固溶溫度對汽車發(fā)動機(jī)用6082鋁合金顯微組織與性能的影響

皮連根,卞 峰

(1. 常州工程職業(yè)技術(shù)學(xué)院，常州 213164； 2. 上汽集團(tuán)商用車技術(shù)中心，上海 200030)

隨著全球能源供應(yīng)日趨緊張，開發(fā)綠色環(huán)保材料是世界軌道交通工業(yè)發(fā)展的重要趨勢。提高鋁合金在汽車制造中的用量是世界交通發(fā)展的共同目標(biāo)，隨著新能源汽車的推廣應(yīng)用，鋁合金型材用量不斷增大[1-3]。目前，各種鋁合金材料廣泛應(yīng)用于擠壓型材生產(chǎn)加工。其中6082鋁合金具有高強(qiáng)度、高沖擊韌性、淬火敏感及易加工等特性，同時(shí)，還具有優(yōu)異的耐腐蝕性能，可加工成復(fù)雜截面型材、棒材、管材和線材，大量使用在軌道交通、航天航空及軍工等行業(yè)[4-5]。

6082鋁合金屬為可熱處理強(qiáng)化Al-Mg-Si系合金，在半連續(xù)鑄造過程中，鑄棒坯料通常為非平衡凝固合金，組織晶粒分布不均勻，易出現(xiàn)晶內(nèi)偏析，影響合金的力學(xué)性能。在合金的快速凝固過程中，雜質(zhì)元素Fe易與Al和Si元素形成針狀或片狀的β-AlFeSi相，該化合物硬且脆，會成為合金的應(yīng)力集中源，降低其綜合性能[6-8]。固溶處理是合金熱處理工藝的一個(gè)關(guān)鍵工序，固溶過程中，6082鋁合金組織中的二次相充分固溶，元素Mg、Si和Fe通過擴(kuò)散均勻分布在鋁基體上形成過飽和固溶體。6082鋁合金組織中β-Mg2Si相和β-AlFeSi相溶解的同時(shí)，鋁基體的晶粒組織也會隨之發(fā)生變化，高密度和高熱穩(wěn)定性二次相顆粒能夠有效抑制合金再結(jié)晶，細(xì)化晶粒,在后續(xù)時(shí)效過程中，會成為時(shí)效強(qiáng)化相的形核核心。針狀或片狀的β-AlFeSi相轉(zhuǎn)變成圓顆粒狀的α-AlFeSi相，沉淀強(qiáng)化相二次析出，有效改善合金組織并提高其強(qiáng)度。研究表明：合金的性能主要取決于組織中二次相的種類(GP區(qū)、β″、β′等)、分布情況、晶粒尺寸和體積分?jǐn)?shù)等[2,8-9]；而合金腐蝕常在組織晶粒之間沿著晶界發(fā)生，故晶粒組織均勻分布以及晶界析出二次相的分布對提高6082鋁合金的力學(xué)性能和加工性能都有重要作用[10-11]。本工作以6082鋁合金擠壓型材為對象，研究固溶溫度對其力學(xué)性能和耐腐蝕性能的影響規(guī)律，確定合金的最優(yōu)固溶處理制度，提高其綜合性能，為工業(yè)生產(chǎn)提供理論依據(jù)和實(shí)踐指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)

試驗(yàn)材料為6082鋁合金棒材，規(guī)格為φ485 mm。通過4孔擠壓(擠壓系數(shù)18)，將6082鋁合金棒材加工成厚度22 mm的擠壓型材。從擠壓型材的不同位置取樣，制成標(biāo)準(zhǔn)試樣，然后在不同溫度下進(jìn)行固溶處理和人工時(shí)效處理，具體工藝參數(shù)見表1。

表1 6082鋁合金的熱處理工藝Tab. 1 Heat treatment for 6082 aluminum alloy

在CSS-4410萬能材料拉伸機(jī)上對上述經(jīng)過熱處理的鋁合金進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率設(shè)定為1 mm/min，每種狀態(tài)測試3個(gè)試樣，取平均值。

將經(jīng)過熱處理的鋁合金制成φ50 mm×30 mm的圓餅狀試樣，用砂紙打磨拋光其表面氧化層，再用無水乙醇清洗。然后，將其浸入3.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))NaCl腐蝕液中，在室溫下浸泡3 h后取出，沖洗干凈、吹干。采用Sirion200型掃描電鏡(SEM)觀察合金表面的腐蝕形貌，并采用X射線衍射儀(XRD)分析鋁合金表面腐蝕產(chǎn)物的物相組成。

按照GB/T 3246.1-2000《變形鋁及鋁合金制品顯微組織檢驗(yàn)方法》對熱處理后鋁合金進(jìn)行制樣，采用Olympus-CX22型光學(xué)顯微鏡、Sirion200型掃描電鏡和TECNAIG220型透射電鏡(TEM)觀察鋁合金的顯微組織結(jié)構(gòu)，第二相大小、形貌和分布，再結(jié)晶晶界形貌等。

2 結(jié)果與討論

2.1 合金的拉伸性能

圖1為固溶溫度對6082鋁合金拉伸性能的影響。由圖1可見，隨著固溶溫度的升高，6082鋁合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率都呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢。當(dāng)固溶溫度從480 ℃上升至540 ℃時(shí)，6082鋁合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率都迅速增大，抗拉強(qiáng)度從247MPa增至366MPa，伸長率從8.4%升至14.5%；固溶溫度繼續(xù)升高，抗拉強(qiáng)度開始下降，伸長率略微下降后再次升高。由此可見，540 ℃是6082鋁合金的最佳固溶溫度。

圖1 固溶溫度對6082鋁合金拉伸性能的影響Fig. 1 Effect of solution treatment temperature on tensile properties of 6082 aluminium alloy

2.2 合金的耐腐蝕性能

圖2為固溶溫度對6082鋁合金表面腐蝕形貌的影響。當(dāng)固溶溫度為580 ℃時(shí)，6082鋁合金表面出現(xiàn)腐蝕的位置較少，只有少量顆粒狀的腐蝕物,在零星的腐蝕坑處出現(xiàn)一些明顯的晶粒和亞晶粒特征。這是因?yàn)?082鋁合金腐蝕常沿著晶界和亞晶界擴(kuò)展。當(dāng)固溶溫度為540 ℃時(shí)，6082鋁合金表面腐蝕加劇，腐蝕產(chǎn)物明顯增多且變大，形狀由顆粒狀轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀，合金表面出現(xiàn)較深的腐蝕坑。當(dāng)固溶溫度為480 ℃時(shí)，6082鋁合金表面腐蝕最為嚴(yán)重，完全成坑蝕形貌，多數(shù)腐蝕坑較深，有縱向延伸的跡象。

(a) 580 ℃ (b) 540 ℃ (c) 480 ℃圖2 固溶溫度對6082鋁合金表面腐蝕形貌的影響Fig. 2 Effect of solution treatment temperature on corrosion morphology of 6082 aluminium alloy surface

為進(jìn)一步分析6082鋁合金的耐腐蝕性能，對合金的表面腐蝕產(chǎn)物進(jìn)行XRD分析，結(jié)果見圖3。由圖3可見，6082鋁合金表面腐蝕產(chǎn)物主要由Al和Al(OH)3組成。根據(jù)6082鋁合金中各元素的電極電位差，在3.5% NaCl溶液中，發(fā)生腐蝕的主要是α-Al基體，而β-Mg2Si相和β-Al6MnSi相幾乎不與溶液反應(yīng)。α-Al基體與溶液反應(yīng)生成Al(OH)3、Al2O3和AlCl3。腐蝕初期生成的Al2O3在腐蝕溶液中反應(yīng)生成Al(OH)3，Al(OH)3附著在合金表面，越往合金內(nèi)部分布越少，而Al2O3的分布正好與之相反。合金在Cl-溶液中生成的AlCl3可溶，所以腐蝕產(chǎn)物中沒有AlCl3。

固溶溫度為480 ℃時(shí)，腐蝕產(chǎn)物中Al(OH)3的含量最多，540 ℃時(shí)次之，580 ℃時(shí)最少。Al(OH)3的熱穩(wěn)定性遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于Al2O3的，因此Al(OH)3對鋁基體有一定的保護(hù)作用，能有效阻止鋁合金的進(jìn)一步腐蝕。

圖3 6082鋁合金表面腐蝕產(chǎn)物的XRD譜Fig. 3 XRD patterns of corrosion products on surface of 6082 aluminium alloy

2.3 合金的顯微組織

圖4為固溶溫度對6082鋁合金顯微組織的影響。固溶溫度在480 ℃及以下溫度時(shí)，6082鋁合金組織保留了擠壓型材的組織特征，即組織被擠壓變形，發(fā)生畸變，大量等軸晶體沿?cái)D壓方向被拉長；固溶溫度從480 ℃升高至540 ℃過程中，組織產(chǎn)生回復(fù)，但還沒有出現(xiàn)再結(jié)晶，導(dǎo)致晶粒沒有長大；固溶溫度升高至580 ℃時(shí)，合金組織儲能升高，出現(xiàn)再結(jié)晶現(xiàn)象，當(dāng)能量達(dá)到極限時(shí)完成再結(jié)晶，晶粒較粗大，呈長塊狀。

圖5為不同固溶溫度處理6082鋁合金表面的SEM圖。由圖5可見，當(dāng)固溶溫度為480 ℃時(shí)，合金中存在大量第二相粒子，呈鏈狀分布,隨著固溶溫度的升高，6082鋁合金中未溶第二相數(shù)量呈現(xiàn)下降的趨勢。能譜分析結(jié)果表明：白色的第二相粒子為AlFeMnSi相；黑灰色的第二相粒子為Mg2Si相[12]。當(dāng)固溶溫度為540 ℃時(shí)，6082鋁合金中黑灰色Mg2Si相粒子多數(shù)已經(jīng)溶入鋁基體中，數(shù)量明顯減少，而白色AlFeMnSi相粒子屬于熱穩(wěn)定性能好的難溶相，固溶溫度升高，其數(shù)量變化不大。

圖6為不同固溶溫度處理6082鋁合金的TEM圖。當(dāng)固溶溫度較低時(shí)，6082鋁合金沒有出現(xiàn)再結(jié)晶現(xiàn)象，組織中產(chǎn)生大量尺寸為1～3 μm的亞晶，如圖6(a)所示。當(dāng)固溶溫度升高至500 ℃時(shí)，6082鋁合金組織中出現(xiàn)許多呈球狀或橢球狀的彌散粒子Al6MnSi，其尺寸差別較大，少量亞晶晶粒略有長大，尺寸為2～5 μm，如圖6(b)所示。隨著固溶溫度繼續(xù)升高，一些彌散粒子相分布于(亞)晶界，起到阻礙晶界遷移的作用，可有效地抑制再結(jié)晶及晶粒長大。當(dāng)固溶溫度達(dá)到540 ℃以上時(shí)，合金中逐漸產(chǎn)生大量再結(jié)晶組織，晶粒內(nèi)和晶界上都有細(xì)小的第二相顆粒析出，且多呈連續(xù)分布狀態(tài), 如圖6(d)、(e)和(f)所示。另外，在晶界附近出現(xiàn)無沉淀析出區(qū)(Precipitates free zone，PFZ)，固溶溫度越低，PFZ越明顯。固溶溫度為480 ℃、500 ℃時(shí)，6082鋁合金組織內(nèi)可以明顯看到PFZ。這是因?yàn)?082鋁合金晶界上易析出Mg2Si粒子相,導(dǎo)致晶界附近Mg和Si含量低于鋁基體中的，產(chǎn)生濃度梯度，使沉淀強(qiáng)化相無法形核，最終導(dǎo)致無沉淀析出帶的形成。固溶溫度降低，晶界附近空位濃度也隨之降低，濃度梯度則越高，因此，無沉淀析出帶更寬。

(a) 480 ℃(b) 540 ℃(c) 580 ℃圖4 固溶溫度對6082鋁合金顯微組織的影響Fig. 4 Effect of solution treatment temperature on microstructure of 6082 aluminium alloy

(a) 480 ℃ (b) 540 ℃圖5 不同固溶溫度處理的6082鋁合金的SEM圖Fig. 5 SEM images of 6082 aluminium alloy treated at different solution treatment temperatures

(a) 480 ℃ (b) 500 ℃ (c) 520 ℃

(d) 540 ℃ (e) 560 ℃ (f) 580 ℃圖6 不同固溶溫度處理的6082鋁合金的TEM圖Fig. 6 TEM images of 6082 aluminium alloy treated at different solution treatment temperatures

固溶溫度升高至560～580 ℃時(shí)，晶粒內(nèi)部析出更多沉淀強(qiáng)化相，此時(shí)組織中的沉淀強(qiáng)化相主要為β″相，β″相穩(wěn)定性較差，會影響6082鋁合金的強(qiáng)度;同時(shí)，6082鋁合金時(shí)效析出相為云片狀α相，且β″入射角平行α入射角。當(dāng)固溶溫度為480 ℃時(shí)，6082鋁合金中析出α相，尺寸較固溶溫度為540 ℃時(shí)的更大，密度更低，數(shù)量更少，鋁基體內(nèi)同時(shí)也出現(xiàn)β′相。從圖6(c)選區(qū)電子衍射分析發(fā)現(xiàn)，在入射角方向它們?nèi)匀淮嬖谄叫刑匦?，該相沿?100>Al方向析出，呈現(xiàn)出粒狀和針狀形貌。

2.4 分析與討論

6082鋁合金的拉伸性能主要取決于時(shí)效過程中從組織中析出的沉淀強(qiáng)化相Mg2Si相和AlFeMnSi相的數(shù)量和分布情況[1,3,8]。隨著固溶溫度的升高，Mg2Si相和Al6MnSi相溶解至鋁基體越充分，它們與鋁基體形成過飽和固溶體;時(shí)效析出沉淀強(qiáng)化相的數(shù)量越多，在鋁基體中的分布越均勻，這有利于提高沉淀強(qiáng)化相的形核率[3]。隨著固溶溫度的升高，Mg2Si相和AlFeMnSi相的尺寸更小、密度更高、數(shù)量明顯增加，有利于提高合金的拉伸性能。當(dāng)固溶溫度繼續(xù)升高至540 ℃以上時(shí)，鋁基體開始出現(xiàn)嚴(yán)重的再結(jié)晶現(xiàn)象，Mg2Si相和AlFeMnSi相釘扎晶界困難，晶粒明顯粗大，并且溶解程度減小，導(dǎo)致鋁合金性能下降，固溶溫度越高，性能下降越明顯。

固溶溫度會影響時(shí)效后6082鋁合金中Mg2Si相和AlFeMnSi相粒子析出數(shù)量及分布情況，導(dǎo)致晶間腐蝕性能變化。隨著固溶溫度的升高，6082鋁合金組織有較多的亞晶界和晶界，PFZ越來越窄甚至消失，晶間腐蝕程度降低。固溶溫度升高至540 ℃以上后，鋁合金出現(xiàn)再結(jié)晶現(xiàn)象，組織中的亞晶界逐漸消失，晶界數(shù)量隨之減少，腐蝕的區(qū)域也相應(yīng)減少。

晶間腐蝕情況與晶界及亞晶界的析出狀態(tài)密切相關(guān)。在較低溫度固溶時(shí)，晶界上的Mg2Si相粒子細(xì)小、分布連續(xù)，同時(shí)，PFZ較寬，有利于腐蝕沿著晶界快速擴(kuò)展，晶間腐蝕變得容易，6082鋁合金的耐蝕性能較差；隨著固溶溫度的上升，晶界PFZ寬度減小,沿晶界擴(kuò)展速率有所減慢，晶間腐蝕變得困難，鋁合金的耐腐蝕性能提高；當(dāng)固溶溫度升至580 ℃時(shí)，合金完全再結(jié)晶，亞晶界徹底消失，再結(jié)晶晶粒粗大，在腐蝕液浸泡相同的時(shí)間，合金晶間腐蝕程度最小。

3 結(jié)論

(1) 隨固溶溫度的升高，6082鋁合金型材的拉伸性能呈現(xiàn)出先上升后下降的趨勢，540 ℃時(shí)合金的拉伸性能最好，耐腐蝕性能隨固溶溫度的升高逐漸增強(qiáng)。

(2) 固溶溫度為480～540 ℃時(shí)，6082鋁合金組織明顯細(xì)化，析出大量二次相，固溶溫度升高至540 ℃以上時(shí)，6082鋁合金出現(xiàn)再結(jié)晶現(xiàn)象，晶粒粗化。

(3) 時(shí)效后6082鋁合金組織中析出的Mg2Si相與PFZ和鋁基體易形成微電池，Mg2Si相會優(yōu)先被侵蝕，形成晶間腐蝕，隨著固溶溫度的升高，PFZ變窄甚至消失，晶間腐蝕程度降低。