張春旭，李延軍，劉 學(xué)，劉 歡

（遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼陽(yáng)111003）

0 前言

LF6是一種強(qiáng)度高、密度小、耐腐蝕、無(wú)低溫脆性、無(wú)磁性、可焊性好的高鎂鋁合金，廣泛應(yīng)用于要求輕量化的各種船用結(jié)構(gòu)件和水下裝備的結(jié)構(gòu)件，更是建筑、化工、車輛、航空、航天領(lǐng)域不可缺少的重要材料[1-2]。LF6 鋁合金是以Mg 元素為主要合金元素的鋁合金，共晶溫度下Mg在Al中的最大溶解度為17.4%，溶解度隨溫度下降迅速降低。由于合金析出相少，形核困難，析出顆粒較大，所以合金的時(shí)效強(qiáng)化效果差，屬于不可熱處理強(qiáng)化鋁合金，其主要強(qiáng)化手段是通過(guò)Mg 原子的固溶強(qiáng)化以及加工硬化。隨著Mg 含量的提高，合金的強(qiáng)度會(huì)隨之增大。但鎂含量大于3%的鋁合金在室溫下長(zhǎng)時(shí)間放置會(huì)產(chǎn)生時(shí)效軟化現(xiàn)象，使合金的強(qiáng)度下降，延伸率上升[3]。并且晶界處會(huì)有β 相析出并連續(xù)，與晶格本身產(chǎn)生電位差而形成原電池，導(dǎo)致合金的晶間腐蝕性能和應(yīng)力腐蝕性能降低[4-5]。所以5×××系高鎂鋁合金常通過(guò)穩(wěn)定化處理的方式獲得良好的基體組織及均勻分布的β相，從而達(dá)到穩(wěn)定力學(xué)性能和提高抗蝕性的目的。鑒于此，本文探討了不同溫度的穩(wěn)定化處理對(duì)LF6擠壓材腐蝕性能和顯微組織的影響，以期為強(qiáng)度、耐蝕性要求更高的高鎂鋁合金擠壓型材成熟的穩(wěn)定化退火工藝提供試驗(yàn)數(shù)據(jù)和參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

本文采用ARL-3460 直讀光譜儀對(duì)LF6 合金擠壓型材進(jìn)行化學(xué)成分檢測(cè)，結(jié)果見表1。對(duì)取自型材中部（平行于擠壓方向）的晶間腐蝕試樣進(jìn)行（80～440) ℃×4 h的穩(wěn)定化處理，熱處理設(shè)備采用NA675/45納博熱空氣循環(huán)爐。試樣分成8組，每組3 個(gè)平行試樣。根據(jù)ASTM G67 標(biāo)準(zhǔn)即硝酸失重測(cè)量方法對(duì)穩(wěn)定化處理后試樣進(jìn)行檢測(cè)，通過(guò)測(cè)量試樣經(jīng)腐蝕的失重來(lái)衡量鋁合金的晶間腐蝕敏感性。當(dāng)試樣的單位面積質(zhì)量損失<15 mg/cm2時(shí)，則判定為耐腐蝕材料；當(dāng)質(zhì)量損失≥25 mg/cm2時(shí)，則說(shuō)明合金晶間腐蝕敏感性高。

表1 合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）

2 試驗(yàn)結(jié)果

通過(guò)測(cè)量質(zhì)量損失的平均值來(lái)表征合金的晶間腐蝕敏感性，試驗(yàn)中相同溫度的3個(gè)平行試樣晶間腐蝕質(zhì)量損失的算數(shù)平均值見表2。從表2 可知，試驗(yàn)結(jié)果誤差不大，試樣的晶間腐蝕敏感性隨溫度升高呈現(xiàn)先增大后減小趨勢(shì)。

表2 抗晶間腐蝕性能

依據(jù)試樣退火后晶間腐蝕數(shù)據(jù)繪制趨勢(shì)圖，如圖1所示?？梢钥闯觯S著退火溫度升高，試樣的晶間腐蝕敏感性逐漸提高。當(dāng)溫度為240 ℃時(shí)，試樣的晶間腐蝕敏感性達(dá)到最高點(diǎn)，試樣的質(zhì)量損失達(dá)到75 mg/cm2；隨著退火溫度的繼續(xù)提升，試樣的晶間腐蝕程度下降；當(dāng)退火溫度達(dá)到380 ℃時(shí)，試樣的質(zhì)量損失為14 mg/cm2，達(dá)到標(biāo)準(zhǔn)要求；當(dāng)溫度從380 ℃上升至440 ℃時(shí)，試樣晶間腐蝕性能趨于穩(wěn)定。

圖1 不同熱處理溫度下的失重曲線

3 分析與討論

Al-Mg合金晶間腐蝕的產(chǎn)生原因與電化學(xué)腐蝕接近，是晶界處析出的連續(xù)β相與晶內(nèi)形成原電池導(dǎo)致的。LF6中Mg含量較高，約為6%。室溫下的合金組織主要為α（Al）+β相（Al8Mg5+Al3Mg2）。β相的形態(tài)和分布對(duì)合金的腐蝕性能有重要影響，β相粒子較細(xì)小并均勻彌散分布于晶間時(shí)，不會(huì)對(duì)合金的腐蝕性能產(chǎn)生影響。但晶界處的能量較高時(shí)，位錯(cuò)和空位會(huì)在能量較高的晶界處聚集，導(dǎo)致溶質(zhì)原子在晶界偏聚，發(fā)生晶界吸附，β相沿著晶界邊緣沉淀析出。β相與基體的電極電位不同，腐蝕電位相對(duì)于基體為負(fù)，對(duì)其周圍的貧乏固溶體呈陽(yáng)極。連續(xù)分布的β相會(huì)成為陽(yáng)極腐蝕通道，使得晶內(nèi)和晶界腐蝕速率產(chǎn)生差異，從而產(chǎn)生晶間腐蝕[6-7]。另一方面，鋁合金在擠壓及擠壓后的冷變形強(qiáng)化過(guò)程中都會(huì)在合金內(nèi)產(chǎn)生殘余應(yīng)力，造成材料的應(yīng)力腐蝕傾向增加，所以需要對(duì)合金進(jìn)行穩(wěn)定化退火處理以消除合金中的靜應(yīng)力，以防止材料在實(shí)際使用中發(fā)生應(yīng)力開裂現(xiàn)象。

圖2 合金的微觀組織

圖2 示出了為L(zhǎng)F6 合金的微觀組織。根據(jù)掃描電鏡圖（SEM）并結(jié)合各點(diǎn)的峰值能譜（EDS）可以看出，圖2（a）中未進(jìn)行穩(wěn)定化退火的合金大部分Mg 原子固溶于鋁基體中，并可以觀察到少量的β 相（Al8Mg5+Al3Mg2） +少 量AlTi3+極 少 量 的Mg2Si，以及少量與β 相共晶存在的FeMnAl6。從圖2（b）、（c）中可以看出，大量白色骨骼狀的β相從基體中析出，基體中少量的第二相（FeMnAl6）呈棱角分明的片狀離散地分布在基體中，圖中小黑點(diǎn)為Mg2Si 以及游離狀態(tài)下的單質(zhì)Si。當(dāng)溫度達(dá)到320 ℃后，F(xiàn)eMnAl6呈偏聚態(tài)，邊緣鈍化，并且存在少量β 相+FeMnAl6+MnAl6的三元共晶組織。圖2（d）、（e）、（f）分別為未穩(wěn)定化處理的組織及基體晶粒度和皮質(zhì)層晶粒度照片。從中可知，未處理的合金基體晶粒度達(dá)到7級(jí)，晶粒細(xì)密，達(dá)到標(biāo)準(zhǔn)要求，而皮質(zhì)層晶粒較細(xì)小，皮質(zhì)層晶粒度可達(dá)3級(jí)。圖2（g）、（h）、（i）是不同熱處理制度下的基體晶粒度，可以看到隨溫度升高，晶粒沒(méi)有明顯長(zhǎng)大。

由于擠壓需要在高溫下進(jìn)行，在擠壓過(guò)程中要對(duì)合金進(jìn)行固溶處理，β相大部分以過(guò)飽和固溶體形式存在。在80 ℃溫度下進(jìn)行穩(wěn)定化處理后，隨溫度升高M(jìn)g原子在Al 中的平衡溶解度升高，析出的β 相增多。而當(dāng)穩(wěn)定化處理溫度低于240 ℃時(shí)，合金中的位錯(cuò)主要存在于晶界處，位錯(cuò)作為通道使Mg 原子更容易擴(kuò)散到晶界并呈網(wǎng)膜狀連續(xù)分布。當(dāng)溫度達(dá)240 ℃后，位錯(cuò)移動(dòng)到亞晶界，Mg 原子通向晶界的通道減少，β相開始在亞晶界和晶界的交切點(diǎn)上析出，亞晶界析出的β相會(huì)形成多邊形的亞晶界，使Mg 原子通向晶界的位錯(cuò)通道數(shù)量進(jìn)一步減少，β相就不容易在晶界長(zhǎng)大并連續(xù)分布。有些晶界上的β相雖然呈連續(xù)狀態(tài)，但在晶內(nèi)析出的β 相大幅增加了，β 相在基體中接近均勻分布，所以合金的晶間腐蝕性能趨于穩(wěn)定[8-9]。

4 結(jié)論

（1）LF6 合金的耐晶間腐蝕性能隨溫度變化呈現(xiàn)波峰形式，當(dāng)溫度低于240 ℃時(shí)，隨溫度上升，合金耐晶間腐蝕性能逐漸變差，240 ℃時(shí)晶間耐腐蝕性最差，240 ℃后合金耐腐蝕性變好。

（2）80 ℃溫度下，隨穩(wěn)定化退火溫度升高在晶界處的連續(xù)β相逐漸增多，當(dāng)溫度增加至240 ℃時(shí)，β相開始在亞晶界析出，其在晶內(nèi)和晶界的分布逐漸趨于均勻。

（3）當(dāng)溫度處于380 ～440 ℃之間時(shí)，LF6 合金具有良好的耐晶間腐蝕性，可以保證產(chǎn)品滿足對(duì)腐蝕性能的要求，消除應(yīng)力腐蝕傾向并具有穩(wěn)定的綜合性能。