退火處理對含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金組織和性能的影響

韋小園， 魏 午， 郭 驍， 程志強， 文勝平， 石 薇， 黃 暉

(1. 北京工業大學 新型功能材料教育部重點實驗室， 北京 100124;2. 廣東腐蝕科學與技術創新研究院， 廣東 廣州 510530；3. 深圳市北工實業有限公司， 廣東 深圳 518000)

Al-Mg合金(5×××系)具有較高的比強度、較小的彈性模量，良好的耐蝕性及可焊性等優點，在船舶與海洋工程中得到了廣泛應用[1-3]。研究表明，微量元素Er可通過微合金化的方式對5×××系合金進行強化[4]。Er可以與基體中的Al形成與基體共格的Al3Er彌散相，釘扎位錯，從而產生強化效果[5-6]。

5×××系鋁合金易發生晶間腐蝕，主要原因是合金中過飽和的Mg原子通過位錯等缺陷以管道的形式向晶界或亞晶界擴散，以β(Al3Mg2)相的形式在晶界及亞晶界析出并呈連續分布，從而使Al-Mg合金易發生晶間腐蝕[7-9]。對于高鎂合金，一般通過穩定化退火處理使得β相在晶界和亞晶界處連續析出，獲得良好的耐蝕性能。本文主要研究含鉺H112態的Al-6Mg-1Mn鋁合金熱擠壓板材在不同穩定化退火工藝下的力學性能和耐蝕性能，并對其進行工藝優化，針對優化工藝后的微觀組織進行觀察和分析，從而為制定合理的穩定化工藝提供參考。

1 試驗材料及方法

1.1 材料制備

試驗所用材料為3 mm厚的含鉺H112態Al-6Mg-1Mn鋁合金熱擠壓板材，采用X熒光光譜(XRF)測得其化學成分如表1所示。將含鉺H112態Al-6Mg-1Mn鋁合金熱擠壓板材分別在260、270、280 ℃下穩定化退火處理1、2、4、6、8、10、12、16、20、24 h，然后對相應狀態下的合金分別進行顯微硬度測試、晶間腐蝕試驗、顯微組織及透射電鏡(TEM)觀察分析。

表1 含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金的化學成分(質量分數，%)Table 1 Chemical composition of the Er-containing Al-6Mg-1Mn alloy (mass fraction，%)

1.2 試驗方法

采用HXD-1000TM型顯微硬度計對不同穩定化退火處理的含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金進行顯微硬度測試，載荷砝碼1 kg，加載時間10 s。將試驗板材切成10 mm ×10 mm×3 mm的小樣，經400、800、1500、2000號砂紙逐級打磨。每個試樣隨機取10個點測試，取平均值。

晶間腐蝕試驗參照美國材料試驗協會ASTM G67-2018《測定5×××系列鋁合金接觸硝酸后質量損失對晶間腐蝕敏感性的標準試驗方法》進行，以發生晶間腐蝕樣品單位面積的質量損失評定材料晶間腐蝕敏感性。試樣尺寸為50 mm×6 mm×3 mm，試驗前先將試樣各表面用400號砂紙磨光，用丙酮、乙醇清洗，測量試樣尺寸并計算其表面積(cm2)；試驗時先在80 ℃的質量分數為5%的NaOH溶液中浸泡1 min(去除氧化膜和機加工痕跡)后使用超純水洗，再浸入質量分數為67%～70%的濃HNO3溶液30 s(去除腐蝕產物)后經再次水洗，晾干后稱量質量(mg)，作為腐蝕前的初始質量；隨后將試樣傾斜依靠在容器(加蓋)底部和側壁，在濃HNO3(30 L/m2)溶液中30 ℃恒溫水浴環境下浸蝕24 h，將腐蝕后的試樣取出后經水洗并在空氣中晾干，再次稱量質量(mg)，以獲取試樣經濃硝酸浸泡24 h后的實際質量，最后計算單位面積質量損失。

在室溫條件下Al-Mg相的析出非常緩慢，因此為了研究需要，實驗室一般采用等溫加熱的方式(敏化處理)使其盡快析出。敏化處理工藝設為100 ℃×168 h，模擬長時間服役后的合金性能。不同穩定化退火工藝敏化處理后的試樣經400、800、1500、2000號砂紙逐級打磨、拋光后，采用BX51M型光學顯微鏡進行腐蝕深度觀察。

透射電鏡試樣采用電解雙噴法制備，電解液為30%濃HNO3+70%CH3OH(體積分數)混合溶液。將試樣切成2 mm左右的薄片，然后再機械預減薄至80～100 μm后沖剪成直徑φ3 mm的圓片，最后在Struers Tenupol-2雙噴儀上進行電解雙噴減薄，電壓12～15 V，電流80～100 mA，溫度控制在-20～-30 ℃。雙噴制備的試樣在JEOL 2010型透射電鏡上進行觀察，工作電壓為200 kV，主要記錄典型狀態下的微觀組織形貌、第二相粒子的大小形貌及β相分布情況。

2 試驗結果及分析

2.1 晶間腐蝕敏感性測試

圖1是含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金在280 ℃溫度下退火1～12 h時敏化前后的質量損失曲線，可以看出，隨退火時間的延長，敏化前質量損失較H112態略有下降，但基本保持不變(≤5 mg/cm2)，所以判斷敏化前試樣處于(<15 mg/cm2)不敏感區；而敏化后試樣質量損失在嚴重腐蝕區(>25 mg/cm2)，表明其長期服役后發生晶間腐蝕，證明該280 ℃溫度下退火處理的試樣耐長期腐蝕性能較差。具體原因是由于含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金中Mg元素含量較高，結合鋁鎂合金二元相圖分析，在280 ℃溫度下晶界β相固溶進基體中無法析出，僅可在短時間內保持其耐蝕性能；而經敏化處理后，過飽和Mg原子擴散至晶界處，延晶界連續析出，圖1表明其長期耐腐蝕性能不佳。因此，考慮將穩定化退火溫度降至280 ℃以下。

圖1 經280 ℃×1～12 h穩定化退火后含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金敏化前后的質量損失Fig.1 Mass loss of the stabilization annealed Er-containing Al-6Mg-1Mn alloy at 280 ℃ for 1-12 h before and after stabilized sensitization

圖2是含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金在270 ℃溫度下退火1～24 h時敏化前后的質量損失曲線?？梢钥闯?，在270 ℃穩定化退火1～2 h后的質量損失較H112態有所增加(略大于5 mg/cm2)，但從4 h開始直至24 h的質量損失幾乎不變(<3 mg/cm2)，且低于H112態，因此判斷該試樣敏化前處于(<15 mg/cm2)不敏感區；經敏化處理后，質量損失只有在12 h時略小于25 mg/cm2進入介敏區，其余皆發生嚴重腐蝕，處于(>25 mg/cm2)敏感區。270 ℃質量損失曲線變化與280 ℃類似，同樣不耐長期腐蝕，推測對于含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金，270 ℃的穩定化退火溫度依舊高于β相 固溶點，因此須將穩定化退火溫度降至270 ℃以下。

圖2 經270 ℃×1～24 h穩定化退火后含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金敏化前后的質量損失Fig.2 Mass loss of the stabilization annealed Er-with containing Al-6Mg-1Mn alloy at 270 ℃ for 1-24 h before and after stabilized sensitization

圖3是含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金在260 ℃溫度下退火1～24 h時敏化前后的質量損失曲線，可以看出，在260 ℃穩定化退火1～2 h后質量損失值較H112態降低，但4 h時質量損失大幅上升(接近15 mg/cm2)，且高于H112態，4～10 h時質量損失下降，12～24 h時質量損失緩慢上升，敏化前質量損失皆處于<15 mg/cm2不敏感區；經敏化處理后，質量損失隨退火時間的延長而下降，在6 h時低至20 mg/cm2進入介敏區，在12 h時低于15 mg/cm2進入不敏感區，而16 h又略高于15 mg/cm2回到介敏區，隨后幾乎保持不變。由此，判定260 ℃穩定化退火溫度低于β相固溶點，適用于含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金；且12～24 h敏化前后的質量損失相差不大。

圖3 經260 ℃×1～24 h穩定化退火后含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金敏化前后的質量損失Fig.3 Mass loss of the stabilization annealed Er-containing Al-6Mg-1Mn alloy at 260 ℃ for 1-24 h before and after stabilized sensitization

結合圖4(a)，由光學顯微鏡觀察腐蝕深度發現，含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金未經過穩定化熱處理時，合金出現明顯晶間腐蝕現象，合金對晶間腐蝕敏感性強，結合質量損失表明此狀態合金處于敏化狀態。圖4(b)顯示，經過260 ℃×6 h穩定化處理后，合金晶間腐蝕敏感性明顯改善，只出現輕微晶間腐蝕，對應質量損失合金處于介敏化狀態。從圖4(c，d)中可知，在260 ℃× 12～24 h穩定化處理后，合金表面無晶間腐蝕特征，表明此時合金處于耐腐蝕狀態。

圖4 經260 ℃穩定化退火含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金敏化前后的顯微組織Fig.4 Microstructure of the stabilization annealed Er-containing Al-6Mg-1Mn alloy at 260 ℃ before and after stabilized sensitization(a) 0 h; (b) 6 h; (c) 12 h; (d) 24 h

2.2 顯微硬度測試

為探究穩定化退火溫度對熱擠壓含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金顯微硬度的影響，圖5是含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金260 ℃和270 ℃×1～24 h下退火后的顯微硬度曲線，可以看出，隨退火時間的延長，270 ℃穩定化退火時顯微硬度在16 h后明顯降低，且在20 h、24 h后顯微硬度并無明顯差異；而260 ℃×1～24 h顯微硬度相較于H112態有所下降，但總體并未出現明顯降低的現象。270 ℃穩定化退火時顯微硬度明顯降低，是由于發生了再結晶和晶粒長大，破壞了H112態時的變形組織，使得顯微硬度明顯下降。而對于260 ℃×1～24 h，并未完全發生上述現象，所以顯微硬度并沒有明顯下降。

圖5 穩定化退火含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金經不同溫度敏化處理1～24 h的顯微硬度Fig.5 Micro-hardness of the Er-containing Al-6Mg-1Mn alloy with stabilization annealed after stabilized sensitization at 260 ℃ and 270 ℃ for 1-24 h

2.3 TEM觀察

圖6為熱擠壓含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金H112態TEM照片，從圖6(a，b)可以觀察到，合金中位錯密度較高，存在大量板條狀的Al6(Mn, Fe)和球狀的Al3(Er, Zr) 粒子。由圖6(c)可觀察到，Al6(Mn, Fe)、Al3(Er, Zr)粒子彌散析出，且周圍未析出β相；由圖6(d) 中發現，晶界處并未析出β相，證明其耐腐蝕性能良好。這可能是由于合金在熱擠壓結束后的冷卻過程中Mg原子的析出行為較好，沒有通過位錯等缺陷以管道的形式擴散到晶界或者亞晶界[9]，且沿著晶界析出形成β相，因此其耐腐蝕性能較好。

圖6 含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金H112態TEM照片(a,b)晶內組織；(c,d)晶界組織Fig.6 TEM images of the Er-containing Al-6Mg-1Mn alloy with H112 state(a,b) microstructure in grains； (c,d) microstructure at grain boundaries

圖7為熱擠壓含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金經過260 ℃×24 h+100 ℃×168 h退火處理后的TEM照片。從圖7(a) 可以看出，經過穩定化及敏化退火處理后的含鉺Al-6Mg-1Mn合金組織中可以看到變形回復組織。從圖7(b)可以看出，Al6(Mn, Fe)、Al3(Er, Zr)粒子彌散析出。Al3(Er, Zr)粒子的存在能有效抑制再結晶晶粒長大，顯著提高再結晶溫度。還可有效釘扎位錯，提高力學性能，其中Al6(Mn, Fe)斷裂處并未發現β相。圖7(c，d)中觀察到，晶界處并未發現連續析出的β相，這是由于在低于β相固溶溫度下退火，析出的β相無法回溶至基體，又因為合金中位錯密度降低，β相 形核困難。隨著退火時間的延長，晶界處β相開始長大，當長大至一定程度后β相斷裂，隨后球化，在晶界處呈斷續析出的狀態，在三角晶界處呈現球化狀態，當晶界處β相斷續析出時，破壞了晶間腐蝕的β相連續擴展通道，抑制了晶間腐蝕，表明了該合金耐蝕性能良好。

圖7 含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金260 ℃×24 h+100 ℃×168 h退火后的TEM照片(a,b)晶內組織；(c,d)晶界組織；Fig.7 TEM images of the Er-containing Al-6Mg-1Mn alloy annealed at 260 ℃ for 24 h and 100 ℃ for 168 h(a,b) microstructure in grains； (c,d) microstructure at grain boundaries

3 結論

1) 穩定化退火工藝可提高含鉺Al-6Mg-1Mn鋁合金在長期服役時的耐晶間腐蝕性能，雖然與熱擠壓板H112態相比，退火后的合金硬度略有下降，但合金的耐長期晶間腐蝕性能明顯優于H112態。

2) 結合硝酸質量損失法及顯微組織觀察，得到熱擠壓含鉺Al-6Mg-1Mn合鋁金的穩定化退火工藝窗口為260 ℃×16～24 h。在此狀態下，即使經過人工加速敏化測試，合金仍能保持較為優異的耐腐蝕性能。通過TEM微觀組織表征，未觀察到晶界連續析出β相。

3) 在260 ℃×16～24 h退火后，合金仍然保持了較高的顯微硬度，退火后顯微硬度損失小于10%。表明此狀態下合金既保持了較高的硬度，又獲得了優異的耐腐蝕性能。