徐群峰，于金鳳

（叢林集團(tuán)有限公司，山東 龍口 265705）

6005A合金由于其優(yōu)良的擠壓性、焊接性、耐腐蝕性及中等的強(qiáng)度，在高速列車車體型材中得到廣泛的應(yīng)用。隨著高速列車的快速發(fā)展，高速列車的高速性、輕量化以及對列車舒適性和安全性的要求使得其對車體型材的綜合性能越來越高[1]。尤其是車體牽引梁、枕梁和緩沖梁在服役環(huán)境下對型材的耐腐蝕性能提出更為嚴(yán)格要求。為保障列車的運(yùn)行安全，從合金成分入手，配以嚴(yán)格的熔鑄、均勻化、擠壓及時效工藝，提升型材的剝落腐蝕性能，滿足其綜合性能的要求。

1 試驗(yàn)方法

剝落腐蝕試驗(yàn)按照HB 5455-1990標(biāo)準(zhǔn)執(zhí)行。試樣工作面積為40mm×100mm，試樣的中心面暴露于溶液中，其他部分用玻璃膠封住，溶液體系為234g/L氯化鈉+50 g/L硝酸鉀+6.5mL/L硝酸，溶液的面積容積比為20mL/cm2，浸泡48h后將試驗(yàn)取出觀察腐蝕情況，并據(jù)標(biāo)準(zhǔn)評定剝落等級。

2 試驗(yàn)過程

2.1 合金成分設(shè)計(jì)

表1所示為6005A合金原有成分和新成分，與原有6005A成分相比，新成分下對Cu進(jìn)行了嚴(yán)格控制，并適當(dāng)降低了Mg、Si的含量。

表1 6005A合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)%)

2.2 熔鑄工藝

表2 熔鑄工藝參數(shù)

采用45噸蓄熱式天然氣燃?xì)鉅t熔煉，使用低含量的中間合金，熔體溫度控制在730-750℃，保證合金元素充分熔解、合金化。采用三級熔體凈化技術(shù)，在熔煉爐、靜置爐用氬氣噴吹精煉劑對熔體凈化精煉，精煉時間15分鐘，精煉劑用量1.5Kg/t；采用在線式三轉(zhuǎn)子除氣機(jī)對熔體進(jìn)行二次除氫、除渣處理，除氣機(jī)轉(zhuǎn)子的轉(zhuǎn)速500r/min，工作時氬氣用量5L/min；在過濾箱中安裝40ppi陶瓷過濾板，進(jìn)行過濾。獲得化學(xué)成分符合要求，且純潔度高的熔體。

規(guī)格φ458mm的鑄錠采用同水平熱頂半連續(xù)鑄造鑄錠，鑄造時采用φ330mm油氣滑鑄造法，因?yàn)橛蜌饣T造可以避免低熔點(diǎn)偏析、冷隔，鑄造過程中匹配鑄造溫度、鑄造速度、冷卻水量，合理調(diào)整鑄造初始速度、初始水量，控制鑄造加速斜坡長度，獲得組織均勻細(xì)小、表面質(zhì)量良好的鑄棒。

2.3 均勻化工藝

圖1 均勻化冷卻曲線

鑄錠采用雙級時效，低溫消除低熔點(diǎn)非平衡共晶體，消除枝晶偏析，高溫改變高熔點(diǎn)難溶相的形態(tài)和數(shù)量，使鑄錠的熱加工性能顯著提高，并同時提高了合金的剝落腐燭性能。均勻化工藝為540℃＊200min+575℃＊260min。對均質(zhì)爐進(jìn)行實(shí)時監(jiān)控，其溫度曲線如圖1所示，均按設(shè)定溫度進(jìn)行。鑄棒經(jīng)均勻化處理后，先風(fēng)冷，避免溫度高快速冷卻導(dǎo)致鑄棒裂紋的產(chǎn)生，后采用水冷快速冷卻，保證鑄棒中生成大量細(xì)小Mn、Cr化合物質(zhì)點(diǎn)，在擠壓過程中有效的抑制再結(jié)晶，降低型材的粗晶層厚度；同時保證鑄棒中Mg2Si相的尺寸和數(shù)量，使Mg2Si相在擠壓過程中溶解，提高型材的力學(xué)性能[2-3]。

2.4 擠壓工藝

圖2 LC13-397斷面圖

以LC13-397斷面為例，如圖2所示，進(jìn)行擠壓對比試驗(yàn)。根據(jù)型材斷面尺寸及合金的特性，在70MN機(jī)臺開展擠壓生產(chǎn)。為保證型材的可擠壓型，提升型材的剝落腐蝕性能，并保證型材綜合性能，采用高溫低速擠壓，鋁棒溫度控制在520±10℃，模具溫度控制在490±10℃，擠壓速度為1±0.5m/min。確保型材的出口溫度大于490℃，進(jìn)行快速冷卻，保證型材的在線淬火速率達(dá)到300℃/min。最后，對經(jīng)在線淬火的型材進(jìn)行175℃＊8h的時效處理。

3 結(jié)果與討論

3.1 剝落腐蝕性能

圖3 試樣經(jīng)剝落腐蝕后的試樣表面形貌

如圖3所示為(a)、(b)試樣經(jīng)剝落腐蝕后的表面形貌，(a)試樣表面腐蝕已經(jīng)輕微深入試樣表面，表面點(diǎn)蝕較嚴(yán)重，可判斷試樣剝落腐蝕等級為PB；(b)試樣表面腐蝕不嚴(yán)重，表面上有脫色現(xiàn)象，試樣表面的剝落腐蝕等級為N。

研究表明，合金的耐蝕性與第二相的形態(tài)和分布、晶界的組織狀態(tài)密切相關(guān)。因此，采用雙級均勻化處理，有效的消除改變難溶AlFeSi相的形態(tài)；擠壓型材時，保證型材的出口溫度，且經(jīng)在線淬火后采用快速冷卻，避免冷卻過程中粗大Mg2Si相的析出。結(jié)合生產(chǎn)效率、節(jié)約能源，6005A合金均采用欠時效處理，晶界析出相小且連續(xù)分布，晶間無沉淀析出帶(PFZ)較窄。其中Si過剩，在晶界處析出Si、AlFeSi等陰極相以及Mg2Si陽極相，構(gòu)成了點(diǎn)蝕源。6005A合金中的Cu，產(chǎn)生陰極相CuAl2，并在晶界處析出，在腐蝕介質(zhì)的侵蝕下，加劇了晶界處陽極相Mg2Si的優(yōu)先溶解。隨Cu含量的增加，合金中的CuAl2相的數(shù)量增加，相應(yīng)地增大了陰極相的面積，促使合金的腐蝕速度加快，導(dǎo)致合金的腐蝕程度惡化[4-5]。

6005A合金中主要合金元素為Mg、Si，適當(dāng)?shù)腗n、Cr抑制再結(jié)晶，一定的Cu提高型材的強(qiáng)度，并含有Fe雜質(zhì)。研究表明，F(xiàn)e、Mn、Cr含量增加，點(diǎn)蝕電位沒有變化；隨Cu含量的增加，合金中的CuAl2相的數(shù)量增加，相應(yīng)地增大了陰極相的面積，促使合金的腐蝕速度加快，導(dǎo)致合金的腐蝕程度惡化。因此，6005A合金中嚴(yán)格控制Cu的含量，并適當(dāng)?shù)慕档土薓g、Si的含量，有效的提升了型材的剝落腐蝕性能。

3.2 綜合性能

3.2.1 金相組織

圖4 型材壁和內(nèi)筋處的粗晶層厚度

根據(jù)客戶技術(shù)協(xié)議要求，型材的顯微組織無過燒，壁厚小于4mm的空心和空心型材再結(jié)晶區(qū)的粗晶層厚度總量不得超過型材壁厚的2/3。LC13-397斷面的壁厚為2.7mm，內(nèi)筋厚度為2.5mm。如圖4所示為LC13-397斷面型材壁及內(nèi)筋處的粗晶層厚度，型材壁處的粗晶層厚度為422um，內(nèi)筋處的粗晶層厚度為363um，滿足高速列車車體型材的要求。

3.2.2 力學(xué)性能

表3 LC13-397斷面力學(xué)性能

高速列車車體型材要求，型材的抗拉強(qiáng)度不得低于255MPa、屈服強(qiáng)度不得低于215 MPa、延伸率不得低于6%。表3所示為LC13-397斷面的力學(xué)性能值，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、延伸率均明顯高于客戶技術(shù)協(xié)議的要求。

圖5 180°壓彎后試樣表面狀態(tài)

3.2.3 彎曲性能彎曲性能要求，試樣彎到180°后試樣自由邊緣2mm以外的彎曲外表面不允許產(chǎn)生任何裂紋。如圖5所示為LC13-397斷面的彎曲后試樣，彎曲180°后，型材表面無裂紋，彎曲性能合格。

3.2.4 疲勞性能

表4 疲勞試驗(yàn)檢測數(shù)據(jù)

根據(jù)要求，疲勞試驗(yàn)應(yīng)力為110MPa，應(yīng)力比為0.1，循環(huán)1000萬次未斷裂，疲勞性能合格。

3.2.5 焊接性能

圖6 焊接試樣宏觀狀態(tài)

圖7 焊接試樣經(jīng)著色滲透后狀態(tài)

焊接采用氬氣面保護(hù)的自動MIG焊接，觀察焊接后試樣，目測無明顯缺陷，采用著色法進(jìn)行滲透探傷，焊接內(nèi)部無缺陷，如圖6、7所示。

4 結(jié)論

6005A合金中嚴(yán)格控制Cu含量，適當(dāng)降低Mg、Si含量，可有效改善型材的剝落腐蝕性能。型材生產(chǎn)過程中，嚴(yán)格的熔鑄工藝操作、雙級均勻化工藝，獲得純凈度高、組織均勻的鑄棒；擠壓型材的出口溫度控制以及在線快速冷卻都有效的保證了型材的綜合性能。