穩(wěn)定化退火溫度對Al- 6Mg- 0.4Mn合金板材組織性能的影響

王海彬，叢福官，謝延翠，于莉莉，張立君，畢蒼兆

(東北輕合金有限責(zé)任公司，黑龍江 哈爾濱 150060)

Al-Mg-Mn合金具有較高的比強(qiáng)度、良好的耐腐蝕性能和可焊接性，廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車制造、艦船等領(lǐng)域[1-3]。由于Al-Mg-Mn合金是不可熱處理強(qiáng)化合金，一般采用增加鎂含量或加工硬化等手段來提高其強(qiáng)度。研究顯示[4]，增加鎂含量，合金的強(qiáng)度在一定范圍內(nèi)得到提升。Al-Mg-Mn合金中w(Mg)增加到7%的合金，其抗拉強(qiáng)度為440 MPa，可見僅通過增加鎂含量來提高強(qiáng)度的效果是有限的；另外，增加Al-Mg-Mn合金中的鎂含量還會顯著影響合金制品的耐蝕性能。當(dāng)鎂含量較低(w(Mg)≤3.5%)時,Al-Mg-Mn合金具有優(yōu)異的成形性和抗腐蝕性能，但強(qiáng)度較低；當(dāng)鎂含量較高(w(Mg)≥6.0%)時，Al-Mg-Mn合金的耐蝕性低且服役環(huán)境下會發(fā)生時效軟化。

針對3.5 mm厚的Al- 6Mg- 0.4Mn高鎂合金板材開展退火工藝的試驗(yàn)研究，重點(diǎn)研究不同穩(wěn)定化退火工藝對合金強(qiáng)度與耐腐蝕性能的影響，旨在為該類合金的工業(yè)化生產(chǎn)提供試驗(yàn)數(shù)據(jù)支持。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)合金為工業(yè)化條件下鑄造的300 mm×1 500 mm×5 000 mm規(guī)格的Al- 6Mg- 0.4Mn合金扁鑄錠，經(jīng)過熱軋、中間退火、多道次冷軋至3.5 mm厚的板材(冷軋加工率為78%)。化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗(yàn)合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

切取規(guī)格為3.5 mm×300 mm×300 mm的冷軋板材，在納博熱熱處理爐中進(jìn)行穩(wěn)定化退火，退火溫度分別為200 ℃、280 ℃、320 ℃、350 ℃和420 ℃，保溫時間均為2 h，出爐空冷。采用OLYMPUS DSX500光學(xué)顯微鏡觀察試樣的顯微組織，Sirion200掃描電子顯微鏡觀察晶間腐蝕試樣的形貌，Tecnai G2 F20 ST透射電子顯微鏡觀察試樣的晶界形貌。

晶間腐蝕試樣沿著板材軋制方向切取50 mm長、垂直于板材軋制方向切取為6 mm寬的矩形試樣。將試樣的切割面用320#砂紙打磨后浸泡在NaOH溶液中清洗1 min，然后放入濃硝酸中清洗30 s，風(fēng)干后計(jì)算并記錄試樣的實(shí)際面積。按照ASTM G67標(biāo)準(zhǔn)配置腐蝕溶液，試樣放入腐蝕溶液中浸泡24 h后取出清洗、稱重。為保證試驗(yàn)結(jié)果的準(zhǔn)確性，每組試驗(yàn)數(shù)據(jù)取三次檢測數(shù)據(jù)的平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 退火溫度對試驗(yàn)合金力學(xué)性能的影響

試驗(yàn)合金板材冷軋態(tài)和不同溫度退火后的常溫力學(xué)性能如圖1所示。由圖1可以看出，隨著退火溫度的升高，板材的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均呈下降的趨勢，伸長率呈上升趨勢。這是因?yàn)樵囼?yàn)合金的冷軋加工率為78%，組織中產(chǎn)生了大量的位錯纏結(jié)，使板材產(chǎn)生加工硬化。對加工硬化的板材進(jìn)行穩(wěn)定化退火時，由于熱激活的作用，板材組織中的位錯發(fā)生遷移，隨退火溫度升高，合金組織發(fā)生回復(fù)和部分再結(jié)晶，回復(fù)使基體中的內(nèi)應(yīng)力降低，從而提高了合金的塑性[5]。考慮到合金板材的強(qiáng)韌性匹配，試驗(yàn)合金板材適宜的退火工藝是320 ℃2 h，此時抗拉強(qiáng)度為365 MPa、屈服強(qiáng)度為151 MPa、伸長率為23.2%。

圖1 不同溫度保溫2 h退火后試驗(yàn)合金板材的力學(xué)性能

2.2 退火溫度對板材晶間腐蝕的影響

采用ASTM G67標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法，對不同穩(wěn)定化退火溫度的試驗(yàn)板材進(jìn)行晶間腐蝕性能測試，并對其腐蝕后的重量損失值進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，結(jié)果見圖2。

圖2 退火溫度(保溫2 h)對合金晶間腐蝕性能的影響

由圖2可見，冷軋狀態(tài)的板材耐晶間腐蝕性能處于腐蝕不敏感區(qū)(腐蝕前后損失重量小于15 mg/cm2)；板材經(jīng)過200 ℃2 h退火后耐晶間腐蝕性能最差，處于腐蝕敏感區(qū)(腐蝕前后損失重量大于25 mg/cm2)；當(dāng)退火溫度升高到280 ℃保溫2 h時，板材的耐蝕性提高，處于腐蝕不敏感區(qū)(腐蝕前后損失重量小于15 mg/cm2)，且重量損失值遠(yuǎn)小于軋制態(tài)的；繼續(xù)升高退火溫度，板材耐晶間腐蝕性能變化不大，其重量損失值均小于6 mg/cm2，晶間耐腐蝕性能優(yōu)異。

圖3是不同退火溫度條件下試驗(yàn)合金晶間腐蝕的SEM觀察結(jié)果?？梢钥吹?，軋制態(tài)板材試樣有明顯的晶間腐蝕現(xiàn)象(圖3a)；當(dāng)在200 ℃條件下退火時，試樣的沿晶腐蝕程度最嚴(yán)重(圖3b)；繼續(xù)升高退火溫度至280 ℃時，試樣已獲得較好的晶間耐腐蝕性能(圖3c)；繼續(xù)升高退火溫度對晶間腐蝕的影響不大(圖3d、圖3e和圖3f)。

圖3 不同溫度保溫2 h退火后合金晶間腐蝕的SEM觀察結(jié)果

鋁合金組織中晶界與相鄰晶粒電位不同，二者之間的電位差是使其發(fā)生電化學(xué)腐蝕的原動力。由于晶界位置往往是缺陷、第二相等富集的位置，與晶內(nèi)相比晶界處的電極電位更負(fù)。因此，在腐蝕環(huán)境中，晶界與晶粒分別作為陽極和陰極構(gòu)成腐蝕微電池，導(dǎo)致晶間腐蝕的發(fā)生[6-7]。試驗(yàn)合金組織中主要的第二相為Al6Mn和β(Mg2Al3)相。由于β(Mg2Al3)相的電位為-1.24 V，而Al-Mg-Mn合金固溶體的電位為-0.89 V～-0.85 V，β相的電位低于固溶體的電位，β(Mg2Al3)相在腐蝕介質(zhì)中發(fā)生腐蝕溶解。因此，Al-Mg-Mn合金在腐蝕介質(zhì)中的耐腐蝕性能主要取決于合金組織中β(Mg2Al3)相的數(shù)量和分布特征[8]。

有研究表明[9]：w(Mg)<3.5%的Al-Mg合金不論退火態(tài)還是加工硬化狀態(tài)，在室溫或較高的溫度(67 ℃～177 ℃)中長時間服役，均不會產(chǎn)生沿晶沉淀的β(Mg2Al3)相網(wǎng)膜。參照Al-Mg二元相圖，在200 ℃加熱時，Mg元素的飽和溶解度約為3.1%。當(dāng)加熱溫度低于200 ℃時，Mg元素的飽和溶解度約為3.0%；而高鎂鋁合金(如本試驗(yàn)合金中w(Mg)=6.0%)在室溫環(huán)境下長期存放如2a～4a或在低于200 ℃進(jìn)行短時間的加熱，組織中均會有β(Mg2Al3)相優(yōu)先在晶界析出進(jìn)而在晶界處形成β(Mg2Al3)相網(wǎng)膜。當(dāng)高鎂鋁合金的加熱溫度高于200 ℃時，即使在加熱時間很短的情況下，β(Mg2Al3)相也會沿著晶粒的內(nèi)外同時發(fā)生沉淀或球化，這就大幅度降低了β(Mg2Al3)相在晶界處形成網(wǎng)膜的傾向，適當(dāng)?shù)臏囟瓤刂粕踔量梢韵孪嘌鼐Ы绯恋淼默F(xiàn)象。試驗(yàn)合金在退火溫度200 ℃時腐蝕最嚴(yán)重，這主要是因?yàn)樵?00 ℃退火條件下位錯發(fā)生運(yùn)動導(dǎo)致基體組織發(fā)生了回復(fù)，也加速了Mg原子沿著位錯向晶界擴(kuò)散的幾率和擴(kuò)散的速度，Mg原子在晶界處的迅速堆積，導(dǎo)致在晶界處又形成了β(Mg2Al3)相的網(wǎng)膜結(jié)構(gòu)。在腐蝕環(huán)境中，這種網(wǎng)膜結(jié)構(gòu)是連續(xù)的陽極腐蝕通道，使晶間腐蝕非常嚴(yán)重，腐蝕速率大。隨著退火溫度的升高，位錯運(yùn)動加快，Mg原子可在極短時間內(nèi)遷移到亞晶界處，此時β(Mg2Al3)相會在亞晶界與晶界的交切點(diǎn)優(yōu)先沉淀，大大降低了晶界上β(Mg2Al3)相網(wǎng)膜形成的傾向。退火溫度再進(jìn)一步提高時，β(Mg2Al3)相會在晶內(nèi)均勻析出，使得腐蝕速率顯著下降，進(jìn)而使晶間腐蝕性能也得到明顯的改善。

2.3 退火溫度對板材組織的影響

圖4為試驗(yàn)合金板材冷軋態(tài)和不同退火溫度條件下的金相組織。

圖4 Al- 6Mg- 0.4Mn合金板材在不同溫度保溫2 h退火的金相組織

由圖4可以看出，Al- 6Mg- 0.4Mn合金冷軋態(tài)的板材為纖維狀變形組織；板材經(jīng)過200 ℃2 h的退火后，纖維狀組織中出現(xiàn)了少量的再結(jié)晶晶粒；當(dāng)板材在320 ℃2 h工藝退火溫度后，纖維狀的條帶組織發(fā)生明顯寬化，晶粒發(fā)生再結(jié)晶；當(dāng)采用420 ℃2 h工藝退火時，纖維狀組織消失，組織為等軸再結(jié)晶組織，部分晶粒明顯粗化。這也是試驗(yàn)合金板材隨著退火溫度的升高，強(qiáng)度降低而伸長率升高的原因。

為進(jìn)一步分析退火溫度對試驗(yàn)合金耐晶間腐蝕性能的影響，對合金在典型退火溫度下的組織進(jìn)行TEM觀察，結(jié)果見圖5。從圖5可以看出，試驗(yàn)合金在200 ℃2 h退火后，TEM組織中沿晶界處析出了大量的β(Mg2Al3)相(圖5a)，這些β(Mg2Al3)相在晶界處幾乎呈連續(xù)狀分布，這也是此時合金耐晶間腐蝕性能極差的原因；隨著退火溫度的提高，當(dāng)退火溫度為320 ℃時(見圖5b)，晶界平直干凈，沒有觀察到沿晶界分布的β(Mg2Al3)相；當(dāng)退火溫度繼續(xù)升高至420 ℃時，合金TEM組織中觀察發(fā)現(xiàn)大角度晶界增加，晶界平直干凈，沒有觀察到β(Mg2Al3)相沿晶分布。這是因?yàn)殡S著退火溫度的升高，組織發(fā)生了進(jìn)一步的再結(jié)晶，同時β(Mg2Al3)相發(fā)生回熔，使合金耐蝕性能得到改善。綜合考慮材料的力學(xué)性能和耐腐蝕性能，試驗(yàn)合金板材適宜的退火工藝為320 ℃2 h。

圖5 Al- 6Mg- 0.4Mn合金板材在不同溫度保溫2h退火的TEM組織

3 結(jié) 論

1)對冷軋態(tài)的Al- 6Mg- 0.4Mn合金板材進(jìn)行穩(wěn)定化退火，隨退火溫度的升高，合金板材強(qiáng)度降低，伸長率升高。

2)試驗(yàn)合金板材在200 ℃2 h穩(wěn)定化退火時，由于β(Mg2Al3)相沿晶界連續(xù)析出，其晶間耐腐蝕性能最差。當(dāng)退火溫度高于280 ℃(保溫2 h)時，均可獲得優(yōu)異的晶間耐腐蝕性能。

3)兼顧試驗(yàn)合金板材的力學(xué)性能和耐腐蝕性能，合金適宜的穩(wěn)定化退火工藝為320 ℃2 h，此時合金的抗拉強(qiáng)度為365 MPa、屈服強(qiáng)度為151 MPa、伸長率為23.2%。