双级时效对6061铝合金拉伸和耐蚀性能的影响

2020-08-20刘旭东周广宇王德营

有色金属加工 2020年4期

胡皓，刘旭东，周广宇，王德营，张岩

(辽宁忠旺集团有限公司，辽阳辽宁 111003)

6xxx系铝合金是一种可热处理强化的铝合金，其以Mg和Si为主要合金元素，并以Mg2Si为强化相。具有中等强度、良好的塑性，优良的可焊性和冷加工性能，广泛应用在强度和耐蚀性要求较高的工业型材和结构件、汽车等行业[1，2]。Cu是6xxx系铝合金中的一种常见合金元素，Cu的加入能有效提高合金的强度，但同时降低了合金的耐腐蚀性能[3]。例如，6xxx系合金在峰值时效过程中，合金具有较强的晶间腐蚀倾向，限值了该合金的使用。

6061是一种常见的6xxx铝合金，可应用于汽车制造业、车体、集装箱和船舶等行业[1]。影响6061铝合金耐蚀性的因素有很多，比如不恰当的热处理、合金元素的配比方式等。时效过程通常是铝挤压型材进行的最终热处理方式，选择恰当的时效工艺可有效提高型材的强度，比如在T6峰值时效状态下，型材具有较高的强度和硬度，但具有较强的晶间腐蚀倾向[4，5]。目前国内对6061铝合金的工业生产研究包括停放[6]、单级时效[4，7]、固溶时效[2，8]、冷轧板双级时效[5]等,对挤压型材的双级时效工艺研究较少。因此，本文选取一种6061铝合金挤压型材，从双级时效工艺角度研究其对性能及耐蚀性的影响趋势，旨在为6061铝合金时效工艺的制定提供参考。

1 试验材料与方法

本试验选取材料为6061铝合金挤压型材，其型材截面如图1所示；其实测合金成分如表1所列，该合金实测成分在国标范围内，符合6061铝合金国标化学成分要求。

图1 型材截面图Fig.1 Section diagram of profile

该型材属于一种常见汽车材料，有些汽车材料要求该合金屈服强度高于国标要求，GB/T 6892-2015标准记录了6061-T6状态性能标准，即屈服强度Rp0.2≥240MPa，抗拉强度Rm≥260MPa，断后伸长率A≥7%，布氏硬度HB≥95HBW。通过以往的实际生产可知，获得较高强度的同时，该合金抗腐蚀性能较差。因此，通过正交试验研究一种双级时效制度，满足标准且强度降低在可接受范围内，保证一定的抗腐蚀性能。

本试验针对双级时效工艺的4个主要参数(一级时效温度A、一级时效时间B、二级时效温度C及二级时效时间D)设计了L9(34)的正交试验方案(表2)。合金按照正交实验方案分别进行双级时效，为了便于比较，另外进行常规T4自然时效和T6峰值时效。

表1 6061铝合金化学成分(质量分数，%)

表2 正交试验表

常温力学性能在AG-X 100KN电子万能试验机，并按相关标准进行室温拉伸试验，所有拉伸试样均平行于挤压方向截取；电导率测试在SMP-10涡流电导仪；布氏硬度采用HBS-62.5型数显小负荷布氏硬度计；晶间腐蚀按特定标准检测，进行常温晶间腐蚀，将料样切成50mm×30mm，长边为挤压方向，先用丙酮清洗，用5%的NAOH和70%的硝酸溶液清洗，放入1L实验试剂(30g NaCl+100ml HCL(37%)+1L H2O)中在30℃温度下浸泡24h，冲洗后用AXIO万能研究级倒置式材料显微镜观察腐蚀形貌并测量腐蚀深度。

2 试验结果及分析

2.1 自然时效及峰值时效的影响

该型材经挤压机挤压后取样分别进行自然时效(T4)及人工峰值时效(T6)，性能如表3所示。T6状态与T4状态相比，力学性能和电导率均有一定幅度提升，腐蚀深度降低。

表3 T4/T6状态下性能

2.2 双级时效的影响

表4所列为正交试验方案及结果，可以发现，耐蚀性最佳的双级时效工艺为A1B2C2D2(即175℃×6h+210℃×2h)，此时获得性能为Rp0.2=268MPa、Rm=286MPa、A=13%、HB=93.5HB、γ=27.42MS/m及腐蚀深度为0.121mm。

表4 正交实验方案与结果

为了对正交实验结果分析更加准确，采用极差分析，计算出每一因素和水平下相应力学性能、硬度及电导率的平均值及极差，进而确定目标工艺对性能的影响程度主次，具体的极差分析结果见表5。从极差分析表中可以看出，影响6061合金屈服强度的因素主次依次为二级时效温度、二级时效时间、一级时效温度和时间，二级时效温度从200℃提高到220℃，6061合金的屈服强度最大降低了28.34MPa；影响6061合金抗拉强度的因素主次依次为二级时效温度、二级时效时间、一级时效温度、一级时效时间，一级时效温度从200℃提高到220℃，6061合金的屈服强度最大降低了20.67MPa；影响6061合金伸长率的因素主次依次为二级时效温度、一级时效温度、二级时效时间、一级时效时间，二级时效温度从200℃提高到220℃，6061合金的伸长率最大提高了1.67%；影响6061合金硬度的因素主次依次为二级时效温度、二级时效时间、一级时效时间、一级时效温度，二级时效温度从200℃提高到220℃，6061合金的硬度最大降低了9.13HBW；影响6061合金电导率的因素主次依次为二级时效时间、二级时效温度、一级时效温度、一级时效时间，二级时效时间从1h延长到3h，6061合金的电导率最大提高了0.33MS/m；影响6061合金晶间腐蚀深度的因素主次依次为一级时效温度、二级时效时间、二级时效温度、一级时效时间，一级时效温度从175℃提高到195℃，6061合金的晶间腐蚀深度最大提高了0.094mm。

表5 正交实验极差分析结果

为了直观起见，用因素的水平变化为横坐标，指标的平均值为纵坐标，画出水平与指标的关系图，如图2所示。从图2中可以看出，获得最佳屈服强度性能的淬火时效工艺为A2B2C1D1，即180℃×6h+200℃×1h；获得最佳抗拉强度性能的淬火时效工艺为A2B2C1D1；获得最佳伸长率性能的淬火时效工艺为A2B1C2D2，即180℃×4.5h+210℃×2h；获得最佳硬度性能的淬火时效工艺为A2B1C1D1，即180℃×4.5h+200℃×1h；获得最佳电导率性能的淬火时效工艺为A3B3C3D3，即195℃×8h+220℃×3h；由于本文探究获得腐蚀深度较低的热处理工艺，而从图2中可以获得最深的腐蚀深度，因此不作分析。

图2水平与指标关系图
Fig.2 Diagram of level and index

2.3 双级时效热处理工艺优化

由于本文主要研究6061挤压型材通过合理的双级时效制度保证性能降低在可接受范围内的前提下，获得最佳耐蚀性能的热处理工艺。由表5正交试验结果可以看出，在满足国标6061-T6性能标准的前提下，获得最佳耐蚀性能的双级时效工艺为A1B2C2D2(即175℃×6h+210℃×2h)，此时获得性能为Rp0.2=268MPa、Rm=286MPa、A=13%、HB=93.5HB、γ=27.42MS/m及腐蚀深度为0.121mm。而由图2可以看出，影响6061铝合金不同性能的双级时效工艺分别为A2B2C1D1(即180℃×6h+200℃×1h)、A2B1C2D3(即180℃×4.5h+210℃×2h)、A2B1C1D2(即180℃×4.5h+200℃×1h)及A3B3C3D3(即195℃×8h+220℃×3h。因此进行4组验证试验，试验结果如表6所示。通过表6的验证试验发现，正交最优解、验证2和验证4均不满足国标标准，而验证1和验证3相比，验证1的性能明显高于验证3(仅硬度略低)，且验证1的晶间腐蚀深度明显低于验证3。因此，保证一定力学性能的同时，获得最佳耐蚀性能的双级时效工艺为：180℃×6h+200℃×1h，此时获得性能为Rp0.2=263MPa、Rm=286MPa、A=12%、HB=97.1HB、γ=27.38MS/m及腐蚀深度为0.145mm；与T6状态性能相比，电导率和抗腐蚀性能均有所提高。

表6 验证实验方案与结果

2.4 双级时效对6061铝合金耐蚀性能的影响

图3为不同热处理制度的晶间腐蚀图。图3(a)为T6峰值时效制度下的晶间腐蚀形貌，小范围出现晶粒剥落，最大腐蚀深度为0.376mm，采用双级时效制度后，腐蚀表面均出现不同程度的腐蚀坑，并伴随着晶粒分离甚至晶粒剥落现象，且195℃×8h+220℃×3h制度下伴随出现点蚀。

(a) 195℃×4.5h；(b) 175℃×6h+210℃×2h；(c) 180℃×6h+200℃×1h；(d) 180℃×4.5h+210℃×2h；(e) 180℃×4.5h+200℃×1h；(f) 195℃×8h+220℃×3h图3 不同热处理制度的晶间腐蚀形貌Fig.3 Intergranular corrosion morphologies of different heat treatment systems

2.5 分析与讨论

对于6061铝合金而言，当Cu的质量分数<0.25%时，其普遍接受的析出序列为[5，9]：过饱和固溶体→共格GP区→共格→半共格→非共格；而晶界析出序列[5，10]为过饱和固溶体→非共格相。研究结果表明，6xxx合金经峰值时效后晶内析出大量细小弥散分布的针状的与基体保持共格关系的相，使基体发生畸变，从而获得最高强度；而经过双级时效后，相粗化，或者重新回归形成溶质原子减少组织中强化相的数量，从而使合金强度降低[9，10]。双级时效实则是一种过时效行为，是核长大的过程，弥散度降低，非共格的相析出，使得点阵内的晶格畸变程度降低，电导率增加[11]。

晶间腐蚀敏感性主要取决于晶界析出特征，晶界由于具有较高的界面能，成为短路扩散通道和择优形核位置，不仅在固溶处理时易形成元素偏析，而且在时效时，晶界附近的溶质原子也易向晶界扩散。6061铝合金的析出强化相主要为Mg2Si，该相与基体之间存在电位差，从而形成微电池，发生晶间腐蚀。通过表1可知，该合金的Mg/Si小于1.73，晶界处不但存在Mg2si粒子，同时析出过剩的Si粒子。腐蚀初期，由于强化相Mg2Si的电位为负，腐蚀主要萌生于Mg2Si相的表面，然后晶界由于Si粒子电位为正，一方面导致Si粒子边缘无沉淀带的阳极溶解，另一方面加速Mg2Si活性元素Mg的优先溶解及不活泼元素Si的富集，加速了Mg2Si和Al基体的极性转化过程，从而促进了Si元素富集的Mg2Si边缘无沉淀带的阳极溶解及合金晶间腐蚀萌生于Mg2Si，从而沿晶界无沉淀带发展[3]。时效初期，合金组织以相为主，成分均匀，电位统一，随着峰值时效时间的增加，晶界上析出相数量增多，有利于腐蚀的进行，而经过双级时效后，晶界上的析出相尺寸增大但数量减小，由表6可知，一级时效温度是主要影响耐蚀性能的因素，升高时效温度，原子粗化速率增加，从而导致强度降低的同时，抗腐蚀性能提高[3，9]。