張福豹, 許曉靜, 吳桂潮, 王 彬, 羅 勇, 宋 濤, 程曉農(nóng)
(1.江蘇大學先進成形技術研究所,江蘇鎮(zhèn)江 212013;2.南通大學機械工程學院,江蘇南通 226019)
6013鋁合金是美國鋁業(yè)公司研制的一種新型Al-Mg-Si-Cu合金,具有高的強度、斷裂韌性、抗疲勞性能、抗腐蝕性能,并且具有良好的焊接性能和塑性成形性能[1-4]。T6狀態(tài)的 6013鋁合金抗拉強度比6061的高約 15%~25%。由于其具有良好的綜合性能,在大型民用飛機、軍用艦載飛機、軌道交通上具有重大應用背景。美國海軍在新型反潛戰(zhàn)斗巡邏飛機P-7A上選用6013-T6薄板作蒙皮和其他部件,取代包鋁的 2024-T3板材[5],在 A340飛機上也采用6013鋁合金作為機身下部壁板材料,目前 A380機身下壁板已經(jīng)全部采用了 6013鋁合金的焊接整體壁板。民用方面,6013鋁合金代替 6061鋁合金在汽車輪轂、輪箍、計算機硬盤傳動臂、自行車結構件等對力學性能有較高要求場合的應用也有很好的前景。國外對 6013鋁合金做了大量的研究[6,7],而國內(nèi)對此類合金的研究還較少。
6013鋁合金(Al-1.0%Mg-0.8%Si-0.85%Cu-0.5%Mn)(質(zhì)量分數(shù),下同)是在Al-Mg-Si合金的基礎上加入了少量的Cu,Cu對合金有一定的固溶強化作用,但隨著銅含量的增加,合金的抗腐蝕性能下降[8,9]??垢g性能是考察鋁合金性能的一項重要指標。國內(nèi)外有學者認為,6013鋁合金較低的抗腐蝕性能主要源于晶間腐蝕[3,10]。所以研究鋁合金的抗腐蝕能力,可以從研究該類合金的抗晶間腐蝕能力方面著手進行。
鋯元素是一種能顯著改變鋁合金各種性能的微量元素,已成為現(xiàn)在發(fā)展高強鋁合金必需的合金化元素之一[11]。在合金中加入鋯元素,對鋁合金進行微合金化可以顯著提高鋁合金的組織和性能[12-14]。本研究對一種鋯微合金化 6013型鋁合金經(jīng) 470℃/ 24h均質(zhì)化處理,變形量約 150%的壓縮變形加工, 560℃/2h的固溶處理和151℃/8h+191℃/8h時效處理后的抗晶間腐蝕性能進行了實驗研究,有關此類合金這方面的研究尚未見國內(nèi)外的公開報道??紤]到國內(nèi)外對 6061合金的研究較成熟,在實際生產(chǎn)中應用廣泛,與 6013鋁合金又屬于同一系,因此,實驗中選擇這兩種合金進行對比。
鋯微合化的 6013型鋁合金熔煉原料采用工業(yè)純鋁、工業(yè)純鎂、Al-10%Si,Al-10%Mn,Al-4%Zr,Al-50%Cu,合金化學成分分析結果見表 1。在中頻坩鍋爐中進行熔煉,熔煉溫度為 800℃,采用金屬模澆鑄。鑄錠重約 28 kg,平均直徑為 217mm。依次對鑄錠進行均質(zhì)化處理、鍛壓加工和固溶時效處理。均質(zhì)化處理工藝為:470℃/24h;鍛壓加工工藝為:500℃/1h,在液壓機上壓縮變形,分兩次進行,變形量約150%,中間進行430℃/30min退火處理;固溶處理工藝為:560℃/2h后淬入水中,水溫約為 5℃,時效處理工藝為:151℃/8h+191℃/8h。
采用市售的DC鑄造鑄態(tài)6061(Al-1.0%Mg-0. 6%Si-0.28%Cu-0.20%Cr)合金做對比,固溶處理工藝為560℃/2h,時效處理工藝為 160℃/2h,即 T6處理。
表1 合金化學成分分析結果(質(zhì)量分數(shù)/%)Tab le 1 Measured chemical composition of the experimental alloy(mass fraction/%)
試樣經(jīng)磨平、拋光后,用Keller試劑(1%HF+ 1.5%HCl+2.5%HNO3+95%H2O)浸蝕。微觀形貌觀察在型號為Nikon EPIPHOH 300的金相顯微鏡和JEOL JSM-7001F型的掃描電鏡上進行。顯微硬度測試在HV-1000型顯微硬度計上進行,載荷為200g,保壓時間為25s。晶間腐蝕實驗按國標GB/T 7998—1987和 ASTM G110—1992進行。試樣依次用 120#,280#,500#和 800#金相砂紙磨平磨光,然后用丙酮對試樣進行超聲波清洗,在室溫下用 10% NaOH溶液腐蝕去除氧化膜,清水洗凈,再用 30% HNO3溶液中和,最后用清水洗凈吹干。處理后的試樣垂直懸掛在NaCl-H2O2腐蝕液中,浸泡6h,溶液溫度保持在(35±2)℃。溶液表面積與試驗溶液體積間的比值小于20mm2/mL,避免試樣與容器及試樣之間相互接觸。腐蝕后的試樣用水洗凈吹干。
圖1為本實驗合金與6061-T6合金的顯微硬度對比,可以看出,本實驗合金的硬度比 6061-T6合金的硬度高出很多,其值分別為147.05 HV和130.35 HV,提高幅度為12.81%。
圖1 合金顯微硬度(HV)Fig.1 Microhardness ofalloys(HV)
鋯微合金化 6013型鋁合金硬度較高,一方面是因為合金晶粒細小。Zr與Al在晶界和晶內(nèi)處形成了細小彌散的Al3Zr粒子,對位錯的滑移和攀沿以及晶界的移動具有很強的釘扎作用,穩(wěn)定了變形組織的亞結構[15],阻礙了固溶處理過程中的再結晶長大,細化了基體晶粒,使本實驗合金的晶粒尺寸比6061-T6小很多,如圖 2所示,提高了合金的硬度;另一方面,鋯微合金化 6013型鋁合金含有較多的Cu,Cu是鋁合金中重要的合金化元素,有一定的固溶強化作用[9]。Cu含量的提高在一定程度上也提高了合金的硬度。
圖2 鋁合金金相圖片F(xiàn)ig.2 Metallographs of alum inum alloys (a)6013 type alloy;(b)6061-T6 alloy
試樣晶間腐蝕后橫截面金相組織如圖3所示。從金相圖上看,鋯微合金化 6013型鋁合金主要了發(fā)生晶間腐蝕和輕微點蝕,6061-T6合金也發(fā)生了點蝕和晶間腐蝕,但腐蝕程度比鋯微合金化 6013型鋁合金嚴重。鋯微合金化 6013型鋁合金晶間腐蝕最大深度為227.23μm,6061-T6鋁合金晶間腐蝕最大深度為 295.58μm,鋯微合金化 6013型鋁合金比6061-T6合金晶間腐蝕最大深度下降了 23%。
圖3 晶間腐蝕后試樣橫截面金相圖Fig.3 Metallographs of samp le cross section after intergranular corrosion (a)6013 type alloy;(b)6061-T6 alloy
晶間腐蝕的產(chǎn)生主要是因為鋁基體與析出相之間由于電化學行為相差很大,形成了微電池而在金屬表面引發(fā)了多個蝕坑,在材料表面蝕坑處形成一封閉的酸性環(huán)境,造成了晶間腐蝕,形成了深入合金組織的腐蝕溝。鋯微合金化 6013型鋁合金比 6061-T6鋁合金晶間腐蝕深度大幅度下降,其原因主要有以下三個方面:
第一,鋯的微合金化作用。Zr與 Al形成的Al3Zr粒子釘扎在晶界上,阻礙了位錯的滑移和攀沿以及晶界的移動,使固溶處理過程中再結晶長大傾向小,細化了基體晶粒。由于晶粒細小,晶界多,使腐蝕液要經(jīng)歷更長的距離才能腐蝕進入材料內(nèi)部,從而提高了合金的耐腐蝕性。
第二,從本合金主合金元素特點上看,一般的6013鋁合金Mg/Si比平均值等于1.25,而本合金的Mg/Si比為1.31,相對于一般的6013鋁合金,本合金中的鎂含量增高了,減小了合金的晶間腐蝕傾向;另一方面,一般的6013鋁合金中不含Zn元素,而本合金中有少量Zn元素,這些Zn元素通常出現(xiàn)在晶界區(qū),提高了腐蝕電位,從而提高了合金的耐腐蝕性。
第三,合金中的析出相分散、不連續(xù)。合金在時效過程中析出的β(Mg2Si)相、θ(CuAl2)相和少量S (CuMgAl2)相相對于基體來講都是陽極,在腐蝕環(huán)境中首先發(fā)生腐蝕。因此,合金的耐腐蝕性在很大程度上取決于這些析出相的尺寸、分布和數(shù)量,尤其與其分布和形態(tài)有關。如果析出相在晶界處呈顆粒狀分布,則耐腐蝕性能較好;如果析出相在晶界處呈連續(xù)狀,則耐腐蝕性能下降。圖 4為鋯微合金化6013型鋁合金的SEM形貌,從圖中可以看出,沿晶界分布的析出相細化、?;?未呈連續(xù)分布,有效阻止了腐蝕裂紋的擴展,提高了合金的抗腐蝕性能。
圖4 鋯微合化6013型鋁合金SEM形貌Fig.4 SEM image of zirconium microalloyed 6013 type alum inum alloy
(1)鋯微合金化6013型鋁合金(Al-1.35%Mg-1.03%Si-0.895%Cu-0.539%Mn-0.112%Zr-0.436%Zn)具有高的再結晶抗力,經(jīng)固溶時效處理后的晶粒組織細小,析出相在晶內(nèi)和晶界處未呈連續(xù)分布。
(2)鋯微合金化 6013型鋁合金的顯微硬度值達147.05HV,較6013-T6合金高12.81%。
(3)鋯微合金化 6013型鋁合金經(jīng) 470℃ ×24h均質(zhì)化處理,變形量約 150%的壓縮變形加工, 560℃×2h的固溶處理和151℃ ×8h+191℃ ×8h時效處理后,晶間腐蝕最大深度為227.23μm,抗晶間腐蝕能力超過了相同實驗條件下的 6013-T6合金。
(4)鋯微合金化的 6013型鋁合金主合金成分與一般的6013鋁合金相比,Mg/Si比和Zn含量都有所提高,有利于提高合金的抗腐蝕性能。
[1]BRAUN R,ROTH G.Laser Beam Welded T-Joints of 6013 Aluminium Alloy Sheet[J].Materials Forum,2004 (28):832-837.
[2]BRAUN R.Investigations on the long-term stability of 6013-T6 sheet[J].Materials Characterization,2006 (56):85-95.
[3]CHAUDHURI J,TAN Y M,PATNIK,et al.Comparison of Corrosion-Fatigue Properties of 6013Bare,Alclad 2024, and 2024Bare Aluminum Alloy SheetMaterials[J].JMEPEG,1992(1):91-96.
[4]PARK SS,GARMESTANIH,BAE G T,etal.Constitutive analysis on the superp lastic deformation ofwarm-rolled 6013 Al alloy[J].Materials Science and Engineering (A),2006:687-692.
[5]張君堯.美國鋁業(yè)公司6013鋁合金簡介[J].輕合金加工技術,1995(23):24-26.
[6]ABDALA M R W S,GARCIA de BLAS JC,BARBOSA C,et al.Thermalelectrical power analysis of precipitation in 6013 aluminum alloy[J].Materials Characterization, 2008(59):271-277.
[7]SINYAVSKII V S,ULANOVA V V,KALININ V D.On the Mechanism of Intergranular Corrosion of Aluminum Alloys[J].Protection of Metals,2004,40(5):481-490. [8]STAAB T,KRAUSR-REHBERG R.Study of artificial aging in AlMgSi(6061)and AlMgSiCu(6013)alloys by Positron Annihilation[J].JMATER SCI,2006(42):1059 -1066.
[9]薛學功,章四琪.Cu含量對 6013鋁合金擠壓型材性能的影響[J].湖南有色金屬,2003,19(2):28-30.
[10]左尚志,李荻.國內(nèi)外鋁合金剝蝕研究現(xiàn)狀[J].材料保護,1994,27(12):23-26.
[11]楊守杰,謝優(yōu)華,陸政,等.Zr對超高強鋁合金時效過程的影響[J].中國有色金屬學報,2002,12(2):226-230.
[12]蔣大鳴,張雨平.微量元素在鋁合金中的作用[J].輕合金加工技術,2001,29(3):1-4.
[13]李慧中,張新明,陳明安,等.Zr含量對 2519鋁合金組織與力學性能的影響[J].金屬熱處理,2004,29 (11):11-14.
[14]余琨,李松瑞,黎文獻,等.微量Sc和Zr對2618鋁合金再結晶行為的影響[J].中國有色金屬學報, 1999,9(4):709-713.
[15]謝優(yōu)華,楊守杰,戴圣龍,等.鋯元素在鋁合金中的應用[J].航空材料學報,2002,22(4):56-61.