曹培元 袁 峰 李瑞雷 江俊杰 王錦誼 賴建明 金 曼

（1.泛亞汽車技術(shù)中心有限公司，上海 201201；2.上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444）

近年來(lái)，為了推動(dòng)汽車輕量化的快速發(fā)展，大量鋁合金和鎂合金被用于制造汽車零部件［1］。但采用傳統(tǒng)鋼制螺栓聯(lián)接鋁合金或鎂合金件時(shí)會(huì)產(chǎn)生熱膨脹和電化學(xué)腐蝕［2-4］，因此開發(fā)和制備高性能的鋁合金螺栓很有必要。目前用于制作高性能螺栓線材的鋁合金主要有2021、2117、5056、5356、6061、6056、6082、7050、7075 等［5］。其中6056鋁合金以其加工性能良好、易于冷熱成形，可通過(guò)熱處理強(qiáng)化且具有較高的強(qiáng)度、較好的耐蝕性等優(yōu)點(diǎn)而被越來(lái)越廣泛地用于制造汽車螺栓［6］。

6056鋁合金是在Al-Mg-Si合金基礎(chǔ)上添加Cu元素形成的Al-Mg-Si-Cu合金。添加一定量Cu后，合金的峰值硬度提高，時(shí)效硬化速率加快，但是也增加了合金在T6（180℃ ×8 h）峰值時(shí)效狀態(tài)下的晶間腐蝕傾向，進(jìn)而導(dǎo)致螺栓的疲勞性能，甚至強(qiáng)度和塑性均降低［7-8］。為了提高6056鋁合金的耐晶間腐蝕性能，法國(guó)Pechiney公司開發(fā)了一種T 78工藝，可以在稍微降低合金強(qiáng)度的前提下，顯著提高合金的耐晶間腐蝕性能［9］。李祥亮等［10］對(duì)6056鋁合金進(jìn)行了T 78處理，發(fā)現(xiàn)合金可以在保持力學(xué)性能的同時(shí)大幅度提升耐晶間腐蝕性能。鄭子樵等［11-12］對(duì)6156鋁合金進(jìn)行了T 78處理，發(fā)現(xiàn)合金力學(xué)性能損失較小，耐晶間腐蝕性能大大提升。Wang等［13］研究了一種先高溫后低溫的雙級(jí)時(shí)效工藝，經(jīng)該工藝處理的Al-Mg-Si-Cu合金的晶間腐蝕敏感性明顯降低。上述一系列的研究結(jié)果表明，合適的雙級(jí)時(shí)效工藝可在不降低合金力學(xué)性能的前提下有效提高其耐晶間腐蝕性能。本文主要研究了先高溫后低溫的雙級(jí)時(shí)效處理對(duì)6056鋁合金硬度、力學(xué)性能以及耐晶間腐蝕性能的影響，并對(duì)相關(guān)機(jī)制進(jìn)行了探討。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用6056鋁合金線材的生產(chǎn)工藝流程大致為：鑄錠→加熱→粗軋→精軋→拉拔→線材，線材直徑為9.5 mm，采用直讀光譜儀測(cè)得其化學(xué)成分如表1所示。線材經(jīng)線切割加工成高20 mm的圓柱體試樣，經(jīng)540℃ ×1 h水淬固溶處理，然后分別進(jìn)行單級(jí)時(shí)效（即T6處理）和雙級(jí)時(shí)效。雙級(jí)時(shí)效的一級(jí)時(shí)效工藝為180℃保溫4 h，二級(jí)時(shí)效工藝為分別在140、160、190℃保溫1～8 h。

表1 6056鋁合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of the 6056 aluminum alloy （mass fraction） %

采用HB-3000型電子布氏硬度儀檢測(cè)熱處理前后試樣的硬度，選用φ5 mm的鋼球，試驗(yàn)力為250 N，保壓時(shí)間為15 s，每個(gè)試樣測(cè)量5個(gè)點(diǎn)取平均值。參照GB/T 228—2008《金屬材料拉伸試驗(yàn)室溫試驗(yàn)方法》制備拉伸試樣，在CMT5305型微電子控制萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為2 mm/min。參照GB/T 7998—2005《鋁合金晶間腐蝕測(cè)定方法》進(jìn)行晶間腐蝕試驗(yàn)，將熱處理后的試樣垂直懸掛在腐蝕液中24 h，溶液溫度保持在（35±1）℃，腐蝕介質(zhì)為1 L 1 mol/L NaCl溶液＋10 mL H2O2溶液。腐蝕后將試樣沿徑向剖開，研磨、拋光后采用Nikon T1-SM型金相顯微鏡觀察腐蝕形貌并測(cè)量腐蝕深度。采用JEM-2010F型透射電子顯微鏡（transmission electron microscope，TEM）觀察合金顯微組織，透射試樣經(jīng)機(jī)械減薄后采用TenuPol-5型電解雙噴減薄儀進(jìn)行減薄，電解液成分（體積分?jǐn)?shù)）為30%硝酸＋70%甲醇，溫度控制在－25℃左右。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 雙級(jí)時(shí)效對(duì)合金硬度的影響

圖1（a）為6056鋁合金在單級(jí)時(shí)效過(guò)程中硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化?？梢?jiàn)，在0～2 h時(shí)效初期，合金硬度迅速上升；隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，硬度緩慢上升，4 h后達(dá)到峰值，約136 HB；隨后硬度趨于穩(wěn)定，8 h之后，又開始緩慢下降。因此，6056鋁合金的最佳單級(jí)時(shí)效工藝（T6）為180℃ ×4 h。

圖1 6056合金單級(jí)時(shí)效（a）和雙級(jí)時(shí)效（b）后的硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化Fig.1 Hardness of the 6056 alloy one-step aged（a）and two-step aged（b）as a function of aging time

圖1（b）為合金在T6態(tài)（180℃ ×4 h）基礎(chǔ)上，分別進(jìn)行140、160和190℃二級(jí)時(shí)效的硬度曲線。從圖中可以看出，隨著二級(jí)時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金硬度總體變化趨勢(shì)為先下降后升高，并且隨著二級(jí)時(shí)效溫度的升高，硬度下降越多，到達(dá)時(shí)效谷值硬度的時(shí)間也縮短；繼續(xù)時(shí)效，160、190℃二級(jí)時(shí)效態(tài)合金的硬度達(dá)到峰值后又下降，且二級(jí)時(shí)效溫度越高，到達(dá)二級(jí)峰值硬度的時(shí)間越短。從圖1（b）可知，140℃ ×8 h、160 ℃ ×6 h和190℃×4 h二級(jí)時(shí)效的合金硬度與T6態(tài)的相差不大。因此，選取140℃ ×8 h、160℃ ×6 h和190℃×4 h二級(jí)時(shí)效態(tài)試樣進(jìn)行拉伸性能和耐晶間腐蝕性能檢測(cè)。

2.2 雙級(jí)時(shí)效對(duì)合金拉伸性能的影響

表2為經(jīng)不同工藝時(shí)效的6056鋁合金線材的拉伸性能。從表2可以看出，T6態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度為415.5 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為17.1%；140℃ ×8 h和160℃ ×6 h二級(jí)時(shí)效態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度均有所升高，其中140℃ ×8 h的升高最明顯，達(dá)到425.0 MPa。190℃ ×4 h二級(jí)時(shí)效合金的力學(xué)性能下降最明顯。

表2 6056合金單級(jí)時(shí)效和雙級(jí)時(shí)效后的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the 6056 alloy one-step aged and two-step aged

2.3 雙級(jí)時(shí)效對(duì)合金耐晶間腐蝕性能的影響

圖2和表3分別為6056合金經(jīng)不同工藝時(shí)效處理后的晶間腐蝕形貌和腐蝕等級(jí)。可以看出，T6態(tài)合金晶界發(fā)生了明顯的腐蝕，腐蝕范圍較大且伴隨有晶粒脫落現(xiàn)象，最大腐蝕深度約為333 μm，腐蝕等級(jí)為5級(jí)；140℃ ×8 h和160℃ ×6 h二級(jí)時(shí)效態(tài)合金的晶間腐蝕敏感性明顯下降，腐蝕范圍縮小，最大腐蝕深度分別約為231和276 μm，如圖2（b，c）所示，晶間腐蝕等級(jí)均為4級(jí)；從圖2（d）可以看出，190℃ ×4 h二級(jí)時(shí)效態(tài)合金的晶間腐蝕敏感性明顯升高，腐蝕范圍擴(kuò)大，最大腐蝕深度約為637 μm，晶間腐蝕等級(jí)為5級(jí)。

圖2 不同時(shí)效工藝下6056合金的晶間腐蝕形貌Fig.2 Intergranular corrosion morphologies of the 6056 alloy after different aging treatments

表3 不同時(shí)效工藝下6056合金的晶間腐蝕等級(jí)Table 3 Intergranular corrosion grade of the 6056 alloy after different aging treatments

總之，經(jīng)過(guò)180℃ ×4 h ＋140℃ ×8 h雙級(jí)時(shí)效處理的6056鋁合金的晶間腐蝕敏感性顯著改善，抗拉強(qiáng)度明顯提高。

2.4 微觀組織

圖3為T6態(tài)和T6＋140℃ ×6 h雙級(jí)時(shí)效處理的6056鋁合金的透射電鏡照片。從圖3（a）可以看出，經(jīng)T6處理的合金基體中彌散分布著大量針狀析出相（如A1箭頭所指）和少量板條狀析出相（如A2箭頭所指）；根據(jù)文獻(xiàn)［10，14-15］可知，A3箭頭所指圓形析出相為針狀β″相的橫截面，A4箭頭所指矩形析出相為板條狀Q′相的橫截面。從圖3（b）可以看出，經(jīng)T6＋140℃ ×6 h雙級(jí)時(shí)效處理的合金中針狀β″相和板條狀Q′相的數(shù)量均比單級(jí)時(shí)效的合金有所增加。

圖3 不同工藝時(shí)效的6056合金的TEM照片F(xiàn)ig.3 TEM images of the 6056 alloy aged by different procedures

圖4為T6態(tài)和經(jīng)T6＋140℃ ×6 h雙級(jí)時(shí)效處理的6056合金晶界析出相的TEM照片。從圖4（a）可以看出，經(jīng)T6處理后，合金晶界析出相較多，大多數(shù)尺寸約25 nm，相間距較小，為15～25 nm，部分析出相呈連續(xù)分布，晶界周圍出現(xiàn)明顯的無(wú)沉淀析出帶（precipitation-free zone，PFZ）。從圖4（b）可以看出，經(jīng)T6＋140℃ ×6 h雙級(jí)時(shí)效處理的合金中晶界析出相尺寸增大，約40 nm，相間距也增大，約100 nm。

圖4 不同工藝時(shí)效的6056合金晶界析出相的TEM形貌Fig.4 TEM images of the precipitates in grain boundaries of the 6056 alloy aged by different procedures

3 分析與討論

6056鋁合金是典型的Al-Mg-Si-Cu時(shí)效硬化合金，其強(qiáng)度主要取決于晶內(nèi)析出相的性質(zhì)、形貌及數(shù)量［18］。Al-Mg-Si-Cu合金的時(shí)效析出順序［10，14，18］大致為：有序固溶體→原子團(tuán)簇→G.P.區(qū)→β″→β′，Q′→Q，Si，其中G.P.區(qū)為無(wú)獨(dú)立晶格結(jié)構(gòu)的球狀物，β″為與基體共格的有序針狀析出相，Q′為與基體半共格的有序析出相。時(shí)效工藝參數(shù)的變化使合金中晶界和晶內(nèi)析出相的類型發(fā)生顯著變化，從而影響合金的力學(xué)性能和耐晶間腐蝕性能。

6056合金在單級(jí)時(shí)效初期，其硬度隨時(shí)間的延長(zhǎng)而逐漸升高。這主要是由于在時(shí)效初期，合金基體內(nèi)彌散分布著大量G.P.區(qū)，G.P.區(qū)與基體保持共格關(guān)系，可以有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使合金強(qiáng)化［11，13］；時(shí)效4 h 時(shí)，合金中析出了大量針狀β″相和少量板條狀Q′相。β″相和Q′相均與基體保持半共格關(guān)系，可以最大限度地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使合金強(qiáng)化，此時(shí)硬度也達(dá)到峰值。在T6基礎(chǔ)上進(jìn)行不同溫度的二級(jí)時(shí)效處理后，合金硬度均先降低后升高。由于析出轉(zhuǎn)變的非同步性，即使在T6峰值狀態(tài)，合金基體某些區(qū)域仍存在一些小尺寸的G.P.區(qū)，而合金在二級(jí)時(shí)效過(guò)程中硬度先下降也正是這些低于熱力學(xué)穩(wěn)定尺寸的析出相重新溶入基體所致［10，17］，而且二級(jí)時(shí)效溫度越高，小尺寸析出相回溶越多，硬度下降越明顯。隨著二級(jí)時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，β″相進(jìn)一步長(zhǎng)大，使合金基體中析出更多的β″相和Q′相，因此硬度再次上升，且二級(jí)時(shí)效溫度越高，溶質(zhì)原子擴(kuò)散速度越快，析出相長(zhǎng)大速度越快，硬度達(dá)到峰值所需的時(shí)間也越短。但二級(jí)時(shí)效溫度過(guò)高（190℃）會(huì)加速Q(mào)′相向與基體無(wú)共格關(guān)系的Q相轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致合金硬度下降。

一般認(rèn)為，晶間腐蝕敏感性主要取決于晶界析出相特征［7，10，13］。晶界由于具有高的界面能，在人工時(shí)效時(shí)，晶界附近的溶質(zhì)原子易于向晶界偏聚形成連續(xù)析出相，導(dǎo)致晶界周圍形成無(wú)沉淀析出帶（PFZ）。由于PFZ區(qū)域?yàn)樨毴苜|(zhì)原子區(qū)，其電極電位比晶內(nèi)和晶界析出相的低，從而成為陽(yáng)極，產(chǎn)生晶間腐蝕［11-13］。T6態(tài)合金晶界析出了許多連續(xù)分布的Q 相（Al4Cu2Mg8Si7）［14，16］，其間距很小，并含有較高電位的元素Cu和Si［10，14，16，18］，晶界附近的PFZ 區(qū)域使晶界析出相與基體和PFZ間極易形成連續(xù)腐蝕通道，因此T6單級(jí)時(shí)效的6056合金具有較大的晶間腐蝕敏感性。經(jīng)T6＋140℃ ×6 h雙級(jí)時(shí)效處理的6056合金晶界析出相尺寸明顯增大，析出相間距從T6態(tài)的25 nm增加到100 nm左右，使晶界連續(xù)腐蝕通道被進(jìn)一步切斷，因此其耐晶間腐蝕性能明顯優(yōu)于T6處理的合金。

4 結(jié)論

（1）經(jīng)T6單級(jí)時(shí)效處理的6056鋁合金，硬度約為136 HB，抗拉強(qiáng)度為415.5 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為17.1%；經(jīng)T6＋140℃ ×8 h和T6＋160℃ ×6 h雙級(jí)時(shí)效處理的合金的抗拉強(qiáng)度均有所增加，其中T6＋140℃ ×8 h的增加最明顯，達(dá)到425 MPa。經(jīng)T6＋190℃ ×4 h雙級(jí)時(shí)效處理的合金的力學(xué)性能下降最明顯。

（2）T6態(tài)6056合金具有很大的晶間腐蝕敏感性，晶間腐蝕深度約為333 μm；經(jīng)T6＋140℃ ×6 h、T6＋160℃ ×6 h和T6＋190℃ ×4 h雙級(jí)時(shí)效處理的合金晶間腐蝕深度分別為231、320和637 μm，其中經(jīng)T6＋140℃ ×8 h處理的合金晶間腐蝕敏感性改善最為明顯。

（3）T6態(tài)6056合金晶內(nèi)析出了大量針狀β″相和少量板條狀Q′相，晶界析出相較多，且部分呈連續(xù)分布，晶界周圍出現(xiàn)明顯的無(wú)沉淀析出帶（PFZ）；經(jīng)T6＋140℃ ×6 h雙級(jí)時(shí)效處理的合金晶內(nèi)板條狀Q′相數(shù)量明顯增多，同時(shí)晶界析出相尺寸和間距明顯增大。