胡 皓， 劉旭東， 周廣宇， 王德營， 張 巖

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼陽 遼寧 111003)

6xxx系鋁合金是一種可熱處理強(qiáng)化的鋁合金，其以Mg和Si為主要合金元素，并以Mg2Si為強(qiáng)化相。具有中等強(qiáng)度、良好的塑性，優(yōu)良的可焊性和冷加工性能，廣泛應(yīng)用在強(qiáng)度和耐蝕性要求較高的工業(yè)型材和結(jié)構(gòu)件、汽車等行業(yè)[1，2]。Cu是6xxx系鋁合金中的一種常見合金元素，Cu的加入能有效提高合金的強(qiáng)度，但同時降低了合金的耐腐蝕性能[3]。例如，6xxx系合金在峰值時效過程中，合金具有較強(qiáng)的晶間腐蝕傾向，限值了該合金的使用。

6061是一種常見的6xxx鋁合金，可應(yīng)用于汽車制造業(yè)、車體、集裝箱和船舶等行業(yè)[1]。影響6061鋁合金耐蝕性的因素有很多，比如不恰當(dāng)?shù)臒崽幚?、合金元素的配比方式等。時效過程通常是鋁擠壓型材進(jìn)行的最終熱處理方式，選擇恰當(dāng)?shù)臅r效工藝可有效提高型材的強(qiáng)度，比如在T6峰值時效狀態(tài)下，型材具有較高的強(qiáng)度和硬度，但具有較強(qiáng)的晶間腐蝕傾向[4，5]。目前國內(nèi)對6061鋁合金的工業(yè)生產(chǎn)研究包括停放[6]、單級時效[4，7]、固溶時效[2，8]、冷軋板雙級時效[5]等,對擠壓型材的雙級時效工藝研究較少。因此，本文選取一種6061鋁合金擠壓型材，從雙級時效工藝角度研究其對性能及耐蝕性的影響趨勢，旨在為6061鋁合金時效工藝的制定提供參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)選取材料為6061鋁合金擠壓型材，其型材截面如圖1所示；其實(shí)測合金成分如表1所列，該合金實(shí)測成分在國標(biāo)范圍內(nèi)，符合6061鋁合金國標(biāo)化學(xué)成分要求。

圖1 型材截面圖Fig.1 Section diagram of profile

該型材屬于一種常見汽車材料，有些汽車材料要求該合金屈服強(qiáng)度高于國標(biāo)要求，GB/T 6892-2015標(biāo)準(zhǔn)記錄了6061-T6狀態(tài)性能標(biāo)準(zhǔn)，即屈服強(qiáng)度Rp0.2≥240MPa，抗拉強(qiáng)度Rm≥260MPa，斷后伸長率A≥7%，布氏硬度HB≥95HBW。通過以往的實(shí)際生產(chǎn)可知，獲得較高強(qiáng)度的同時，該合金抗腐蝕性能較差。因此，通過正交試驗(yàn)研究一種雙級時效制度，滿足標(biāo)準(zhǔn)且強(qiáng)度降低在可接受范圍內(nèi)，保證一定的抗腐蝕性能。

本試驗(yàn)針對雙級時效工藝的4個主要參數(shù)(一級時效溫度A、一級時效時間B、二級時效溫度C及二級時效時間D)設(shè)計了L9(34)的正交試驗(yàn)方案(表2)。合金按照正交實(shí)驗(yàn)方案分別進(jìn)行雙級時效，為了便于比較，另外進(jìn)行常規(guī)T4自然時效和T6峰值時效。

表1 6061鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表2 正交試驗(yàn)表

常溫力學(xué)性能在AG-X 100KN電子萬能試驗(yàn)機(jī)，并按相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，所有拉伸試樣均平行于擠壓方向截??；電導(dǎo)率測試在SMP-10渦流電導(dǎo)儀；布氏硬度采用HBS-62.5型數(shù)顯小負(fù)荷布氏硬度計；晶間腐蝕按特定標(biāo)準(zhǔn)檢測，進(jìn)行常溫晶間腐蝕，將料樣切成50mm×30mm，長邊為擠壓方向，先用丙酮清洗，用5%的NAOH和70%的硝酸溶液清洗，放入1L實(shí)驗(yàn)試劑(30g NaCl+100ml HCL(37%)+1L H2O)中在30℃溫度下浸泡24h，沖洗后用AXIO萬能研究級倒置式材料顯微鏡觀察腐蝕形貌并測量腐蝕深度。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 自然時效及峰值時效的影響

該型材經(jīng)擠壓機(jī)擠壓后取樣分別進(jìn)行自然時效(T4)及人工峰值時效(T6)，性能如表3所示。T6狀態(tài)與T4狀態(tài)相比，力學(xué)性能和電導(dǎo)率均有一定幅度提升，腐蝕深度降低。

表3 T4/T6狀態(tài)下性能

2.2 雙級時效的影響

表4所列為正交試驗(yàn)方案及結(jié)果，可以發(fā)現(xiàn)，耐蝕性最佳的雙級時效工藝為A1B2C2D2(即175℃×6h+210℃×2h)，此時獲得性能為Rp0.2=268MPa、Rm=286MPa、A=13%、HB=93.5HB、γ=27.42MS/m及腐蝕深度為0.121mm。

表4 正交實(shí)驗(yàn)方案與結(jié)果

為了對正交實(shí)驗(yàn)結(jié)果分析更加準(zhǔn)確，采用極差分析，計算出每一因素和水平下相應(yīng)力學(xué)性能、硬度及電導(dǎo)率的平均值及極差，進(jìn)而確定目標(biāo)工藝對性能的影響程度主次，具體的極差分析結(jié)果見表5。從極差分析表中可以看出，影響6061合金屈服強(qiáng)度的因素主次依次為二級時效溫度、二級時效時間、一級時效溫度和時間，二級時效溫度從200℃提高到220℃，6061合金的屈服強(qiáng)度最大降低了28.34MPa；影響6061合金抗拉強(qiáng)度的因素主次依次為二級時效溫度、二級時效時間、一級時效溫度、一級時效時間，一級時效溫度從200℃提高到220℃，6061合金的屈服強(qiáng)度最大降低了20.67MPa；影響6061合金伸長率的因素主次依次為二級時效溫度、一級時效溫度、二級時效時間、一級時效時間，二級時效溫度從200℃提高到220℃，6061合金的伸長率最大提高了1.67%；影響6061合金硬度的因素主次依次為二級時效溫度、二級時效時間、一級時效時間、一級時效溫度，二級時效溫度從200℃提高到220℃，6061合金的硬度最大降低了9.13HBW；影響6061合金電導(dǎo)率的因素主次依次為二級時效時間、二級時效溫度、一級時效溫度、一級時效時間，二級時效時間從1h延長到3h，6061合金的電導(dǎo)率最大提高了0.33MS/m；影響6061合金晶間腐蝕深度的因素主次依次為一級時效溫度、二級時效時間、二級時效溫度、一級時效時間，一級時效溫度從175℃提高到195℃，6061合金的晶間腐蝕深度最大提高了0.094mm。

表5 正交實(shí)驗(yàn)極差分析結(jié)果

為了直觀起見，用因素的水平變化為橫坐標(biāo)，指標(biāo)的平均值為縱坐標(biāo)，畫出水平與指標(biāo)的關(guān)系圖，如圖2所示。從圖2中可以看出，獲得最佳屈服強(qiáng)度性能的淬火時效工藝為A2B2C1D1，即180℃×6h+200℃×1h；獲得最佳抗拉強(qiáng)度性能的淬火時效工藝為A2B2C1D1；獲得最佳伸長率性能的淬火時效工藝為A2B1C2D2，即180℃×4.5h+210℃×2h；獲得最佳硬度性能的淬火時效工藝為A2B1C1D1，即180℃×4.5h+200℃×1h；獲得最佳電導(dǎo)率性能的淬火時效工藝為A3B3C3D3，即195℃×8h+220℃×3h；由于本文探究獲得腐蝕深度較低的熱處理工藝，而從圖2中可以獲得最深的腐蝕深度，因此不作分析。

圖2水平與指標(biāo)關(guān)系圖
Fig.2 Diagram of level and index

2.3 雙級時效熱處理工藝優(yōu)化

由于本文主要研究6061擠壓型材通過合理的雙級時效制度保證性能降低在可接受范圍內(nèi)的前提下，獲得最佳耐蝕性能的熱處理工藝。由表5正交試驗(yàn)結(jié)果可以看出，在滿足國標(biāo)6061-T6性能標(biāo)準(zhǔn)的前提下，獲得最佳耐蝕性能的雙級時效工藝為A1B2C2D2(即175℃×6h+210℃×2h)，此時獲得性能為Rp0.2=268MPa、Rm=286MPa、A=13%、HB=93.5HB、γ=27.42MS/m及腐蝕深度為0.121mm。而由圖2可以看出，影響6061鋁合金不同性能的雙級時效工藝分別為A2B2C1D1(即180℃×6h+200℃×1h)、A2B1C2D3(即180℃×4.5h+210℃×2h)、A2B1C1D2(即180℃×4.5h+200℃×1h)及A3B3C3D3(即195℃×8h+220℃×3h。因此進(jìn)行4組驗(yàn)證試驗(yàn)，試驗(yàn)結(jié)果如表6所示。通過表6的驗(yàn)證試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，正交最優(yōu)解、驗(yàn)證2和驗(yàn)證4均不滿足國標(biāo)標(biāo)準(zhǔn)，而驗(yàn)證1和驗(yàn)證3相比，驗(yàn)證1的性能明顯高于驗(yàn)證3(僅硬度略低)，且驗(yàn)證1的晶間腐蝕深度明顯低于驗(yàn)證3。因此，保證一定力學(xué)性能的同時，獲得最佳耐蝕性能的雙級時效工藝為：180℃×6h+200℃×1h，此時獲得性能為Rp0.2=263MPa、Rm=286MPa、A=12%、HB=97.1HB、γ=27.38MS/m及腐蝕深度為0.145mm；與T6狀態(tài)性能相比，電導(dǎo)率和抗腐蝕性能均有所提高。

表6 驗(yàn)證實(shí)驗(yàn)方案與結(jié)果

2.4 雙級時效對6061鋁合金耐蝕性能的影響

圖3為不同熱處理制度的晶間腐蝕圖。圖3(a)為T6峰值時效制度下的晶間腐蝕形貌，小范圍出現(xiàn)晶粒剝落，最大腐蝕深度為0.376mm，采用雙級時效制度后，腐蝕表面均出現(xiàn)不同程度的腐蝕坑，并伴隨著晶粒分離甚至晶粒剝落現(xiàn)象，且195℃×8h+220℃×3h制度下伴隨出現(xiàn)點(diǎn)蝕。

(a) 195℃×4.5h；(b) 175℃×6h+210℃×2h；(c) 180℃×6h+200℃×1h；(d) 180℃×4.5h+210℃×2h；(e) 180℃×4.5h+200℃×1h；(f) 195℃×8h+220℃×3h圖3 不同熱處理制度的晶間腐蝕形貌Fig.3 Intergranular corrosion morphologies of different heat treatment systems

2.5 分析與討論

對于6061鋁合金而言，當(dāng)Cu的質(zhì)量分?jǐn)?shù)<0.25%時，其普遍接受的析出序列為[5，9]：過飽和固溶體→共格GP區(qū)→共格→半共格→非共格；而晶界析出序列[5，10]為過飽和固溶體→非共格相。研究結(jié)果表明，6xxx合金經(jīng)峰值時效后晶內(nèi)析出大量細(xì)小彌散分布的針狀的與基體保持共格關(guān)系的相，使基體發(fā)生畸變，從而獲得最高強(qiáng)度；而經(jīng)過雙級時效后，相粗化，或者重新回歸形成溶質(zhì)原子減少組織中強(qiáng)化相的數(shù)量，從而使合金強(qiáng)度降低[9，10]。雙級時效實(shí)則是一種過時效行為，是核長大的過程，彌散度降低，非共格的相析出，使得點(diǎn)陣內(nèi)的晶格畸變程度降低，電導(dǎo)率增加[11]。

晶間腐蝕敏感性主要取決于晶界析出特征，晶界由于具有較高的界面能，成為短路擴(kuò)散通道和擇優(yōu)形核位置，不僅在固溶處理時易形成元素偏析，而且在時效時，晶界附近的溶質(zhì)原子也易向晶界擴(kuò)散。6061鋁合金的析出強(qiáng)化相主要為Mg2Si，該相與基體之間存在電位差，從而形成微電池，發(fā)生晶間腐蝕。通過表1可知，該合金的Mg/Si小于1.73，晶界處不但存在Mg2si粒子，同時析出過剩的Si粒子。腐蝕初期，由于強(qiáng)化相Mg2Si的電位為負(fù)，腐蝕主要萌生于Mg2Si相的表面，然后晶界由于Si粒子電位為正，一方面導(dǎo)致Si粒子邊緣無沉淀帶的陽極溶解，另一方面加速M(fèi)g2Si活性元素Mg的優(yōu)先溶解及不活潑元素Si的富集，加速了Mg2Si和Al基體的極性轉(zhuǎn)化過程，從而促進(jìn)了Si元素富集的Mg2Si邊緣無沉淀帶的陽極溶解及合金晶間腐蝕萌生于Mg2Si，從而沿晶界無沉淀帶發(fā)展[3]。時效初期，合金組織以相為主，成分均勻，電位統(tǒng)一，隨著峰值時效時間的增加，晶界上析出相數(shù)量增多，有利于腐蝕的進(jìn)行，而經(jīng)過雙級時效后，晶界上的析出相尺寸增大但數(shù)量減小，由表6可知，一級時效溫度是主要影響耐蝕性能的因素，升高時效溫度，原子粗化速率增加，從而導(dǎo)致強(qiáng)度降低的同時，抗腐蝕性能提高[3，9]。

3 結(jié)論

(1) 通過正交試驗(yàn)極差分析，對于6061鋁合金而言，在保證一定力學(xué)性能和硬度的前提下，一級時效溫度對合金的耐蝕性影響最大；

(2) 通過正交試驗(yàn)結(jié)果及驗(yàn)證試驗(yàn)得出，180℃×6h+200℃×1h時獲得最佳性能，Rp0.2=263MPa、Rm=286MPa、A=12%、HB=97.1HB、γ=27.38MS/m，腐蝕深度0.145mm。