遲 蕊, 徐志遠, 李 濤, 李延成, 王芝東, 張 華

(1. 山東南山鋁業(yè)股份有限公司 國家鋁合金壓力加工工程技術(shù)研究中心, 山東 煙臺 265700; 2. 有色金屬產(chǎn)業(yè)研究院, 山東 煙臺 265700)

6×××鋁合金由于耐蝕、成形性較好、烘烤硬化性高、比強度高等優(yōu)點被廣泛用于汽車車身和結(jié)構(gòu)件[1-4]。其中,汽車用鋁合金可實現(xiàn)汽車輕量化,解決汽車減排和續(xù)航的問題[5-6]。

汽車用6×××鋁合金主要關(guān)注強度、成形性、耐蝕性等,而實現(xiàn)上述性能需進一步研究板材的組織和耐腐蝕性能,這對于6×××鋁合金板材綜合性能的提高尤為重要[7-8]。6×××鋁合金耐蝕性能受成分、固溶、時效等影響[9-11]。劉勝膽等[11]分析了固溶溫度對6082鋁合金擠壓材晶間腐蝕及力學(xué)性能的影響,得出固溶溫度不是越高越好,而是根據(jù)固溶溫度不同得到的晶界析出物及晶粒尺寸等存在差異,從而控制晶間腐蝕深度。陳楊等[12]采用預(yù)先熱處理的方式分析了6111鋁合金冷軋和固溶工藝的組織及織構(gòu)演變規(guī)律。曹培元等[13]分析了Al-Mg-Si-Cu合金不同雙級時效工藝對力學(xué)性能、晶間腐蝕的影響。而對于不同固溶溫度和預(yù)時效溫度下6111鋁合金的組織分析和晶間腐蝕研究較少。本文從不同固溶溫度和預(yù)時效溫度入手,研究其對6111鋁合金組織和抗晶間腐蝕的影響,充分了解6111鋁合金在不同熱處理工藝下的組織及晶間腐蝕變化。

1 試驗材料與方法

本文研究對象為6111鋁合金成品板材,其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為0.6～1.15Si、0.2～0.25Fe、0.4～0.8Mg、0.15～0.3Cu、0.02～0.24Mn。其中,板材厚度為2.9 mm,采用熱處理爐對其進行固溶+預(yù)時效處理,固溶溫度分別為520、540、560 ℃,固溶時間為60 s,預(yù)時效溫度分別為60、80、100 ℃,預(yù)時效時間為8 h。經(jīng)自然時效12天后,進行烘烤,烘烤溫度為185 ℃,時間為20 min。由于板材在空氣(水、海洋大氣)中會進行腐蝕,最為常見的是晶間腐蝕,因此需要進行晶間腐蝕研究,其腐蝕時間參照5×××鋁合金,為24 h,觀察其腐蝕深度。

采用金相顯微鏡OM、X射線衍射儀(XRD)和電子背散射衍射(EBSD)觀察不同固溶、預(yù)時效溫度后試驗合金的組織和織構(gòu)演變。依照ASTM G110對試樣進行晶間腐蝕,試樣尺寸為縱向40 cm、橫向25 cm,在腐蝕完畢后將試樣進行冷鑲,觀察截面的腐蝕情況,隨后進行研磨、覆膜,觀察截面的晶粒分布和大小。根據(jù)對不同固溶、預(yù)時效溫度下的組織分析和晶間腐蝕研究,確定6111鋁合金最合適的固溶溫度和預(yù)時效溫度。

2 試驗結(jié)果及分析

不同固溶溫度和預(yù)時效溫度下試驗合金的顯微組織如圖1所示。由圖1可知,經(jīng)過不同熱處理后試樣均發(fā)生了完全再結(jié)晶,晶粒分布不均勻,部分晶粒沿著軋制方向拉長。其中,固溶溫度520 ℃和540 ℃的平均晶粒尺寸為60～70 μm,在固溶溫度為560 ℃時,晶粒尺寸略大于固溶溫度520 ℃和540 ℃的,平均晶粒尺寸在80 μm左右。晶粒尺寸過大會使烘烤態(tài)的強度降低[8],控制晶粒尺寸和均勻性有助于改善板鋁合金材性能。

圖1 不同固溶、預(yù)時效溫度下試驗合金的顯微組織固溶溫度:(a～c)520 ℃;(d～f)540 ℃;(g～i)560 ℃ 預(yù)時效溫度:(a,d,g)60 ℃;(b,e,h)80 ℃;(c,f,i)100 ℃Fig.1 Microstructure of the tested alloy after solution treatment and pre-aging at different temperaturesSolution treatment temperature: (a-c) 520 ℃; (d-f) 540 ℃; (g-i) 560 ℃ Pre-aging temperature: (a,d,g) 60 ℃; (b,e,h) 80 ℃; (c,f,i) 100 ℃

固溶后的試樣在預(yù)時效和自然時效過程中織構(gòu)基本不發(fā)生變化[14],因此,選用3個具有代表性的試樣進行織構(gòu)分析,保持預(yù)時效溫度不變,為80 ℃。圖2為不同固溶溫度、80 ℃預(yù)時效后試驗合金的ODF圖,圖3為不同固溶溫度、80 ℃預(yù)時效后試驗合金織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)。由圖2和圖3可知,在不同溫度固溶處理后,Cube{001}<100>、CubeND{001}<310>和r-cube{001}<110>織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)相較其他織構(gòu)占比較高,其中,560 ℃固溶、80 ℃預(yù)時效后織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)占比最大,Cube織構(gòu)高達30.51%,軋制織構(gòu)(Copper織構(gòu)、Brass織構(gòu)、S織構(gòu))體積分?jǐn)?shù)占比相較其他固溶溫度下的少,為5.19%。Cube織構(gòu)含量高與立方形核、S{132}<643>織構(gòu)、Copper{112}<111>織構(gòu)有關(guān),立方形核逐步兼并附近其他取向的晶粒,從而提高Cube織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)占比[15];另外,S取向晶粒(一般指亞晶)儲能較高,并與Cube取向呈40°<111>的關(guān)系,更能促進生成Cube織構(gòu)[16-17]。

圖2 不同溫度固溶、80 ℃預(yù)時效后試驗合金的ODF圖Fig.2 ODF diagrams of the tested alloy after solution treatment at different temperatures and pre-aging at 80 ℃(a) 520 ℃; (b) 540 ℃; (c) 560 ℃

圖3 不同固溶溫度、80 ℃預(yù)時效后試驗合金的織構(gòu)組成及體積分?jǐn)?shù)Fig.3 Composition and volume fraction of texture of the tested alloy after solution treatment at different temperatures and pre-aging at 80 ℃

圖4為不同固溶溫度和預(yù)時效溫度下試驗合金的晶間腐蝕形貌。由圖4可知,經(jīng)過不同熱處理后,每個試樣的晶間腐蝕深度不同,如表1所示。根據(jù)晶間腐蝕結(jié)果得出,540 ℃固溶、80 ℃預(yù)時效時試驗合金的抗晶間腐蝕性能最好,560 ℃固溶、80 ℃預(yù)時效后抗晶間腐蝕性能次之,但520 ℃固溶、80 ℃預(yù)時效的抗晶間腐蝕性能最差。腐蝕開始進行時,首先垂直于表面晶粒擴展,隨后轉(zhuǎn)向與表面晶粒平行的方向延伸[11]。研究表明,不同固溶溫度和預(yù)時效溫度影響晶界析出相的大小和分布,同時,固溶溫度還影響晶粒尺寸,不同固溶溫度和預(yù)時效溫度對于晶間腐蝕深度影響較大[18-19]。

表1 不同固溶、預(yù)時效溫度下試驗合金的晶間腐蝕深度(μm)Table 1 Intergranular corrosion depth of the tested alloy after solution treatment and pre-aging at different temperatures (μm)

圖4 不同固溶、預(yù)時效溫度下試驗合金的晶間腐蝕形貌固溶溫度:(a～c)520 ℃;(d～f)540 ℃;(g～i)560 ℃ 預(yù)時效溫度:(a,d,g)60 ℃;(b,e,h)80 ℃;(c,f,i)100 ℃Fig.4 Intergranular corrosion morphologies of the tested alloy after solution treatment and pre-aging at different temperaturesSolution treatment temperature: (a-c) 520 ℃; (d-f) 540 ℃; (g-i) 560 ℃ Pre-aging temperature: (a,d,g) 60 ℃; (b,e,h) 80 ℃; (c,f,i) 100 ℃

圖5為不同固溶、預(yù)時效溫度后試驗合金的TEM圖。從圖5中可以看出,固溶溫度為520 ℃、預(yù)時效溫度為80 ℃時,Q相(AlMgSiCu)在晶界處連續(xù)分布,呈長條狀,有兩種情況,一是固溶溫度低,導(dǎo)致Q相未完全溶到基體中,使Mg、Si、Cu在晶界處聚集;二是預(yù)時效時也會發(fā)生溶質(zhì)原子向晶界偏聚現(xiàn)象,當(dāng)在晶界上具有較多的Q相,由于Cu、Si的電位高于基體,會產(chǎn)生連續(xù)的腐蝕通道,促進基體的溶解[13,20],這也很好地解釋了在520 ℃固溶、80 ℃預(yù)時效下晶間腐蝕深度最大的原因。固溶溫度為540 ℃和560 ℃、預(yù)時效溫度均為80 ℃的晶間腐蝕深度最小,這是由于晶界處的Q相呈間斷分布,避免形成連續(xù)的腐蝕通道,從而減少了腐蝕深度。在540 ℃和560 ℃固溶、100 ℃預(yù)時效后,晶界處的Q相粗化,呈長條狀,增加了晶間腐蝕傾向。

圖5 不同固溶、預(yù)時效溫度下試驗合金的TEM圖固溶溫度:(a～c)520 ℃;(d～f)540 ℃;(g～i)560 ℃ 預(yù)時效溫度:(a,d,g)60 ℃;(b,e,h)80 ℃;(c,f,i)100 ℃Fig.5 TEM images of the tested alloy after solution treatment and pre-aging at different temperaturesSolution treatment temperature: (a-c) 520 ℃; (d-f) 540 ℃; (g-i) 560 ℃ Pre-aging temperature: (a,d,g) 60 ℃; (b,e,h) 80 ℃; (c,f,i) 100 ℃

不同固溶溫度和預(yù)時效溫度下試驗合金晶間腐蝕后的金相覆膜圖,如圖6所示。由圖6可知,540 ℃和560 ℃固溶、80 ℃預(yù)時效后的試樣晶粒分布相對均勻,尤其是540 ℃固溶、80 ℃預(yù)時效下,表面晶粒相較其他熱處理的試樣較大,并未出現(xiàn)太多尺寸較小的晶粒。研究表明,尺寸較大的晶粒形成的粗晶層有利于得到較好的晶間腐蝕性能,通過其分析可知,粗晶層大部分為大角度晶界(35°～55°之間),小角度晶界占比較少[21]。何福萍等[22]表明大角度晶界處容易析出相,而且在預(yù)時效時,這些析出相吸取附近的溶質(zhì)原子進一步長大,控制其他新的析出相形核和長大,達到控制析出相尺寸和分布的目的。同時,還可以觀察到晶粒在腐蝕過程中有整體脫落的情況。

圖6 不同固溶、預(yù)時效溫度下試驗合金晶間腐蝕后的金相覆膜圖固溶溫度:(a～c)520 ℃;(d～f)540 ℃;(g～i)560 ℃ 預(yù)時效溫度:(a,d,g)60 ℃;(b,e,h)80 ℃;(c,f,i)100 ℃Fig.6 Metallographic coating diagrams of the tested alloy after solution treatment and pre-aging at different temperatures after intergranular corrosionSolution treatment temperature: (a-c) 520 ℃; (d-f) 540 ℃; (g-i) 560 ℃ Pre-aging temperature: (a,d,g) 60 ℃; (b,e,h) 80 ℃; (c,f,i) 100 ℃

3 結(jié)論

1) 經(jīng)不同溫度固溶、預(yù)時效后,6111鋁合金晶粒發(fā)生了完全再結(jié)晶,晶粒尺寸大小不一,分布不均勻,560 ℃固溶的晶粒尺寸略大于520 ℃和540 ℃。同時,在經(jīng)過不同的熱處理后,Cube、CubeND和r-cube織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)相較其他織構(gòu)占比較高,在560 ℃固溶、80 ℃時效后占比最大。

2) 540 ℃固溶、80 ℃預(yù)時效后6111鋁合金的抗晶間腐蝕性能最好,560 ℃固溶、80 ℃預(yù)時效后的抗晶間腐蝕次之,520 ℃固溶、80 ℃預(yù)時效的抗晶間腐蝕最差,晶界析出的Q相及表面晶粒尺寸影響晶間腐蝕的效果。

3) 520 ℃固溶、80 ℃預(yù)時效后的晶界處連續(xù)分布大量的Q相,使其產(chǎn)生連續(xù)的腐蝕通道,其表面晶粒相較中心晶粒小,更易產(chǎn)生連續(xù)分布的析出相;540 ℃和560 ℃固溶、80 ℃預(yù)時效后的樣品晶粒分布較為均勻,晶界處的Q相斷續(xù)分布,避免形成連續(xù)的腐蝕通道。