不同Mg/Si质量比对6000系铝合金性能的影响

李恩波，陆宏韬，樊 晨，王力颢，周 朋，王 渊，周广宇，杨武迪

(辽宁忠旺集团有限公司，辽宁 辽阳 111003)

汽车制造行业为降低能源消耗继而将汽车轻量化作为首要目标，铝合金因其具有密度小、比强度高、耐腐蚀性强和可加工性好等优点[1-3]，已成为理想的轻量化材料。6000系铝合金为具有良好综合性能的可热处理强化合金，可以通过固溶、淬火和人工时效相结合的方式来提高合金的强化效果，并以Mg2Si过渡相为主要强化相[4-5]。

合金的组织结构决定其性能，然而合金组织结构与其合金成分(主要是Mg/Si的质量比)及时效工艺密切相关[6]。因此，本文研究了不同Mg/Si质量比的合金在时效过程中析出第二相的种类、尺寸、数量及分布的变化规律，制定合理的时效制度，以保证铝合金制品的最终性能。

1 试验材料与方法

1.1 试验材料

本试验选取了Mg含量一定，Mg/Si含量比不同的三种合金A、B、C，其化学成分见表1。合金铸锭均匀化处理后，在2750T挤压机上进行挤压加工，挤压生产的主要参数为：铸锭加热温度480 ℃，挤压系数33.2，挤压速度6 m/min。

表1 合金的化学成分(质量分数，%)

三种合金采用相同的热处理工艺，560 ℃固溶保温1 h后水淬，水温为室温；为避免停放效应造成的不良影响，合金需立即转移至时效炉内进行人工时效，175 ℃时效保温0～20 h。

1.2 试验方法

采用FV-810维氏显微硬度计进行硬度测试，试验力为10 kgf，加载时间为15 s，每个试样测试五点取平均值；采用SMP-10涡流电导仪进行电导率测试，每个试样测试不少于三次；使用57 g/L NaCl+10 g/L H2O2混合液进行晶间腐蚀试验，试验温度为35 ℃，试验时间为6 h；采用金相显微镜观察腐蚀形貌，并测量其腐蚀深度。

2 试验结果及分析

2.1 维氏硬度

图1为三种合金随时效时间变化的时效硬化曲线。由图1可知，三种合金的硬度变化趋势相似，曲线均分为四个阶段，即快速上升、缓慢上升、平稳达到峰值和缓慢下降阶段。在时效保温2 h内，A合金的硬度值上升最快，时效2 h时硬度达到了90 HV以上，在6 h时硬度达到峰值98.7 HV。B合金的Mg/Si质量比较A合金的大，在时效保温2 h内，硬度上升的速度低于A合金，在7 h左右达到硬度峰值97.7 HV。由此可知，合金的Mg/Si质量比为1.00时，在此基础上再增加Si含量对合金的强化效果不太明显。C合金的整体硬度值都低于A合金和B合金，在9 h左右达到硬度峰值，这与C合金内Mg和Si总含量小有关。此外，在过时效阶段，A合金的硬度下降速率较B合金的快，在时效时间延长至11 h后，B合金的硬度值超过了A合金，说明合金性能的热稳定性可能与合金中Mg/Si质量比有关。

图1 三种合金时效硬化曲线

2.2 电导率

电导率可以用来表征金属材料抗腐蚀性能的优劣，电导率越大，材料的抗腐蚀性能越好，反之亦然[7]。图2为三种合金的电导率随时效时间的变化曲线，均呈现出快速上升阶段、平稳阶段和再缓慢上升阶段。A合金初始电导率为46.1%IACS，在时效初期，A合金的电导率快速上升，时效时间为6 h时，A合金电导率达到峰值为49.1%IACS；之后随着时效时间的延长，电导率变化很小；当时效时间延长至12 h后，电导率缓慢上升。B合金电导率变化曲线的斜率要比A合金的小，初始电导率为46.3%IACS，峰值时效时合金电导率为49.3%IACS。C合金初始电导率为46.6%IACS，峰值时效时合金电导率为49.7%IACS。由此可见，合金内Mg含量一定时，随着Mg/Si质量比增大，峰值时效后合金的电导率增加，且变化速率变缓慢。

(a)A合金；(b)B合金；(c)C合金

2.3 晶间腐蚀

图3为三种合金欠时效、峰时效和过时效的晶间腐蚀形貌，表2为三种合金晶间腐蚀最大深度的等级表。由图3和表2可知，与不同Mg/Si质量比对合金的晶间腐蚀性能影响相比，时效制度对合金的晶间腐蚀性能更大。A合金在欠时效时，晶间腐蚀深度较小为111.71 μm；峰时效时，合金腐蚀范围扩大，腐蚀程度较为严重，最大深度为234.78 μm，有较大的腐蚀倾向性；过时效后，合金的腐蚀程度较峰时效时明显减弱，最大深度为171.18 μm。B和C合金晶间腐蚀深度的变化与A合金相似，峰时效时，合金晶间腐蚀深度较大，有较大的腐蚀倾向性；欠时效时，合金具有较好耐腐蚀性。铝合金的耐晶间腐蚀性能由强到弱顺序为：欠时效>过时效>峰时效。

(a)A合金，欠时效；(b)A合金，峰时效；(c)A合金，过时效；(d)B合金，欠时效；(e)B合金，峰时效；(f)B合金，过时效；(g)C合金，欠时效；(h)C合金，峰时效；(i)C合金，过时效

表2 三种合金晶间腐蚀等级表

2.4 分析

6000系铝合金时效析出序列一般为：首先形成Si原子团簇，随后Mg和Si原子不断扩散到团簇位置，在<100>Al上形成完全共格的GP区；随后形成完全共格的β″相，在时效后期沉淀析出半共格的β′相，最终形成不共格的稳定β相[8-9]。沉淀析出的强化相中，β″相的强化效果最好，其次为β′相，效果较差的为稳定β相[9]。时效初期，合金基体内以GP区为主，共格使基体产生晶格畸变，产生了很大的弹性应变场，阻碍位错运动，合金的硬度提高。随着Mg和Si进一步簇集，形成的β″相使晶格畸变程度进一步增大，形成的应力场更强；当β″相长大到一定尺寸后，在基体中均匀弥散分布，应力场连成一片，此时合金硬度达到峰值。A合金中合金元素质量分数大，其析出相的形核驱动力越大，合金达到峰值硬度所需的时间也越短。随时效时间的延长，形成的β′相减弱了基体的畸变程度，对位错阻碍作用也随着减少，合金的硬度也随之下降。

合金固溶淬火后，被固溶的溶质原子形成了置换固溶体或间隙固溶体，引起了基体晶格畸变，增加了自由电子的散射作用，使合金电阻率增大[10]。因此时效初始时合金的电导率偏低，A合金内溶质原子质量分数大，造成的基体畸变程度也增大，时效初始时电导率小。时效初期，随着溶质原子不断的从过饱和固溶体中沉淀析出，形成强化相，基体的过饱和度逐渐下降，强化相析出的驱动力也逐渐下降，析出速度减小，故合金的电导率变化缓慢；时效过程中，基体中溶质原子含量一直降低，对自由电子的散射作用在减弱，平均自由程增加，故合金的电导率总体呈上升趋势。

晶间腐蚀是指沿着晶粒晶界或相邻区域向晶粒内部扩展的腐蚀，晶间腐蚀会使晶粒间失去结合力，使合金强度丧失，而合金表面却无任何变化，因此其危害性很大[11-12]。6000系铝合金时效沉淀析出的Mg2Si相的电极电位高于纯铝的电极电位，而相邻的晶界无沉淀区属于溶质原子贫化区，其电极电位较低，存在的电位差为晶间腐蚀提供了驱动力[13]。峰时效时，析出相在晶界上大量析出，呈连续分布，在腐蚀微电池中充当阴极，形成了一个阴极连续的腐蚀通道，而相邻的晶界无沉淀区充当阳极，晶界无沉淀区被快速溶解，从而造成了较严重的晶间腐蚀。在欠时效阶段，晶界上的析出相较少，析出相的间距较大，无晶界、无沉淀区；同时基体内含有较多的溶质原子，其电极电位也较大，与晶界上的析出相的电位差小，形成的腐蚀威电池较弱，故合金的晶间腐蚀性能较好。在过时效阶段，析出相粗化，间距增大，形成不连续的阴极，不连续的阴极会在局部产生腐蚀，但很难向晶界内部扩展，故过时效的耐腐蚀性要高于峰时效。

3 结论

1)当6000系铝合金的Mg/Si质量比为1.00时，在此基础上增加Si含量对合金的时效强化效果不明显，同时时效强化的热稳定性可能与合金内Mg/Si质量比有关；

2)Mg含量一定时，随着Mg/Si质量比增大，合金的电导率增加，但变化速率变缓慢；

3)时效制度对合金的耐晶间腐蚀性由强到弱顺序为：欠时效>过时效>峰时效。