用鋁制車身代替?zhèn)鹘y(tǒng)的鋼鐵車身,是軌道交通實現(xiàn)高速化和節(jié)能化的重要途徑[1] 屬于Al-Mg-Si系中強鋁合金的6005A鋁合金的比強度高、熱擠壓性能和焊接性能優(yōu)異以及耐蝕性良好[2],可用大型擠壓機生產(chǎn)出橫斷面形狀復雜的大型寬扁薄壁空心型材并可實現(xiàn)在線風冷或水冷淬火 因此,6005A鋁合金可用于制造地鐵、輕軌和高鐵等軌道交通列車[3]

由于擠壓工藝的內(nèi)在局限性和合金特點[4,5,6],6005A鋁合金的熱擠壓制品在淬火時效后表現(xiàn)出強烈的組織不均勻性,在制品表面出現(xiàn)晶粒異常粗大的聚集區(qū),稱為“粗晶環(huán)”[7] 關于粗晶環(huán)的形成機理,普遍認為是表層局部區(qū)域晶粒再結晶和異常長大的結果[7,8,9,10,11] 但是關于再結晶的起因,則有較大的差異 王恩鴻等[12, 13]認為,擠壓坯料外表層特殊的摩擦狀態(tài)是其組織區(qū)別于內(nèi)層的主要原因 Barnet等[14, 15]從臨界應變的角度詳細研究了再結晶動力學 也有人提出了合金成分差異的觀點[16, 17] 但是已有文獻只簡要提及粗晶環(huán)對擠壓制品性能有不良影響,沒有涉及這種影響的內(nèi)容及其機理 晶間腐蝕作為一種常見的導致設備突發(fā)性破壞的失效形式,與合金的組織狀態(tài)有密切的關系[18,19,20,21] 本文研究6005A鋁合金擠壓型材的組織不均勻性及其對材料耐腐蝕性能的影響

1 實驗方法

實驗用材料為經(jīng)在線擠壓在線淬火生產(chǎn)的6005A-T5鋁合金擠壓型材,其成分(質(zhì)量分數(shù))為Mg 0.62、Si 0.76、Cu 0.09、Mn 0.43、Cr 0.01、Ti≤0.10、Zn≤0.10、Al余量 這種擠壓型材的厚度為8 mm,圖1a給出了橫斷面的示意圖 從圖示#1~#9各個部位分別切取尺寸為30 mm×25 mm×8 mm的塊狀試樣作為檢測樣品 如圖1b所示,微觀組織的觀測面為ED-ND面,腐蝕加速溶液工作面為TD-ED面和TD-ND面,其中ED為擠壓方向,ND為法向,TD為橫向



圖1實驗材料規(guī)格的示意圖

Fig.1Schematic of the the as-received material (a) sample location with the cross section of the extruded profile; (b) observation section of the tested material

將試樣鑲嵌、打磨和拋光后在配備能譜的Zeiss EVO MA10掃描電子顯微鏡下檢測第二相,并使用Image J軟件統(tǒng)計第二相的尺寸和分布 對拋光后的試樣進行陽極覆膜處理,在OLYMPUS BX51M顯微鏡下進行微觀組織觀測并測量和統(tǒng)計粗晶層深度 對拋光后的試樣進行電解拋光處理,在Zeiss EVO MA10掃描電子顯微鏡進行電子背散射衍射(EBSD)檢測,使用Aztec Nordlys Nano系統(tǒng)采集數(shù)據(jù),并由CHANNEL 5軟件系統(tǒng)處理 在直流電源上進行陽極覆膜和電解拋光,相關參數(shù)列于表1

Table 1

表 1

表 1陽極覆膜和電解拋光參數(shù)

Table 1Parameters of anodizing and electropolishing

	Electrolyte	U / V	I / mA	T / ℃	t / s
Anodizing	H2O+HBF4(200:5)	25±2	<0.1	25±2	40~120
Electropolishing	HClO4+C2H5OH(1:9)	20±2	<0.1	-15±5	5~15

按照標準GBT 7998-2005的要求進行晶間腐蝕實驗 依次用酒精、NaOH(15%,質(zhì)量分數(shù),%)、HNO3(30%、體積分數(shù),%)和蒸餾水將試樣清洗后用松香封裝,在35℃的晶間腐蝕加速溶液(30 g/L NaCl+10 ml/L HCl)中浸泡24 h,面容比為20 mm2/mL 在OLYMPUS BX51M顯微鏡下觀察腐蝕形貌和測量最大腐蝕深度

分別從表層粗晶區(qū)(型材表層100 μm內(nèi))和中心層細晶區(qū)(型材中部區(qū)域)截取TEM試樣,先將樣品減薄約為80 μm的薄片并沖成直徑為3 mm的圓片,然后在MTP-1A雙噴減薄儀上進行雙噴減薄,雙噴液采用30%HNO3+70%CH3OH,溫度低于-20℃ 在TECNAI G2 F20型透射電鏡上觀察,加速電壓為200 kV 采用EDX(能量色散X射線光譜儀)鑒定晶界第二相的成分

2 實驗結果2.1 擠壓型材的組織不均勻性

圖2給出了6005A-T5型材典型的金相顯微組織 對比表明型材表層和中心層組織存在較大差異,呈現(xiàn)出典型的“表層粗晶”組織特征 型材的表層(圖2a)晶粒粗大,部分晶粒呈等軸狀,呈現(xiàn)出典型的完全再結晶組織特征;型材的中心層(圖2b)晶粒細小,具有明顯的擠壓流線,晶粒沿擠壓方向伸長呈纖維狀



圖26005A擠壓型材#2位置的金相顯微組織

Fig.2Optical microscopy (OM) of the 6005A extruded profile (a) surface layer; (b) central layer

對圖1所示的9個不同位置型材的粗晶層進行檢測分析,并選取各個部位粗晶層厚度數(shù)值中的前5個求平均值進行統(tǒng)計,結果如圖3所示 型材不同部位的粗晶層的厚度差異較大,表現(xiàn)出宏觀的組織不均勻性 粗晶層最大值出現(xiàn)在#8位置,數(shù)值為997 μm,占該部位型材整體厚度的12.5%;最小值出現(xiàn)在#9位置,數(shù)值為135 μm,占該部位型材整體厚度的1.7%



圖36005A擠壓型材橫截面不同部位粗晶層的深度

Fig.3The depth of the peripheral coarse grain (PCG) in different parts of the 6005A extruded profile

圖4給出了6005A擠壓型材典型的掃描電子暗場像 圖中白色粒子為未溶的第二相粒子,能譜分析結果表明該粒子含有Al、Si、Mn和Fe元素,含量分別為86.40%、5.53%、3.00%和5.07%,推測為AlFeMnSi相 對比的結果表明,表層區(qū)域和中心層區(qū)域的第二相均沿擠壓方向呈鏈狀分布,但是表層區(qū)域的第二相粒子尺寸更為粗大 使用Image J圖像軟件對第二相粒子尺寸進行統(tǒng)計分析,結果列于表2 可見型材表層第二相尺寸分布相對分散,尺寸大于3 μm2的占28%,且存在尺寸為20 μm2的粗大第二相;型材中心層第二相集中分布在小于3 μm2的區(qū)間,占比達95%



圖46005A擠壓型材#2位置第二相形貌

Fig.4Scanning electron microscopy (SEM) of the 6005A extruded profile (a) surface layer; (b) central layer

Table 2

表 2

表 26005A型材不同區(qū)域第二相尺寸統(tǒng)計

Table 2Statistics of the second phrase size in the 6005A extruded profile

Grain area/μm2		0~3	3~6	6~9	9~12	12~15	15~18	18~21
Relative frequency/%	Surface layer	72	10	9	2	3	2	2
	Central layer	95	4	1	0	0	0	0

圖5給出了6005A擠壓型材表層區(qū)域的EBSD檢測結果 由晶粒取向成像圖(圖5a)可見,擠壓型材內(nèi)部細晶區(qū)的纖維組織實際上是由大量幾乎呈等軸狀的細小晶粒組成 由型材表層區(qū)域的晶界分布(圖5b)可見,表層粗晶區(qū)域的晶界基本上由大角度晶界(>10°)組成,而細晶區(qū)既存在完全由大角度晶界組成的完全再結晶晶粒,也有內(nèi)部被小角度晶界(2°~10°)分割的未完全再結晶晶粒



圖56005A擠壓型材#2位置EBSD圖

Fig.5Electron backscatter diffraction analyze of the 6005A extruded profile (a) IPF map; (b) Misorientation map (>10°), (c) Misorientation map (2°~10°)

使用CHANNEL 5軟件系統(tǒng)的Subset工具對圖5分別建立粗晶分區(qū)和細晶分區(qū),并分別對兩個區(qū)域的晶粒尺寸和取向差進行統(tǒng)計分析,結果如圖6和圖7所示 粗晶區(qū)的晶粒尺寸分布極不均勻,從10 μm到200 μm都有分布,其中小于50 μm的晶粒占比為34.4%;細晶區(qū)的晶粒集中分布在50 μm以下,占比為99.8% 粗晶區(qū)取向差較多分布在35°~55°之間,小角度晶界占比4.4%,大角度晶界占比95.6%;細晶區(qū)小角度晶界占比26.0%,大角度晶界占比74%



圖66005A擠壓型材粗晶分區(qū)和細晶分區(qū)晶粒的尺寸分布

Fig.6Grain size distribution of the 6005A extruded profile in different region



圖76005A擠壓型材粗晶分區(qū)和細晶分區(qū)取向差的分布

Fig.7Misorientation distribution of the 6005A extruded profile in different region

2.2 晶間腐蝕性能

圖8給出了以TD-ED面為腐蝕實驗實際作用面,表層粗晶區(qū)和內(nèi)層細晶區(qū)的晶間腐蝕形貌 從圖8可以看出,粗晶區(qū)與細晶區(qū)的腐蝕程度有很大差別 粗晶區(qū)具有較好抗晶間腐蝕性,經(jīng)腐蝕液浸泡24 h后表面僅有輕微的腐蝕坑(圖8a、圖8b),其最大腐蝕深度為37.08 μm 細晶區(qū)具有很強的晶間腐蝕傾向(圖8c,圖8d),浸泡后表面晶粒相互分離甚至出現(xiàn)了晶粒剝落的現(xiàn)象,表明發(fā)生了嚴重晶間腐蝕,其最大腐蝕深度為459.28 μm



圖86005A鋁合金擠壓型材TD-ED面腐蝕形貌

Fig.8Morphology of intergranular corrosion of the 6005A extruded profile in TD-ED (a, b) surface layer; (c, d) central layer

圖9給出了TD-ND面經(jīng)晶間腐蝕加速溶液浸泡24 h后的腐蝕形貌及其局部EBSD圖 可見腐蝕主要發(fā)生在中部區(qū)域,而邊部區(qū)域較為平整,沒有明顯的腐蝕痕跡(圖9a) 圖9b給出了圖9a中標記部位的EBSD分析結果,可見晶間腐蝕避開了表層粗晶區(qū)并沿著細晶區(qū)域向內(nèi)延伸 測量結果表明,邊部粗晶和內(nèi)部細晶的晶間腐蝕最大深度分別為22.06 μm和926.42 μm



圖96005A鋁合金擠壓型材TD-ND面腐蝕形貌

Fig.9Morphology of intergranular corrosion of the 6005A extruded profile in TD-ND (a) Morphology of IGC; (b) EBSD of IGC sanple

3 分析和討論

鋁合金擠壓制品表層粗晶的形成機理,是合金的化學成分、擠壓過程參數(shù)(變形溫度、變形速度和變形程度)以及金屬流動性質(zhì)等多種因素綜合作用的結果[4,12,16] 鑄錠表層區(qū)域在擠壓筒內(nèi)同時受到內(nèi)層金屬和擠壓筒內(nèi)壁的雙重摩擦作用,形成強烈的塑性變形區(qū) 該區(qū)域的枝晶網(wǎng)組織被充分破碎,形成廣泛分布于晶體內(nèi)的亞結構,劇烈的剪切變形使表層區(qū)域具有相當高的內(nèi)能[7,9] 在合適的熱-力條件下表層有高內(nèi)能的不穩(wěn)定區(qū)域,在此集中發(fā)生再結晶和晶粒長大,從而形成與心部組織有明顯差異的粗晶層,如圖2、圖5所示

以往關于6XXX鋁合金晶間腐蝕的研究,大多集中在合金成分、熱處理制度等方面[2,18,22] 但是,歸根結底都是組織的變化導致晶間腐蝕性能的差異 在6005A擠壓鋁合金從固溶溫度冷卻到室溫的過程中溶質(zhì)原子在晶界處聚集析出第二相,造成周圍基體中的溶質(zhì)原子過飽和度減低,形成無沉淀析出帶(PFZ) 晶界第二相(AlMgSiCu相、MgSi相)在腐蝕初期電化學活性高于基體和PFZ,在腐蝕介質(zhì)的作用下作為陽極被優(yōu)先腐蝕[19, 23] 因此合金的抗晶間腐蝕性能與晶界區(qū)的狀態(tài),尤其是晶界析出相的大小和分布密切相關

根據(jù)本文的研究結果,與粗晶區(qū)相比細晶區(qū)有更多的晶界和亞晶界(如圖5所示),腐蝕的萌生位置和擴展通道更多,因此腐蝕作用面上的腐蝕區(qū)域十分密集(圖8) 圖10給出了6005A鋁合金擠壓型材表層粗晶區(qū)和內(nèi)層細晶區(qū)的TEM圖像 對圖10b中粗大的晶界第二相進行EDX分析,結果在圖11中給出 可以看出,該第二相主要含有Al、Mg、Si、Cu四種元素,結合K Li等[24]的研究結果,該晶界相為粗大的Q相 含Cu相在腐蝕初期會優(yōu)先腐蝕,對合金的腐蝕抗性有不利影響 另一方面,圖10中粗晶區(qū)與細晶區(qū)的晶界析出相分布狀態(tài)有較大的不同 細晶區(qū)的第二相呈連續(xù)的細長條狀分布,在腐蝕介質(zhì)的作用下更易形成連續(xù)的腐蝕通道 同時,由于晶粒細小,失去晶間結合作用后晶粒脫落,從而形成圖 9所示細晶區(qū)的剝落狀腐蝕;粗晶區(qū)晶界上的第二相呈稀疏的橢圓球狀分布,腐蝕通道不能沿晶界擴展,從而使粗晶區(qū)只出現(xiàn)輕微的腐蝕痕跡



圖106005A鋁合金擠壓型材不同部位的TEM照片

Fig.10TEM images of the 6005A extruded profile in different part (a, b) surface layer; (c, d) central layer



圖11晶界第二相的EDX結果

Fig.11EDX result of the grain boundary phase

4 結論

(1) 6005A鋁合金擠壓型材的表層組織與心部組織有較大的差異 表層的晶粒異常粗大,尺寸大多大于100 μm,第二相粗大且分布相對稀疏,晶界基本由大角度晶界組成(95.6%) 心部的晶?；拘∮?0 μm(99.8%),第二相細小且沿擠壓方向呈鏈狀分布,存在較多的小角度晶界 同時,型材表層的粗晶層厚度隨著取材位置的不同而有較大的變化

(2) 6005A鋁合金擠壓型材粗晶區(qū)域的抗晶間腐蝕性能優(yōu)于細晶區(qū),晶間腐蝕避開粗晶區(qū)域而沿著細晶區(qū)晶界向材料內(nèi)部擴展

(3) 6005A鋁合金型材在擠壓過程中復雜的金屬流動性即不均勻的摩擦分布狀態(tài),是其表層粗晶形成的主要原因 組織的不均勻性尤其是粗晶區(qū)和細晶區(qū)晶界析出物的尺寸分布的不同,導致不同的晶間腐蝕敏感性