回用鋁對6008鋁合金擠壓型材晶間腐蝕的影響

劉建生，王麗萍，姜 海，尹 強，何 強

(遼寧忠旺集團有限公司，遼寧 遼陽 111003)

6系鋁合金具備充足的韌性、中等的強度、優越的耐腐蝕性能、良好的加工性能以及焊接性能，具有較高的綜合性能。與此同時又兼具質地輕、外表美觀、可回收、無毒環保等優良特點，隨著全球能源危機和環境污染問題越來越嚴重，汽車輕量化成為目前世界范圍內汽車生產制造所追求的共同目標。6系鋁合金主要應用在全鋁車身、鋁合金底盤零部件、鋁合金防護總成、電池包總成等鋁合金制品當中。對于用6系鋁合金制成的汽車零部件在行駛或停放過程中，難免會暴露在腐蝕環境中，如雨雪消融所噴濺除雪劑、空氣中水蒸氣中所攜帶的鹽離子等。當腐蝕介質附著在汽車零部件表面，便極易產生腐蝕現象。其中，晶間腐蝕是鋁合金中危害性較大的一種局部腐蝕類型。晶間腐蝕往往會沿著晶界發生，造成晶粒與晶粒之間的結合力大大地減弱，甚至使材料的機械強度完全消失。這就會造成零部件突然失效，出現斷裂事故，從而嚴重威脅著人們的生命安全[1]。

一直以來，學者們對鋁合金晶間腐蝕機理投入了大量研究，其中，Svenningsen等[2-4]認為Cu元素的添加會大大降低6系鋁合金的耐晶間腐蝕性能。張建新等[5]認為在6063鋁合金中添加過剩的Si元素，隨著Si元素含量的不斷升高，有利于晶粒的細化，但過剩的Si會降低塑性和耐腐蝕性能。林莉等[6]研究表明， 6156鋁合金T6態，抗晶間腐蝕性能最差，而經過T78的雙級時效下，合金晶界上的析出物球化，晶間腐蝕敏感性降低。

回用鋁成分復雜，僅依靠傳統的熔鑄過程去除有害雜質元素是非常困難的[7]?，F階段回用鋁的添加對鋁合金晶間腐蝕性能影響的研究相對較少。因此本文以6系車用鋁合金擠壓型材作為實驗材料，利用光學顯微鏡及SEM掃描電鏡，對添加一定回用鋁及未添加回用鋁型材的腐蝕形貌進行觀察，對比分析二者在腐蝕深度及腐蝕形貌上的區別，進而探究添加回用鋁的鋁合金晶間腐蝕行為機理，為6系鋁合金晶間腐蝕的生產控制提供理論基礎。

1 實驗方法

本實驗材料為在6008合金成分范圍內鑄造的鑄棒，分別標記為6008-a、6008-b，其中6008-a為添加50%回用鋁鑄棒，6008-b為不添加回用鋁鑄棒。目標合金成分區間相同，具體合金成分目標值見表1。

兩種棒材均采用560 ℃×12 h均勻化處理，水霧冷卻，將鑄棒進行定尺棒鋸切，然后采用相同擠壓工藝進行擠壓生產，見表2。

表1 目標合金成分區間(質量分數，%)

表2 擠壓生產工藝

擠壓完成的制品切去頭尾廢料，在擠壓型材上同一擠壓長度位置分別截取兩塊50 mm×50 mm試樣，用于直讀光譜成分檢測。再分別截取兩塊25 mm×25 mm試樣，用于制備晶間腐蝕試樣，晶間腐蝕過程如下：先用酒精除油，再用10% NaOH溶液腐蝕，去除表面氧化膜，然后用清水沖洗，吹干。將準備好的試樣，用塑料線垂直懸掛并完全沉浸于下列混和溶液中：氯化鈉30 g；鹽酸10 ml；蒸餾水1 L。溶液溫度為室溫。腐蝕時間為24 h。將腐蝕后的試樣水洗，并在30% HNO3溶液中浸洗5～10 s，以除去表面附著的腐蝕產物，水洗，吹干。將腐蝕試樣在所要觀察的平面向內切割5 mm，制成25 mm×20 mm金相試樣，試片經過10% NaOH溶液腐蝕出晶粒，并用酒精清洗吹干，完成金相試樣制備。

2 結果與分析

2.1 化學成分

采用直讀光譜儀對擠壓型材樣品進行成分檢測，見表3?？梢钥闯?，6008-a 試樣中Si和Fe元素比6008-b試樣分別高出0.061%和0.038%，推測其中Si元素來源于中間合金及回用鋁中塵土等雜質，Fe元素為雜質元素，熔鑄生產過程不會主動添加，為回用鋁中的鋁屑所攜帶。宏觀上來看回用鋁在回收過程中攜帶較多雜質，化學成分復雜，熔煉過程完全消除較為困難，但通過直讀光譜儀檢測對比并不明顯。

表3 型材合金成分(質量分數，%)

2.2 晶間腐蝕形貌

采用光學顯微鏡對兩種型材試樣截面進行組織觀察，經過晶間腐蝕后試樣的微觀形貌見圖1。從圖1(a)、1(b)可以看出，晶內點蝕擴展速度要大于晶界腐蝕速度，晶內腐蝕更加嚴重；從圖1(c)、1(d)可以看出，晶內點蝕與晶界腐蝕共存，但晶界腐蝕擴展現象比圖1(a)、(b)要較為明顯，晶界腐蝕向基體延伸先于晶內點蝕。

綜上所述，6008-a、6008-b試樣在發生晶間腐蝕過程中點蝕和晶界腐蝕共存。試樣腐蝕在晶內開始，形成點蝕形態的腐蝕坑，并在晶內擴展，直至到達晶界，最終延晶界向基體內部腐蝕，腐蝕在晶界開始向晶內延伸的同時，也向晶內擴展。其中6008-a試樣點蝕速度大于晶界腐蝕速度，腐蝕面積更大，深度更深。而6008-b試樣點蝕和晶界腐蝕速率相當，但優先在晶界腐蝕。腐蝕面積較小和深度較淺。

(a)、(b)6008-a試樣；(c)、(d)6008-b試樣圖1 晶間腐蝕微觀形貌(a),(b)6008-a samples；(c),(d)6008-b samplesFig.1 Micro morphology of intergranular corrosion

2.3 晶粒及第二相組織分布

采用光學顯微鏡對兩種試樣內部組織進行顯微組織觀察，晶粒及第二相組織形貌見圖2。圖中存在深色顆粒狀第二相組織及網狀結構的再結晶晶粒組織。從圖中可以看出，6008-a試樣比6008-b試樣晶粒略為細小，第二相組織所占面積更大，且密集。這些細小的顆粒狀第二相彌散分布于晶粒內部及晶界處，可以釘扎位錯和晶界，在擠壓塑性變形過程和固溶處理過程中有利于抑制再結晶晶粒長大，細化再結晶晶粒。

采用SEM-EDS對兩種試樣化學成分進行檢測，檢測位置如圖3所示，結果如表 4所示。結果表明：6008-b試樣中第二相所含主要元素為Al、Mg、Si，個別第二相中含有Fe元素；6008-a試樣中第二相所含主要元素為Al、Mg、Si、Fe，個別第二相中含有Mn、Ti、Cu等元素。6008-a試樣較6008-b試樣含有更多的Si、Fe、Mn、Cu等高電位元素。兩種試樣晶界和晶內組織中Mg 、Si元素含量也存在一定差異，其中6008-a試樣晶界含量為2.877%，6008-b試樣晶界含量為2.659%，分別是晶內含量的1.9倍和1.6倍。6008-a試樣晶內Mg 、Si元素所組成的 Mg2Si析出相含量要高于6008-b試樣。

(a)、 (b)6008-a試樣；(c) 、(d)6008-b試樣圖2 晶粒及第二相組織形貌(a),(b)600-8a samples；(c),(d)6008-b samplesFig.2 Morphology of grain and second phase structure

表4 EDS成分分析(質量分數，% )

6008鋁合金中Mg2Si相的ω(Mg)/ω(Si)=48.6/28.1=1.73，當ω(Mg)/ω(Si)<1.73時，鋁合金中Si過剩，ω(Mg)/ω(Si)比值越小，過剩Si含量越高。其中，6008-a試樣和6008-b試樣第二相粒子Mg與Si之比平均值分別為0.636和1.11。因此6008-a試樣含有更多的過剩Si。文獻[8]指出，鋁合金中α-Al基體、Mg2Si相和單質Si在NaCl溶液中的初始腐蝕電位分別為-0.876、-1.160和-0.547 V。當含有過剩Si的鋁合金與腐蝕溶液接觸時，Mg2Si相、過剩的Si單質、鋁基體兩兩配對，組成Mg2Si—鋁基體原電池和過剩Si單質—鋁基體原電池。在剛開始的腐蝕進程中，更負電位的Mg2Si作為陽極優先溶解成為游離的Mg2+和Si單質，Si單質與鋁基體形成原電池，更負電位的鋁基體作為陽極發生溶解形成Al離子。

由此可見，6008-a試樣晶內有更多的含Mn、Fe、Si、Cu等高電極電位元素組成的單質或化合物彌散分布于鋁基體當中，在晶間腐蝕過程中，與腐蝕溶液接觸時有更大的接觸面積。雖然晶粒更加細小，但在腐蝕過程中更易發生晶內點蝕，然后擴展至晶界。對于6008-b試樣，腐蝕延晶界發生的趨勢會更加明顯，這是因為Mg2Si等析出相優先在表面能比較高的晶界析出，Mg2Si在晶界含量高于晶內，由于Mg2Si電位較低，與周圍電位較高的Al或其他過剩Si發生電化學反應，優先發生晶界腐蝕。

(a)6008-a試樣；(b)6008-b試樣圖3 晶間腐蝕SEM形貌Fig.3 SEM morphology of intergranular corrosion

3 結論

1)添加回用鋁的鋁合金中，Fe、Si含量略高?；w中彌散分布細小的第二相粒子，主要為Mg2Si及含Al、Mn、Fe、Si元素的第二相。

(2)未添加回用鋁的鋁合金中，Mg2Si析出相在晶界含量高于晶內， Mg2Si易與基體中的Al或Si形成化學微電池發生電化學反應，因此腐蝕主要沿晶界發展。而在添加回用鋁的鋁合金中，雖然晶界富集Mg2Si，但晶內含有大量含Mn、Fe、Si、Cu等元素的第二相粒子，這些彌散分布的粒子與Al基體在腐蝕過程中發生電化學反應，使得晶內和晶界腐蝕速度基本一致。