 ℃/2 h)處理時(shí)有更好的耐腐蝕性能。這可能由于T6+(150 ℃/2 h)時(shí)效過程中，二級(jí)時(shí)效溫度降低，基體中溶質(zhì)原子擴(kuò)散速率下降，擴(kuò)散進(jìn)入晶界的Mg、Si溶質(zhì)原子不斷減少，導(dǎo)致晶界析出相的球化程度進(jìn)一步提高，β"相和β′相球化現(xiàn)象嚴(yán)重，從而析出相間距進(jìn)一步加大，耐晶間腐蝕性能更好。

4 結(jié)論

(1)Al- Mg- Si合金在T6態(tài)時(shí)具有良好的綜合力學(xué)性能，此時(shí)對(duì)應(yīng)的硬度為114 HB，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為445.67和423.75 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為11.75%。對(duì)合金進(jìn)行T6+150 ℃、T6+180 ℃和T6+200 ℃雙級(jí)時(shí)效處理后，對(duì)應(yīng)的硬度值變化不大，強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率有所降低，但總體下降不多，具有較好的力學(xué)性能，這是由于雙級(jí)時(shí)效處理后合金基體中仍以強(qiáng)化相β"相為主。

(2)經(jīng)過雙級(jí)時(shí)效處理后Al- Mg- Si合金的耐腐蝕性能比T6峰值時(shí)效的試樣提高很多。采用T6+(150 ℃/2 h)、T6+(180 ℃/2 h)雙級(jí)時(shí)效處理的試樣，均可以達(dá)到力學(xué)性能和耐腐蝕性能的良好配合，以T6+(150 ℃/2 h)耐腐蝕性能最優(yōu)，這是由于雙級(jí)時(shí)效改善了合金晶界析出相的形狀與分布。

(3)Al- Mg- Si合金在T6峰值時(shí)效處理后，基體析出相主要為球狀GP區(qū)和針狀β"相，β"相作為主要強(qiáng)化相，在合金基體中呈彌散分布，且密度較大，晶界析出相呈連續(xù)分布，尺寸較小。經(jīng)過T6+(150 ℃/2 h)和T6+(180 ℃/2 h)雙級(jí)時(shí)效處理后，基體仍以β"相為主，且有棒狀β′相生成，晶界析出相逐漸粗化，并為了提高界面能發(fā)生球化，呈斷續(xù)分布。

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收修改稿日期：2016- 05- 20

Effect of Two- step Aging Treatment on Mechanical Properties and Intergranular Corrosion of Al- Mg- Si Aluminum Alloy

Jia Yubo Zhu Yuan Jin Man

(School of Materials Science and Engineering, Shanghai University, Shanghai 200072,China)

Effect of two- step aging treatment on mechanical properties and intergranular corrosion of Al- Mg- Si aluminum alloy were investigated by hardness test, tensile test, intergranular corrosion test and TEM observation. The experimental results showed that Al- Mg- Si alloy at T6 temper condition had excellent mechanical properties: hardness was 114 HB, tensile strength, yield strength and elongation were 445.67 MPa, 423.75 MPa and 11.75% respectively, the serious intergranular corrosion depth was 345 μm. After two- step aging treatment, the alloy still had good mechanical properties while the depth of corrosion reduced obviously. As a result, the optimum two- step aging treatment was T6+(150 ℃/2 h).

Al- Mg- Si alloy，two- step aging，mechanical property，intergranular corrosion，precipitates

賈宇博，女，從事鋁合金耐腐蝕性能研究，Email：jiayuboer@163.com，電話：13127882268

金曼，副教授，上海大學(xué)，電話：021- 56332127，Email：jinman919@shu.edu.cn