熱處理工藝對汽車螺栓用6056鋁合金線材組織和性能的影響

李瑞雷 袁 峰 曹培元 王若塵 江俊杰 賴建明 金 曼

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

近年來，為了推動汽車輕量化的快速發(fā)展，大量鋁合金和鎂合金被應(yīng)用于汽車零部件的制作生產(chǎn)［1］。在將發(fā)動機(jī)和變速箱等鎂合金化的過程中發(fā)現(xiàn)，聯(lián)接技術(shù)是制約其發(fā)展的關(guān)鍵技術(shù)之一，汽車零部件的聯(lián)接方式除了焊接和鉚接外，用得最多的為螺栓聯(lián)接。目前汽車零部件大多數(shù)采用鋼制螺栓聯(lián)接，鋼螺栓的強(qiáng)度高，可以很好地夾緊汽車零部件［2］。但是，鋼螺栓與鎂合金的膨脹系數(shù)相差較大，當(dāng)溫度變化時螺紋連接副將產(chǎn)生附加應(yīng)力，使零件易發(fā)生蠕變并產(chǎn)生松動；另一方面，由于鋼與鎂的化學(xué)電極電位相差較大，零件在使用過程中易發(fā)生電化學(xué)腐蝕［3］。鋁制螺栓的質(zhì)量僅為鋼制螺栓的1／3，隨著汽車市場輕量化發(fā)展的需求，轎車變速器和車身裝配均需要大量鋁制螺栓。相較鋼制螺栓（11 μm／（m·℃）），鋁制螺栓的熱膨脹系數(shù)（23 μm／（m·℃））與鎂合金（27 μm／（m·℃））的更接近，因此，使用鋁制螺栓可以很好地解決連接處的熱膨脹問題和鋁鎂電化學(xué)腐蝕問題，進(jìn)而避免螺栓發(fā)生失效。此外，鋁合金的熱傳導(dǎo)性很好，加工性能優(yōu)良，易于冷熱成形，加工過程相對簡單；其表面易處理，外觀優(yōu)異，應(yīng)用前景廣闊，因此開發(fā)高性能鋁螺栓十分必要［4］。

目前用于制作高性能鋁合金螺栓的材料主要有2021，2117，5056，5356，6061，6056，6082，7050，7075等［5-6］。其中，6xxx系鋁合金以工藝性能良好，可進(jìn)行鍛造、軋制、沖壓等冷、熱加工，可通過熱處理強(qiáng)化，且具有較高的強(qiáng)度、較好的耐蝕性等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛地應(yīng)用于制作螺栓等部件。本文以6056鋁螺栓線材為研究對象，重點(diǎn)研究了熱處理工藝對該合金線材組織、力學(xué)性能以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(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，通過直讀光譜儀分析測得其化學(xué)成分如表1所示。線材經(jīng)線切割成高20 mm的圓柱體試樣，試樣經(jīng)540℃ ×1 h固溶處理后水淬，再進(jìn)行時效處理，時效溫度分別為160、180、200、220℃，時效時間分別為1、2、4、6 h。

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

采用HB-3000型電子布氏硬度儀測量熱處理前后試樣的硬度，選用φ5 mm的鋼球，試驗(yàn)力為250 N，保壓時間為15 s，每個試樣測5個點(diǎn)取平均值。拉伸試驗(yàn)在CMT5305型微電子控制萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，參照GB／T 228—2008《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》加工拉伸試樣。晶間腐蝕試驗(yàn)參照GB／T 7998—2005《鋁合金晶間腐蝕測定方法》進(jìn)行，將試樣垂直懸掛在腐蝕液（1 mol／L NaCl 1 L＋10 mL H2O2）中浸泡24 h，溶液溫度控制在（35±1）℃。將腐蝕試驗(yàn)后的試樣沿直徑對半切開，研磨、拋光后采用Nikon T1-SM型金相顯微鏡觀察腐蝕形貌并測量腐蝕深度。采用吉時利2400數(shù)字源表向試樣通恒定電流，用2182A型納伏表測量電壓，用計(jì)算機(jī)采集電阻數(shù)據(jù)，每個試樣測50個點(diǎn)取平均值，參照國際退火銅標(biāo)準(zhǔn)算出導(dǎo)電率。采用Sigma 300型場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM，scanning electron microscope）觀察合金的顯微組織及斷口形貌，并對析出相進(jìn)行能譜分析。采用JEM-2010F型透射電子顯微鏡（TEM，transmission electron microscope）觀察顯微組織，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，電解液為30%硝酸＋70%甲醇（體積分?jǐn)?shù)）混合溶液，溫度控制在－25℃左右。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 線材的顯微組織

圖1為6056合金線材橫截面與縱截面的顯微組織，合金基體中分布著許多第二相粒子，第二相粒子沿拉拔方向呈規(guī)律分布。

圖1 6056合金線材的顯微組織Fig.1 Microstructures of the 6056 alloy wire

為了確定合金中第二相粒子的類型，使用Thermo-Calc軟件對6056鋁合金進(jìn)行熱力學(xué)平衡相計(jì)算，結(jié)果如圖2所示，圖2（b）為圖2（a）的局部放大圖。可以看出，6056合金在室溫下主要存在AlCuMgSi、Al15Si2（Mn，Cu，F(xiàn)e）4、Al9Fe2Si2以及少量Al2Cu、Al3Ti等第二相粒子。

圖2 6056鋁合金平衡相的熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果Fig.2 Thermodynamic calculation results of equilibrium phase in the 6056 aluminum alloy

圖3為6056合金中第二相粒子的SEM形貌。從圖3可以看出，合金基體中分布著許多球狀、短棒狀和不規(guī)則板狀及條狀粒子。

圖3 6056合金中第二相粒子的SEM形貌Fig.3 SEM morphology of the second-phase particles in the 6056 aluminum alloy

圖3中不同形態(tài)第二相粒子的能譜分析結(jié)果如表2所示?？梢?056合金組織中的第二相主要為Mg2Si、AlSi（MnFeCu）以及AlSiMnFe。其中球形和短棒狀的大粒子主要為Mg2Si相，球形小粒子主要為AlSi（MnCu）相，不規(guī)則板狀和條狀粒子主要為AlSiMnFeCu和AlSiMnFe相。此外，熱力學(xué)平衡計(jì)算得出合金中第二相粒子主要為AlCuMgSi相，而在實(shí)際能譜分析中并未發(fā)現(xiàn)AlCuMgSi相。這可能是因?yàn)镃u元素在鋁合金中的固溶度較高、擴(kuò)散系數(shù)較低，合金在實(shí)際凝固過程中由于冷卻速度較快，鑄造時Cu原子來不及擴(kuò)散而仍主要固溶于合金基體中，因此6056合金中第二相主要為Mg2Si相。大量研究表明：含Cu的Al-Mg-Si合金在時效過程中Cu與Mg、Si粒子會發(fā)生交互作用生成四元Q’相，該相能在一定程度上提高合金的性能［7］。

表2 圖3中不同位置處第二相粒子的能譜分析Table 2 Energy spectrum analysis of the secondphase particles at different positions in Fig.3

2.2 熱處理工藝對合金組織和力學(xué)性能的影響

6056合金經(jīng)540℃固溶處理1 h后分別在160、180、220℃時效過程中的硬度隨時間的變化如圖4所示。從圖4可以看出，在不同溫度時效處理時，合金硬度隨時間變化的規(guī)律不同。180℃時效時，合金硬度在時效1 h內(nèi)先快速上升，然后緩慢上升，在時效4 h左右達(dá)到峰值，接近140 HB；隨著時效時間的進(jìn)一步延長，合金硬度變化不大。時效時間相同時，160℃時效合金的硬度總是低于180℃時效的合金。220℃時效時，合金硬度在時效1 h達(dá)到峰值后就急劇下降。因此，6056合金的最佳T6熱處理制度為540℃固溶1 h＋180℃時效4 h。

圖4 6056合金單級時效硬度隨時間的變化Fig.4 Variation of hardness of the 6056 alloy with time during one-step aging process

不含Cu的Al-Mg-Si合金時效析出的一般序列為［8］：過飽和固溶體→Mg和Si原子團(tuán)簇→G.P.區(qū)→Pre-β"相／β＇→β"相→β（穩(wěn)定相）。早期對含Cu的Al-Mg-Si合金的研究大多集中在合金時效過程中Q’析出相的晶體結(jié)構(gòu)及成分上［9-10］。金曼［11］研究發(fā)現(xiàn)，含Cu質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.6%的6082鋁合金在170℃時效過程中的析出順序?yàn)檫^飽和固溶體→G.P.區(qū)→針狀β”→板條狀Q’。6056合金為含Cu的Al-Mg-Si合金，因此可以推測，6056合金在峰值時效狀態(tài)下的主要強(qiáng)化相為針狀β”和板條狀Q’相。

6056合金經(jīng)180℃時效4 h后的析出相的TEM形貌如圖5所示，電子束沿＜001＞方向入射。

圖5 6056合金經(jīng)180℃時效4 h后的析出相TEM形貌Fig.5 TEM morphology of precipitates in the 6056 alloy aged at 180℃for 4 h

從圖5可以看出，在T6峰值時效狀態(tài)下，6056合金中沿基體［100］和［010］方向分布有許多板條狀和圓形析出相，結(jié)合相關(guān)研究［9-11］，可以判斷6056合金在T6峰值狀態(tài)下的主要析出相為β”和Q’相，其中Q’相的橫截面為長方形，并且與最近的＜001＞Al方向有約11o的傾角［11］。

T6處理前后6056合金的拉伸性能如表3所示。從表3可以看出，未經(jīng)T6處理合金的抗拉強(qiáng)度為231.3 MPa，斷后伸長率為10.0%；經(jīng)T6處理后，抗拉強(qiáng)度為409.5 MPa，斷后伸長率為17.1%，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率均大幅度提高。這主要是由于T6處理后，合金基體析出了大量β”和Q’相，這些強(qiáng)化相粒子產(chǎn)生了沉淀強(qiáng)化，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度和塑性均大幅度提高。

表3 6056合金的拉伸性能Table 3 Tensile properties of the 6056 alloy

圖6為6056合金T6處理前后的拉伸斷口形貌。從圖6（a）可以看出，未經(jīng)T6處理的合金拉伸斷口存在明顯的剪切平臺，在剪切平臺的邊緣及基體內(nèi)均存在很多較淺、尺寸較小的撕裂韌窩，說明在斷裂過程中斷裂源以尺寸較大的夾雜物或第二相作為韌窩核心先形成顯微孔洞，然后裂紋逐漸擴(kuò)展，最終導(dǎo)致斷裂。而經(jīng)過T6處理的合金斷口分布著大量橢圓形或圓形韌窩，韌窩大而深且分布比較均勻，見圖6（b）。

圖6 6056合金拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphologies of the 6056 alloy

一般說，韌窩的大小、深淺以及數(shù)量主要取決于材料斷裂時夾雜物或者第二相粒子的大小、間距、數(shù)量，夾雜物或第二相粒子越多則斷口上形成的韌窩尺寸較小也較淺，數(shù)量也越多［12］。從圖3可以看出，未經(jīng)T6處理的6056鋁合金線材基體中分布著許多大顆粒的第二相，這些第二相對基體沒有明顯的強(qiáng)化效果，因此斷口主要為具有明顯剪切平臺的切變型斷裂斷口。經(jīng)T6處理后，合金中大部分第二相粒子固溶于基體并在時效過程中以強(qiáng)化相粒子的形式存在，細(xì)小的析出相不僅可以強(qiáng)化基體，而且使合金具有優(yōu)異的塑性。

2.3 熱處理工藝對合金耐晶間腐蝕性能的影響

T6處理前后合金的晶間腐蝕截面形貌如圖7所示。從圖7可以看出，未經(jīng)T6處理的合金截面僅出現(xiàn)輕微的點(diǎn)蝕坑，沒有明顯的晶間腐蝕跡象。而經(jīng)過T6處理后，合金發(fā)生了明顯的晶間腐蝕，縱向腐蝕深度為212.10 μm，從縱向腐蝕通道可見部分區(qū)域晶粒脫落且沿著晶界向四周延伸。T6處理后6056合金的耐晶間腐蝕性能大幅度下降。

圖7 6056鋁合金線材晶間腐蝕形貌Fig.7 Intergranular corrosion morphologies of the 6056 aluminium alloy

電導(dǎo)率可以用來評價(jià)合金耐腐蝕性能的優(yōu)劣，電導(dǎo)率越高，合金的耐腐蝕性能越好［13］。T6處理前后合金的導(dǎo)電率分別為57.86%IACS和41.85%IACS，T6處理后的導(dǎo)電率相比處理前的降低了16.01%，說明合金的耐晶間腐蝕性能明顯降低，這與圖7的腐蝕形貌一致。由Matthiessen定律［14］可知，電阻率主要取決于合金中的雜質(zhì)、析出相、溶質(zhì)原子等。6056合金的電阻率主要受兩個因素的影響：一是固溶在基體中的合金元素，二是析出相與基體間的共格程度。合金經(jīng)過T6處理后會析出大量與基體保持共格或半共格的強(qiáng)化相粒子，這些粒子引起合金的晶格畸變，從而使電子受晶格散射作用的概率增加，引起電阻率增大即電導(dǎo)率減小。

合金對晶間腐蝕的敏感性取決于晶界的組織（晶界析出相、晶界無沉淀析出帶和相鄰的晶內(nèi)基體）在腐蝕介質(zhì)中是否形成連續(xù)腐蝕原電池［15］。圖8為6056合金經(jīng)T6處理后的晶界區(qū)域的透射電鏡照片?？梢娋Ы缟洗嬖谠S多析出相粒子，尺寸約28 nm，粒子間隔約74 nm，可以認(rèn)為這些析出相是連續(xù)分布的，所以在晶界形成了連續(xù)腐蝕通道，為晶界腐蝕的發(fā)生提供了必要條件。另外，從圖8可以看出，晶界無沉淀析出帶的寬度約110 nm，晶界析出相與基體及晶界無沉淀析出帶之間存在較高的電位差，因此會獲得更大的電化學(xué)驅(qū)動力［16-17］，使晶間腐蝕的條件得以滿足，因此經(jīng)T6處理的合金比未經(jīng)T6處理的合金更容易發(fā)生晶間腐蝕。

圖8 經(jīng)T6處理的合金晶界TEM形貌Fig.8 TEM morphology of grain boundary in the T6 peak-aged alloy

3 結(jié)論

（1）6056合金的最佳T6熱處理制度為540℃固溶1 h＋180℃時效4 h，主要析出相為β”和Q’相。

（2）未經(jīng)T6處理6056合金的抗拉強(qiáng)度為231.3 MPa，斷后伸長率為10.0%；經(jīng)T6處理后，合金的抗拉強(qiáng)度為409.5 MPa，斷后伸長率為17.1%，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率均大幅度提高。

（3）經(jīng)T6處理的合金導(dǎo)電率比未經(jīng)T6處理的降低了16.01%，T6處理后6056合金的耐晶間腐蝕性能大幅度下降。未經(jīng)T6處理的合金截面僅出現(xiàn)輕微的點(diǎn)蝕坑，而經(jīng)過T6處理的試樣發(fā)生了明顯的晶間腐蝕，縱向腐蝕深度約212.10 μm。