Mg、Si含量對Al- Mg- Si合金力學性能及耐腐蝕性能的影響

金 曼 匡秀琴 季清清 朱 源

(上海大學 材料科學與工程學院，上海 200444)

Al- Mg- Si合金具有中等強度、良好的熱塑性能和焊接性能，是一種典型的可熱處理強化鋁合金，在航天航空、汽車制造等領域得到了廣泛應用[1- 5]。一般認為，Al- Mg- Si合金的時效析出序列為[6- 7]：SSSS(過飽和固溶體)→G.P.區→pre-β″/β″針→β′桿→β片(平衡Mg2Si相)。在T6峰值時效狀態下，Al- Mg- Si合金中析出的主要強化相粒子使合金達到最佳的力學性能。但合金在該狀態下也具有較強的晶間腐蝕傾向，晶間腐蝕是鋁合金主要的局部腐蝕類型之一，往往會導致結構件突然斷裂，材料強度、塑性和疲勞性能大幅度下降，危害較大。有研究表明，合金中Mg與Si的質量比及Cu含量的變化等都會對Al- Mg- Si合金的晶間腐蝕傾向有一定影響[8- 9]。合金中的Mg和Si在峰值時效過程中主要以β"和β'相存在，該強化相的形態、數量、分布均會對合金的力學性能及耐腐蝕性能產生影響[5]。因此本文設計了3種不同Mg、Si含量的Al- Mg- Si合金，重點研究了Mg、Si含量變化對合金的時效硬化、力學性能及晶間腐蝕行為的影響，并結合微觀組織分析對相關機制進行了探討。

1 試驗材料與方法

試驗所用原料為純鋁(99.98%，質量分數，下同)、純鎂(99.75%)和Al- 12%Si中間合金，在控制Mg/Si<1.73，即存在過剩Si條件下，通過改變Mg、Si含量設計了不同析出相(Mg2Si)含量的Al- Mg- Si目標合金。采用直讀移動光譜儀測得3種試驗合金的化學成分如表1所示。3種合金樣品分別經石墨坩堝熔煉、除氣、精煉、打渣后，在電磁攪拌作用下連鑄成φ100 mm圓柱體棒料。將鑄錠在530 ℃均勻化退火6 h后，擠壓成橫截面為20 mm×20 mm的鋁合金棒材。合金經線切割成尺寸20 mm×20 mm×2 mm試樣，然后置于540 ℃鹽浴爐中保溫1 h后迅速水淬至室溫，水淬后的試樣立即放入170 ℃恒溫電阻爐中時效1、3、5、8、10 h。

表1 試驗合金的化學成分(質量分數)Table 1 Chemical compositions of the investigated alloy (mass fraction) %

采用HB- 3000電子布氏硬度儀測量試樣時效后的硬度值，試驗力為2 450 N，加載時間為15 s，每個試樣測5個點取平均值。拉伸性能測試在CMT5305微電子控制萬能試驗機上進行，參考GB/T 228—2008加工拉伸試樣。晶間腐蝕試驗參照HB 5255—1983進行，將時效后試樣垂直懸掛在腐蝕液(30 g/L NaCl+10 ml/L HCl+H2O)中，浸泡24 h，溶液溫度保持在(35±1) ℃。試驗結束后將試樣表面腐蝕產物清洗干凈，再將懸掛端切去5 mm，打磨拋光后，采用金相顯微鏡觀察腐蝕形貌并測量腐蝕深度。利用Diamond DSC型差示掃描量熱分析儀對固溶淬火態試樣進行熱分析測試，試樣尺寸為φ10 mm×5 mm，以10 K/min的速率從室溫升溫至560 ℃，保護氣體為氬氣。采用JEM- 2010F透射電鏡(TEM)觀察試樣的顯微組織及析出相的尺寸和分布，試樣經機械預減薄后再用電解雙噴減薄制備(電解液為30%硝酸+70%甲醇，溫度控制在-25 ℃左右)。

2 試驗結果與分析

2.1 時效硬化特性

3種不同Mg、Si含量的Al- Mg- Si合金經540 ℃固溶處理1 h后在170 ℃時效過程中的硬度隨時間的變化如圖1所示。可見，3種合金的硬度變化趨勢大體一致，即隨著時效時間的延長，硬度均先快速上升，然后緩慢上升達到峰值，接著趨于穩定。時效初期(0～3 h)，3種合金的硬度均處于上升階段，根據文獻[5]中時效析出序列：過飽和固溶體→鎂硅原子團簇→G.P.區→pre-β"相/β′→β″相→β(穩定相)，大致可以判斷合金在時效初期(0～3 h)主要形成G.P.區。3種合金均在8 h左右時達到峰值時效，這一階段主要形成β″相和β′相。時效后期(8～10 h)合金硬度趨于穩定有略微下降，主要原因是隨著保溫時間的延長，逐漸形成了穩定β相，時效強化效果減弱。

析出相含量是影響合金時效硬度最主要的因素，Al- Mg- Si合金中Mg2Si強化相數量的多少顯著影響合金的組織和性能。假設合金中所有Mg、Si元素在時效峰值狀態時都以Mg2Si粒子的形式存在，通過對試驗3種鋁合金進行理論計算發現，3號合金峰值析出相(Mg2Si)的質量分數最高為1.84%，1號合金最低為0.56%，2號合金次之為0.91%(見表1)。從圖1中可以看出，合金的時效硬化速率隨著Mg、Si含量的變化而變化，時效初期析出相含量高的合金時效硬化速率最大，表現在很短的時間內合金硬度明星提高。而析出相含量低的1號、2號合金時效硬化速率相對較低，這主要是由于高Mg、Si含量的3號合金，在時效初期更易形成大量細小彌散的G.P.區，因此其硬度提高最明顯。此外，合金析出相含量的不同導致其硬度也有差異。在峰值時效過程中，3號合金的析出相含量最高，硬度達到113 HBW，而1號合金由于其析出相含量最低因此其時效硬化效果最差，最高硬度僅有48 HBW。這是因為Mg、Si含量高的3號合金在時效初期形成大量細小彌散的G.P.區， 為后續β″和β′強化相提供了更多的形核核心， 而Mg、Si含量低的1號合金的時效析出相含量最低，從而導致其硬度偏低。

圖1 不同Mg、Si含量的Al- Mg- Si合金在170 ℃時效過程中硬度隨時效時間的變化Fig.1 Variation of hardness with aging time for Al- Mg- Si alloys with different Mg and Si contents during aging at 170 ℃

2.2 力學性能

表2為3種合金經過T6處理的室溫拉伸性能。從表2可以看出，由于1號合金的Mg、Si含量最低，時效過程中形成的Mg2Si強化相粒子數量也較少，因此其抗拉強度和屈服強度最低，其峰值時效的抗拉強度僅有180.04 MPa。 而3號合金的Mg、Si含量較高，因此其時效強化效果較好，抗拉強度達到413.25 MPa。

表2 不同Mg、Si含量Al- Mg- Si合金的拉伸性能Table 2 Tensile properties of Al- Mg- Si alloys with different Mg and Si contents

2.4 晶間腐蝕行為

為了分析Mg、Si含量變化對Al- Mg- Si合金耐晶間腐蝕性能的影響，分別對3種合金進行T6峰時效處理，然后在腐蝕液中恒溫浸泡24 h，試樣的晶間腐蝕斷面形貌如圖2所示。從圖2(a)中可以看出，Mg、Si含量低的1號合金僅發生了點蝕現象，腐蝕深度為82 μm。從2(b)中可以看出，2號合金中存在明顯的點蝕坑，同時還存在向合金內部延伸的腐蝕通道，且腐蝕通道中有部分晶粒脫落，這表明合金在點蝕過程中還發生了輕微的晶間腐蝕，其腐蝕深度約110 μm。從圖2(c)可以看到，Mg、Si含量高的3號合金出現了明顯的晶間腐蝕，晶粒大面積脫落且沿著晶界向四周延伸，使晶粒間的結合力減小，從而大大降低了材料的使用性能，其腐蝕深度約為200 μm。上述結果表明：隨著Mg、Si含量的增加，合金的腐蝕類型由點蝕向輕微晶間腐蝕再向較為嚴重的晶間腐蝕轉變，析出相含量越多，合金越易發生晶間腐蝕。

圖2 不同Mg、Si含量Al- Mg- Si合金的晶間腐蝕形貌Fig.2 Intergranular corrosion morphologies of Al- Mg- Si alloys with different Mg and Si contents

2.5 透射電鏡觀察

為了進一步研究合金性能與微觀組織之間的關系，對兩種不同Mg、Si含量合金的晶內和晶界析出相進行TEM觀察，結果如圖3和圖4所示。

根據圖3(a)中的衍射斑點可以判斷，Mg、Si含量較低的1號合金晶內析出相主要為棒狀β″相，尺寸較大且顆粒密度小。從圖3(b)可以看出，Mg、Si含量較高的3號合金基體中主要有兩種析出相，一種是數量較多的細小彌散針狀析出相，另一種是數量較少、尺寸更小的粒狀析出相。其中針狀析出相長度為15～25 nm，分別沿基體的[100]Al和[010]Al方向分布，與基體保持良好共格關系，根據相應選區電子衍射花樣可以判斷該析出相為β″相[10]。另一種直徑約2～3 nm的粒狀析出相，根據其尺寸和形態以及衍射斑點可以判定是G.P.區。3號合金在時效初期形成了較多的G.P.區和原子團簇，隨著時效的進行，大量G.P.區和團簇向β″相轉化，因此在峰值時效狀態時，合金中析出相主要為球狀的G.P.區以及密度較大的針狀β″相，二者與基體產生較大程度的共格畸變，使合金的硬度和力學性能提高。1號合金在時效初期形成的G.P.區數量較少，在時效過程中析出相粒子粗化，密度也小，因此時效強化效果較差。

圖3 不同Mg、Si含量 Al- Mg- Si合金晶內TEM明場像Fig.3 TEM bright- field images of grain interior of Al- Mg- Si alloys with different Mg and Si contents

圖4 不同Mg、Si含量Al- Mg- Si合金晶界TEM暗場像Fig.4 TEM dark- field images of grain boundary of Al- Mg- Si alloys with different Mg and Si contents

從圖4(a)可以看出，Mg、Si含量低的1號合金在時效峰值狀態時晶界主要以無沉淀析出帶的形式存在，未發現有連續分布的析出相，其原因可能是Mg、Si含量低的鋁合金在時效過程中，由于合金元素含量少，析出相主要在晶內形核與長大，沒有足夠的溶質原子擴散至晶界促進晶界析出相的形核與長大。從圖4(b)可以看出，3號合金晶界分布著很多細小連續的析出相，這主要是由于Mg、Si含量高的3號合金中的析出相易在基體和晶界形核，晶界相比基體具有更低的擴散激活能，使得晶界析出相更易獲得足夠的溶質原子形核長大，從而形成連續的晶界析出相。這些細小連續的晶界析出相也為晶間腐蝕提供了腐蝕通道，因此合金的晶間腐蝕敏感性大大增強。而Mg、Si含量低的合金晶界多為無沉淀析出帶，由于晶界沒有析出相，晶界與基體的電位相近，不具備發生晶間腐蝕的條件，因此晶間腐蝕敏感性大大降低，這與前文腐蝕試驗的結果一致。

3 結論

(1)隨著Mg、Si含量的增加，Al- Mg- Si合金的時效硬化速率顯著提高，時效峰值硬度和強度均提高。

(2)隨著Mg、Si含量的增加，合金的腐蝕類型由點蝕向輕微的晶間腐蝕再向較嚴重的晶間腐蝕轉變，合金的晶間腐蝕敏感性明顯增加。

(3)Mg、Si含量高的合金在峰值時效過程中晶內析出的β″相密度較大，尺寸較小，晶界析出相呈細小連續分布。Mg、Si含量低的合金晶內析出的β"相密度較小，尺寸較大，晶界無沉淀析出相。