金 曼 匡秀琴 季清清 朱 源

(上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444)

Al- Mg- Si合金具有中等強(qiáng)度、良好的熱塑性能和焊接性能，是一種典型的可熱處理強(qiáng)化鋁合金，在航天航空、汽車制造等領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用[1- 5]。一般認(rèn)為，Al- Mg- Si合金的時效析出序列為[6- 7]：SSSS(過飽和固溶體)→G.P.區(qū)→pre-β″/β″針→β′桿→β片(平衡Mg2Si相)。在T6峰值時效狀態(tài)下，Al- Mg- Si合金中析出的主要強(qiáng)化相粒子使合金達(dá)到最佳的力學(xué)性能。但合金在該狀態(tài)下也具有較強(qiáng)的晶間腐蝕傾向，晶間腐蝕是鋁合金主要的局部腐蝕類型之一，往往會導(dǎo)致結(jié)構(gòu)件突然斷裂，材料強(qiáng)度、塑性和疲勞性能大幅度下降，危害較大。有研究表明，合金中Mg與Si的質(zhì)量比及Cu含量的變化等都會對Al- Mg- Si合金的晶間腐蝕傾向有一定影響[8- 9]。合金中的Mg和Si在峰值時效過程中主要以β"和β'相存在，該強(qiáng)化相的形態(tài)、數(shù)量、分布均會對合金的力學(xué)性能及耐腐蝕性能產(chǎn)生影響[5]。因此本文設(shè)計了3種不同Mg、Si含量的Al- Mg- Si合金，重點研究了Mg、Si含量變化對合金的時效硬化、力學(xué)性能及晶間腐蝕行為的影響，并結(jié)合微觀組織分析對相關(guān)機(jī)制進(jìn)行了探討。

1 試驗材料與方法

試驗所用原料為純鋁(99.98%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)、純鎂(99.75%)和Al- 12%Si中間合金，在控制Mg/Si<1.73，即存在過剩Si條件下，通過改變Mg、Si含量設(shè)計了不同析出相(Mg2Si)含量的Al- Mg- Si目標(biāo)合金。采用直讀移動光譜儀測得3種試驗合金的化學(xué)成分如表1所示。3種合金樣品分別經(jīng)石墨坩堝熔煉、除氣、精煉、打渣后，在電磁攪拌作用下連鑄成φ100 mm圓柱體棒料。將鑄錠在530 ℃均勻化退火6 h后，擠壓成橫截面為20 mm×20 mm的鋁合金棒材。合金經(jīng)線切割成尺寸20 mm×20 mm×2 mm試樣，然后置于540 ℃鹽浴爐中保溫1 h后迅速水淬至室溫，水淬后的試樣立即放入170 ℃恒溫電阻爐中時效1、3、5、8、10 h。

表1 試驗合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical compositions of the investigated alloy (mass fraction) %

采用HB- 3000電子布氏硬度儀測量試樣時效后的硬度值，試驗力為2 450 N，加載時間為15 s，每個試樣測5個點取平均值。拉伸性能測試在CMT5305微電子控制萬能試驗機(jī)上進(jìn)行，參考GB/T 228—2008加工拉伸試樣。晶間腐蝕試驗參照HB 5255—1983進(jìn)行，將時效后試樣垂直懸掛在腐蝕液(30 g/L NaCl+10 ml/L HCl+H2O)中，浸泡24 h，溶液溫度保持在(35±1) ℃。試驗結(jié)束后將試樣表面腐蝕產(chǎn)物清洗干凈，再將懸掛端切去5 mm，打磨拋光后，采用金相顯微鏡觀察腐蝕形貌并測量腐蝕深度。利用Diamond DSC型差示掃描量熱分析儀對固溶淬火態(tài)試樣進(jìn)行熱分析測試，試樣尺寸為φ10 mm×5 mm，以10 K/min的速率從室溫升溫至560 ℃，保護(hù)氣體為氬氣。采用JEM- 2010F透射電鏡(TEM)觀察試樣的顯微組織及析出相的尺寸和分布，試樣經(jīng)機(jī)械預(yù)減薄后再用電解雙噴減薄制備(電解液為30%硝酸+70%甲醇，溫度控制在-25 ℃左右)。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 時效硬化特性

3種不同Mg、Si含量的Al- Mg- Si合金經(jīng)540 ℃固溶處理1 h后在170 ℃時效過程中的硬度隨時間的變化如圖1所示?？梢姡?種合金的硬度變化趨勢大體一致，即隨著時效時間的延長，硬度均先快速上升，然后緩慢上升達(dá)到峰值，接著趨于穩(wěn)定。時效初期(0～3 h)，3種合金的硬度均處于上升階段，根據(jù)文獻(xiàn)[5]中時效析出序列：過飽和固溶體→鎂硅原子團(tuán)簇→G.P.區(qū)→pre-β"相/β′→β″相→β(穩(wěn)定相)，大致可以判斷合金在時效初期(0～3 h)主要形成G.P.區(qū)。3種合金均在8 h左右時達(dá)到峰值時效，這一階段主要形成β″相和β′相。時效后期(8～10 h)合金硬度趨于穩(wěn)定有略微下降，主要原因是隨著保溫時間的延長，逐漸形成了穩(wěn)定β相，時效強(qiáng)化效果減弱。

析出相含量是影響合金時效硬度最主要的因素，Al- Mg- Si合金中Mg2Si強(qiáng)化相數(shù)量的多少顯著影響合金的組織和性能。假設(shè)合金中所有Mg、Si元素在時效峰值狀態(tài)時都以Mg2Si粒子的形式存在，通過對試驗3種鋁合金進(jìn)行理論計算發(fā)現(xiàn)，3號合金峰值析出相(Mg2Si)的質(zhì)量分?jǐn)?shù)最高為1.84%，1號合金最低為0.56%，2號合金次之為0.91%(見表1)。從圖1中可以看出，合金的時效硬化速率隨著Mg、Si含量的變化而變化，時效初期析出相含量高的合金時效硬化速率最大，表現(xiàn)在很短的時間內(nèi)合金硬度明星提高。而析出相含量低的1號、2號合金時效硬化速率相對較低，這主要是由于高M(jìn)g、Si含量的3號合金，在時效初期更易形成大量細(xì)小彌散的G.P.區(qū)，因此其硬度提高最明顯。此外，合金析出相含量的不同導(dǎo)致其硬度也有差異。在峰值時效過程中，3號合金的析出相含量最高，硬度達(dá)到113 HBW，而1號合金由于其析出相含量最低因此其時效硬化效果最差，最高硬度僅有48 HBW。這是因為Mg、Si含量高的3號合金在時效初期形成大量細(xì)小彌散的G.P.區(qū)， 為后續(xù)β″和β′強(qiáng)化相提供了更多的形核核心， 而Mg、Si含量低的1號合金的時效析出相含量最低，從而導(dǎo)致其硬度偏低。

圖1 不同Mg、Si含量的Al- Mg- Si合金在170 ℃時效過程中硬度隨時效時間的變化Fig.1 Variation of hardness with aging time for Al- Mg- Si alloys with different Mg and Si contents during aging at 170 ℃

2.2 力學(xué)性能

表2為3種合金經(jīng)過T6處理的室溫拉伸性能。從表2可以看出，由于1號合金的Mg、Si含量最低，時效過程中形成的Mg2Si強(qiáng)化相粒子數(shù)量也較少，因此其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度最低，其峰值時效的抗拉強(qiáng)度僅有180.04 MPa。 而3號合金的Mg、Si含量較高，因此其時效強(qiáng)化效果較好，抗拉強(qiáng)度達(dá)到413.25 MPa。

表2 不同Mg、Si含量Al- Mg- Si合金的拉伸性能Table 2 Tensile properties of Al- Mg- Si alloys with different Mg and Si contents

2.4 晶間腐蝕行為

為了分析Mg、Si含量變化對Al- Mg- Si合金耐晶間腐蝕性能的影響，分別對3種合金進(jìn)行T6峰時效處理，然后在腐蝕液中恒溫浸泡24 h，試樣的晶間腐蝕斷面形貌如圖2所示。從圖2(a)中可以看出，Mg、Si含量低的1號合金僅發(fā)生了點蝕現(xiàn)象，腐蝕深度為82 μm。從2(b)中可以看出，2號合金中存在明顯的點蝕坑，同時還存在向合金內(nèi)部延伸的腐蝕通道，且腐蝕通道中有部分晶粒脫落，這表明合金在點蝕過程中還發(fā)生了輕微的晶間腐蝕，其腐蝕深度約110 μm。從圖2(c)可以看到，Mg、Si含量高的3號合金出現(xiàn)了明顯的晶間腐蝕，晶粒大面積脫落且沿著晶界向四周延伸，使晶粒間的結(jié)合力減小，從而大大降低了材料的使用性能，其腐蝕深度約為200 μm。上述結(jié)果表明：隨著Mg、Si含量的增加，合金的腐蝕類型由點蝕向輕微晶間腐蝕再向較為嚴(yán)重的晶間腐蝕轉(zhuǎn)變，析出相含量越多，合金越易發(fā)生晶間腐蝕。

圖2 不同Mg、Si含量Al- Mg- Si合金的晶間腐蝕形貌Fig.2 Intergranular corrosion morphologies of Al- Mg- Si alloys with different Mg and Si contents

2.5 透射電鏡觀察

為了進(jìn)一步研究合金性能與微觀組織之間的關(guān)系，對兩種不同Mg、Si含量合金的晶內(nèi)和晶界析出相進(jìn)行TEM觀察，結(jié)果如圖3和圖4所示。

根據(jù)圖3(a)中的衍射斑點可以判斷，Mg、Si含量較低的1號合金晶內(nèi)析出相主要為棒狀β″相，尺寸較大且顆粒密度小。從圖3(b)可以看出，Mg、Si含量較高的3號合金基體中主要有兩種析出相，一種是數(shù)量較多的細(xì)小彌散針狀析出相，另一種是數(shù)量較少、尺寸更小的粒狀析出相。其中針狀析出相長度為15～25 nm，分別沿基體的[100]Al和[010]Al方向分布，與基體保持良好共格關(guān)系，根據(jù)相應(yīng)選區(qū)電子衍射花樣可以判斷該析出相為β″相[10]。另一種直徑約2～3 nm的粒狀析出相，根據(jù)其尺寸和形態(tài)以及衍射斑點可以判定是G.P.區(qū)。3號合金在時效初期形成了較多的G.P.區(qū)和原子團(tuán)簇，隨著時效的進(jìn)行，大量G.P.區(qū)和團(tuán)簇向β″相轉(zhuǎn)化，因此在峰值時效狀態(tài)時，合金中析出相主要為球狀的G.P.區(qū)以及密度較大的針狀β″相，二者與基體產(chǎn)生較大程度的共格畸變，使合金的硬度和力學(xué)性能提高。1號合金在時效初期形成的G.P.區(qū)數(shù)量較少，在時效過程中析出相粒子粗化，密度也小，因此時效強(qiáng)化效果較差。

圖3 不同Mg、Si含量 Al- Mg- Si合金晶內(nèi)TEM明場像Fig.3 TEM bright- field images of grain interior of Al- Mg- Si alloys with different Mg and Si contents

圖4 不同Mg、Si含量Al- Mg- Si合金晶界TEM暗場像Fig.4 TEM dark- field images of grain boundary of Al- Mg- Si alloys with different Mg and Si contents

從圖4(a)可以看出，Mg、Si含量低的1號合金在時效峰值狀態(tài)時晶界主要以無沉淀析出帶的形式存在，未發(fā)現(xiàn)有連續(xù)分布的析出相，其原因可能是Mg、Si含量低的鋁合金在時效過程中，由于合金元素含量少，析出相主要在晶內(nèi)形核與長大，沒有足夠的溶質(zhì)原子擴(kuò)散至晶界促進(jìn)晶界析出相的形核與長大。從圖4(b)可以看出，3號合金晶界分布著很多細(xì)小連續(xù)的析出相，這主要是由于Mg、Si含量高的3號合金中的析出相易在基體和晶界形核，晶界相比基體具有更低的擴(kuò)散激活能，使得晶界析出相更易獲得足夠的溶質(zhì)原子形核長大，從而形成連續(xù)的晶界析出相。這些細(xì)小連續(xù)的晶界析出相也為晶間腐蝕提供了腐蝕通道，因此合金的晶間腐蝕敏感性大大增強(qiáng)。而Mg、Si含量低的合金晶界多為無沉淀析出帶，由于晶界沒有析出相，晶界與基體的電位相近，不具備發(fā)生晶間腐蝕的條件，因此晶間腐蝕敏感性大大降低，這與前文腐蝕試驗的結(jié)果一致。

3 結(jié)論

(1)隨著Mg、Si含量的增加，Al- Mg- Si合金的時效硬化速率顯著提高，時效峰值硬度和強(qiáng)度均提高。

(2)隨著Mg、Si含量的增加，合金的腐蝕類型由點蝕向輕微的晶間腐蝕再向較嚴(yán)重的晶間腐蝕轉(zhuǎn)變，合金的晶間腐蝕敏感性明顯增加。

(3)Mg、Si含量高的合金在峰值時效過程中晶內(nèi)析出的β″相密度較大，尺寸較小，晶界析出相呈細(xì)小連續(xù)分布。Mg、Si含量低的合金晶內(nèi)析出的β"相密度較小，尺寸較大，晶界無沉淀析出相。