鄧玉臻，呂慶玉，王曉光

（叢林集團有限公司，龍口265705）

0 前言

表1 實驗合金A和B的成分（質(zhì)量分數(shù)/%）

6×××合金因其合金特性通常不加處理就具有較好的耐腐蝕性能，目前已被廣泛應用于各個領(lǐng)域。但其在軌道交通車輛等結(jié)構(gòu)受力件領(lǐng)域中的應用較少，這些部位多以7 ××× 高強合金為主。7×××系合金雖具有較高的強度，但是其擠壓成形性、成品率以及腐蝕方面的不足，促使部分軌道車輛廠開始考慮通過結(jié)構(gòu)設(shè)計和合金優(yōu)化來拓展6×××系合金的用途，并對6×××系合金的諸如腐蝕方面的性能提出了更高要求。

6005A 合金是一種具有中高強度的優(yōu)質(zhì)鋁合金，一般認為具有良好的抗腐蝕性能，但是受限于合金成分等因素，其實際腐蝕性能存在差異。因此了解影響6005A 合金腐蝕性能的因素可以為合金優(yōu)化升級和實際應用提供指導。本文以6005A鋁合金剝落腐蝕為研究點，通過腐蝕實驗和分析，從合金成分、組織、表面質(zhì)量、腐蝕環(huán)境以及焊接影響等方面對影響6005A 剝落腐蝕的因素進行了探討，并提出了針對性的應對措施。

剝落腐蝕實驗溶液配制和結(jié)果判定按照GB/T 22639-2008 要求執(zhí)行，腐蝕溶液pH 使用雷磁PHS-3E 精密酸度計測量，試樣尺寸為40 mm×100 mm×型材厚度，試樣均經(jīng)過175 ℃×8 h 的人工時效。待檢測試樣在加工和運輸過程中應對主試驗面進行必要的防護和清洗，實驗前對非實驗面進行標準覆蓋，側(cè)面未防護。腐蝕實驗在可實現(xiàn)溫度準確控制的設(shè)備中進行。實驗過程中確保溶液體積與試樣的暴露面積之比在15 mL/cm2左右。

資料顯示，鋁合金中的Cu 元素雖然能有效抑制停放效應，提高人工時效效果，但是會對鋁合金腐蝕產(chǎn)生不利影響；擠壓型材表面受擠壓工模具限制會呈現(xiàn)不同的表面質(zhì)量和差異化組織，這些部位會成為易腐蝕部位；環(huán)境尤其是環(huán)境pH 的變化會加速腐蝕的萌生與擴展；由于焊接熱影響區(qū)的存在使其內(nèi)部組織不均勻，這也可能成為腐蝕萌生的優(yōu)先位置。針對這些因素，本文通過以下實驗進行對比研究。

1 實驗方案

表2 剝落腐蝕試驗方案

實驗選用6005A系的兩個分支合金進行，分別命名為合金A 和合金B(yǎng)。其中A 為常規(guī)6005A 合金，成分滿足國標要求，B為優(yōu)化升級的合金，它們的具體成分如表1所示。

本文使用美國英斯特朗CLB3 布氏硬度計、蔡司Observer.A1m光學顯微鏡和TR220便攜式粗糙度儀進行硬度、金相及粗糙度檢測。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 合金成分的影響

在擠壓A、B 合金時，采用相同的擠壓工藝以確保型材出口溫度在495 ℃左右。A、B 合金的剝落腐蝕試驗結(jié)果見圖1。

圖1 A、B合金剝落腐蝕實驗前后形貌圖（左側(cè)為實驗前，右側(cè)為試驗后）

結(jié)果顯示，A合金型材試驗結(jié)束后表面發(fā)生可見的輕微點蝕情況，腐蝕級別判定為PA 級，而B合金宏觀表面未出現(xiàn)可見腐蝕現(xiàn)象，腐蝕級別判定為N 級。由此可見，合金中Cu 的含量對合金剝落腐蝕有影響，較低的銅含量對剝落腐蝕性能有利，這與資料論述一致[1]。

A合金的腐蝕是由于型材局部發(fā)生了電化學腐蝕，原因可從兩個方面分析：一方面，Cu 元素的存在能加速時效進程，相同時效制度下能析出更多的強化相，而6005A 合金的Mg、Si 元素及其強化相與基體存在一定的電位差[2-3]；另一方面Cu 元素的電極電位正于鋁基體，形成的電位差會促進腐蝕，尤其是當Cu 元素在晶界部位析出時。電位差的存在為電化學腐蝕的產(chǎn)生提供了必要條件，一旦其它諸如腐蝕介質(zhì)等條件滿足時腐蝕即可萌生和擴展。因此，合理控制Cu含量對提高6×××合金的腐蝕性能影響巨大。

2.2 pH的影響

選取B 合金試樣在不同pH 的溶液中進行剝落腐蝕實驗，結(jié)果如圖2所示。

圖2 兩種表面質(zhì)量的B 合金型材剝落腐蝕實驗前后形貌圖（左側(cè)為實驗前，中間溶液pH0.25，右側(cè)國標溶液pH0.43）

圖2中a、b試樣在型材同一位置取樣，但在不同溶液中呈現(xiàn)不同的腐蝕形貌。隨著酸度增加，腐蝕明顯加重，而且腐蝕在斷面分布呈現(xiàn)規(guī)律性：除均勻分布的局部點蝕外，沿擠壓方向出現(xiàn)一條帶狀嚴重腐蝕分布區(qū)。由此可見pH 的降低會增加腐蝕產(chǎn)生的概率，這與Cl-和H+的交互作用有關(guān)。在低pH 環(huán)境下，Cl-更容易擊穿鋁合金氧化膜并促進腐蝕的萌生和擴展。

觀察腐蝕嚴重部位的橫斷面金相（見圖3），發(fā)現(xiàn)此型材表面粗晶不明顯，腐蝕嚴重帶正好處于型材融合口附近，而且腐蝕坑沿融合口與基體邊界向內(nèi)部基體延伸，深度大于基體和融合口心部，說明型材內(nèi)的差異性組織邊界會成為腐蝕快速擴展的通道。從電化學腐蝕角度分析，這是因為差異化的組織邊界處更易形成局部大電位差，有利于電化學腐蝕的進行，而且一旦腐蝕開始，邊界處的腐蝕擴展迅速。

2.3 表面質(zhì)量的影響

觀察圖2 可見實驗型材a、b 和c、d 在pH0.25的溶液中呈現(xiàn)的腐蝕形貌存在明顯差異。對比分析發(fā)現(xiàn)，二者的差異主要體現(xiàn)在表面質(zhì)量上。經(jīng)測量和觀察，a、b 試樣表面橫向粗糙度在0.4 μm 左右，且縱向模痕清晰可見；c、d試樣表面橫向粗糙度為0.2 μm。我們知道當鋁合金處于腐蝕介質(zhì)中時，氧化膜是處于一種破壞與生成的雙向過程，當生成速度大于或等于破壞速度時，合金是完全耐蝕的，但是當條件惡劣至氧化膜破壞速度大于生成速度時，氧化膜會不斷減薄，直至破裂露出內(nèi)部新鮮金屬，此時腐蝕將加速進行。資料顯示[1，4]，鋁合金表面有缺陷的部位，其生產(chǎn)的氧化膜厚度較薄，缺陷邊緣尖銳部位的氧化膜可能存在裂紋，降低了氧化膜的穩(wěn)定性和均勻性，削弱了氧化膜對鋁合金基體的保護作用。因而由工藝或工模具原因?qū)е碌哪：酆捅砻嫫鸫痰葧Ωg產(chǎn)生重要影響。

2.4 焊接的影響

選取B合金試驗料，按照車體材料焊接工藝進行拼裝焊接，選取其中無缺陷的帶余高焊接部位進行剝落腐蝕實驗，結(jié)果如圖4所示。

從焊接試樣的剝落腐蝕實驗中發(fā)現(xiàn)，型材基體和焊縫附近未出現(xiàn)腐蝕痕跡，但是在距離焊縫左右20 mm附近出現(xiàn)明顯的腐蝕情況。在側(cè)面未防護的情況下，型材邊部出現(xiàn)明顯的向內(nèi)部延伸的分層（類似晶間腐蝕），且主要沿平行于焊縫的方向分布。腐蝕結(jié)果顯示，焊接部位附近的型材在焊接熱的影響下，橫向析出相分布發(fā)生變化，靠近焊縫附近的金屬受高溫重新固溶并發(fā)生緩慢自然時效，熱影響區(qū)遠端則因升溫小而發(fā)生過時效-峰時效的過渡。而焊縫附近的硬度如圖5所示。在距焊縫20 mm左右，硬度由高值80 HB發(fā)生向下的突變，判斷熱影響區(qū)寬度應略大于40 mm左右，與本實驗的試樣寬度接近。由此可知，焊接部位的熱影響區(qū)靠近基體部位的耐蝕性較差，這可能與此部位時效處于峰時效附近有關(guān)[5]。

圖5 焊接試樣焊縫附近橫斷面硬度分布

3 改善措施

本文從合金元素、pH、表面質(zhì)量和焊接四個方面對影響腐蝕的因素進行了對比研究，它們對腐蝕的產(chǎn)生和擴展均存在不同程度的影響。為提升合金的抗腐蝕性能，可以從生產(chǎn)工藝、產(chǎn)品設(shè)計與防護等方面進行改善。

（1）生產(chǎn)方面，通過成分優(yōu)化，控制可能導致腐蝕加速的合金元素如Cu 等的含量，并配以合理的時效工藝，以便確保型材基體的耐蝕性；工模具應做好拋光處理，尤其是工作帶部位的拋光和氮化處理，以提高工作帶的光潔度和耐磨性，提高產(chǎn)品的表面質(zhì)量；擠壓工藝制定應保證型材具有良好的擠出表面質(zhì)量，即要控制好出口溫度；儲運過程中，應采取措施使型材避免出現(xiàn)磕碰等損傷。

（2）產(chǎn)品設(shè)計與防護方面，產(chǎn)品設(shè)計時應充分考慮使用環(huán)境和部位，避免在融合口部位和焊接部位形成內(nèi)外部積液；對可能形成高酸度積液的部位，必須定期檢查并清理，對已發(fā)生腐蝕的部位進行必要處理；對焊接完成的拼接樣可根據(jù)斷面硬度分布對性能突變部位進行特殊的表面涂覆防腐處理，提高耐蝕性。

4 結(jié)束語

隨著人們對鋁合金綜合性能要求的不斷提高，6×××合金的耐腐蝕性能研究也將越來越深入。本次研究從剝落腐蝕實驗本身出發(fā)，對影響6005A合金剝落腐蝕的幾個主要因素進行了探討分析，并提出了針對性的預防解決措施，可為提高該合金的綜合性能和用途提供指導。