合金元素對(duì)電池包支架用Al-Mg-Si合金性能的影響

吳 楠，孫 巍，楊 旭，謝方亮，盧曉磊

(遼寧忠旺鋁合金精深加工有限公司，遼寧 遼陽 111003)

近幾年，環(huán)保問題和能源問題逐漸引起人們的關(guān)注，汽車產(chǎn)業(yè)由傳統(tǒng)汽車向新能源、輕量化的電動(dòng)汽車方向發(fā)展。電池包支架作為新能源電動(dòng)汽車上的關(guān)鍵部件，其材料的性能直接影響著電動(dòng)車的安全性和可靠性。電池包支架在服役過程中受到各方面的力和腐蝕作用，容易發(fā)生斷裂和腐蝕開裂[1-3]，因此在設(shè)計(jì)電池包支架材料時(shí)強(qiáng)度和耐蝕性是需要考慮的因素。

Al-Mg-Si合金具有中等強(qiáng)度、耐蝕性高、無應(yīng)力腐蝕開裂傾向、擠壓性和焊接性優(yōu)良等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于新能源汽車。6005A合金Mg、Si含量中等，含有一定量的Mn、Cr元素，可抑制合金再結(jié)晶發(fā)生，對(duì)合金的耐蝕性有一定影響。本文以6005A合金為研究對(duì)象，調(diào)整Mg/Si比值、Mn、Cr含量，研究Mg/Si比值、Mn和Cr元素對(duì)微觀晶粒、腐蝕和電導(dǎo)率等性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)以6005A合金為基礎(chǔ)合金，共設(shè)計(jì)了4種合金成分，分別記為A、B、C、D，具體化學(xué)成分見表1。其中合金A在6005A化學(xué)成分范圍內(nèi)，B、C、D在合金A化學(xué)成分基礎(chǔ)上調(diào)整元素Si、Mn、Mg、Cr含量。

表1 Al-Mg-Si合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

試驗(yàn)采用99.7%工業(yè)鋁錠、工業(yè)純鎂、工業(yè)純硅、Al-60%Cu、Al-10%Mn、Al-10%Cr中間合金，按照一定順序投入到熔煉爐中熔化，精煉靜置20min，采用直接水冷半連續(xù)鑄造方式制備合金鑄錠。鑄錠經(jīng)550℃×7h均勻化處理后，在2000T擠壓機(jī)上進(jìn)行擠壓，擠壓溫度510℃～530℃，擠壓速度6m/min～7m/min，在線風(fēng)冷淬火；在箱式電阻爐內(nèi)進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效溫度180℃，保溫時(shí)間8h。

試樣經(jīng)打磨、拋光，陽極氧化制膜，采用光學(xué)金相顯微鏡在偏光下觀察4種合金擠壓變形后的顯微組織。沿?cái)D壓方向取200mm作為拉伸試樣，在室溫下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。晶間腐蝕試驗(yàn)溶液為NaCl-HCl混合溶液，腐蝕液溫度30℃，腐蝕時(shí)間24h，試樣從腐蝕液中取出后，立即用去離子水沖洗，在光學(xué)金相顯微鏡下觀察4種合金擠壓制品的腐蝕坑深度。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 微觀晶粒

圖1為4種合金擠壓變形后微觀晶粒圖片。從圖中可看出，A、B合金擠壓制品橫截面邊部晶粒尺寸較大，心部為纖維狀組織；C、D合金擠壓制品整個(gè)橫截面為再結(jié)晶組織。A合金和B合金在擠壓變形過程中，外層合金受模具的約束，變形程度大于內(nèi)層合金，合金的外層晶粒受到的剪切變形大，晶格畸變程度大，晶?；兡茉龃?，再結(jié)晶溫度降低，外層合金與模具產(chǎn)生摩擦，邊部溫度高于心部，心部晶粒易發(fā)生再結(jié)晶長大[4]。心部在擠壓過程中呈穩(wěn)定流動(dòng)狀態(tài)，變形比較均勻，另外合金中添加了Mn、Cr元素，起到了一定釘扎晶界、抑制再結(jié)晶作用，因而A合金和B合金制品心部為纖維狀的變形組織，邊部為粗大的再結(jié)晶組織。而C合金和D合金無Mn、Cr元素，合金制品的整個(gè)橫截面為完全再結(jié)晶組織。

2.2 晶間腐蝕

圖2為4種合金的晶間腐蝕斷面深度圖。從圖中可看出，4種合金制品均發(fā)生了晶間腐蝕，腐蝕沿晶界向內(nèi)部發(fā)展，制品表面有點(diǎn)蝕坑，B和C合金表面有輕微的合金脫落，A合金內(nèi)部有腐蝕裂紋，其中A合金的最大晶間腐蝕深度為370.22μm，B合金最大晶間腐蝕深度為225.06μm，C合金的為128.45μm，D合金的為219.67μm。

鋁合金的晶間腐蝕是由于晶界上的析出相與其周圍的基體存在電勢差，形成微電解池造成的[5]。A、B、C、D 4種合金的Mg/Si均小于1.73，Si粒子過剩。腐蝕初期主要發(fā)生在電位較負(fù)的Mg2Si相表面，由于Si粒子的電位較正，其邊緣無沉淀帶發(fā)生了陽極溶解，同時(shí)也加速M(fèi)g2Si活性元素Mg的溶解及不活潑元素Si的富集，促進(jìn)了Mg2Si周圍無沉淀帶的陽極溶解，合金的晶間腐蝕萌生于Mg2Si相表面，并沿晶界的無沉淀帶發(fā)展[6]。因而Si過剩較多的A合金晶間腐蝕深度大于B合金。

Mn元素容易在晶界上發(fā)生偏聚，腐蝕電位相對(duì)較高，在構(gòu)成的腐蝕原電池中可作為陰極，晶界上析出相連續(xù)分布，形成了一個(gè)連續(xù)的陰極，與晶界附近的無沉淀析出帶(PFZ)構(gòu)成了微電池，沿著晶界腐蝕[7]。含有Mn元素的A合金和B合金制品晶間腐蝕程度高于不含Mn元素的C合金和D合金。

2.3 力學(xué)性能

圖3為4種合金擠壓制品T6狀態(tài)的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度?？梢钥闯?，T6態(tài)下合金制品強(qiáng)度：C合金>B合金>D合金>A合金。B合金和C合金的Mg/Si比值相近，含有Mn、Cr元素的B合金強(qiáng)度低于不含Mn、Cr的C合金，Mn、Cr元素對(duì)該合金時(shí)效強(qiáng)度未起到明顯的增強(qiáng)作用。

制品在生產(chǎn)轉(zhuǎn)運(yùn)過程中，會(huì)發(fā)生自然時(shí)效。自然時(shí)效過程中，Mg和Si原子形成團(tuán)簇。相比Si原子團(tuán)簇，Mg原子團(tuán)簇在隨后的人工時(shí)效過程中更難以溶解，抑制具有強(qiáng)化作用β"相析出。相關(guān)研究表明過剩Si能夠促進(jìn)β"析出，產(chǎn)生密度較高、尺寸較小并且分布均勻的β"[8]。C合金和D合金相比較，D合金中Mg含量高于C合金，在自然時(shí)效過程中D合金中Mg原子團(tuán)簇?cái)?shù)量高于C合金，抑制β"相析出。另外，C合金中過剩Si數(shù)量高于D合金，在隨后的人工時(shí)效處理中，C合金產(chǎn)生的β"相數(shù)量較多，密度高，尺寸小，分布較均勻，C合金的強(qiáng)度高于D合金。

2.4 電導(dǎo)率

圖4為4種合金擠壓制品的電導(dǎo)率?？梢钥闯?，C合金擠壓制品的電導(dǎo)率最高，D合金次之，A合金和B合金最低。A合金和B合金制品邊部為粗大的再結(jié)晶晶粒，心部為纖維狀的組織。申澎洋等人[9]在研究6005A擠壓型材組織過程中發(fā)現(xiàn)擠壓型材內(nèi)部細(xì)晶區(qū)的纖維組織是由大量幾乎呈等軸狀的細(xì)小晶粒組成，這些細(xì)小晶粒是被小角度晶界分割的未完全再結(jié)晶晶粒，存在大量的位錯(cuò)纏繞，對(duì)電子有散射作用，導(dǎo)致合金的電阻率增大，電導(dǎo)率減小；C合金和D合金制品為大角度的完全再結(jié)晶組織，晶粒尺寸較大，電子穿過晶界數(shù)量較少，電子的散射小，電阻率低，電導(dǎo)率高。

3 結(jié)論

(1)在擠壓過程中，Al-Mg-Si合金外層金屬的晶格畸變程度大，畸變能大，再結(jié)晶溫度低，發(fā)生完全再結(jié)晶，制品邊部為粗大的完全再結(jié)晶組織；Mn、Cr元素在合金中起到釘扎晶界，抑制再結(jié)晶的作用，制品心部未完全再結(jié)晶，為沿?cái)D壓方向細(xì)小晶粒的纖維狀組織；

(2)含有Mn、Cr元素合金制品細(xì)小晶粒的纖維狀組織對(duì)電子有一定的散射作用，合金制品電導(dǎo)率低于完全再結(jié)晶的、不含有Mn、Cr元素合金制品的電導(dǎo)率；

(3)過剩的Si、Mn元素降低了Al-Mg-Si合金的耐蝕性。