用铝制车身代替传统的钢铁车身,是轨道交通实现高速化和节能化的重要途径^[1]。属于Al-Mg-Si系中强铝合金的6005A铝合金的比强度高、热挤压性能和焊接性能优异以及耐蚀性良好^[2],可用大型挤压机生产出横断面形状复杂的大型宽扁薄壁空心型材并可实现在线风冷或水冷淬火。因此,6005A铝合金可用于制造地铁、轻轨和高铁等轨道交通列车^[3]。

由于挤压工艺的内在局限性和合金特点^[4,5,6],6005A铝合金的热挤压制品在淬火时效后表现出强烈的组织不均匀性,在制品表面出现晶粒异常粗大的聚集区,称为“粗晶环”^[7]。关于粗晶环的形成机理,普遍认为是表层局部区域晶粒再结晶和异常长大的结果^{[7,8,9,10,11]}。但是关于再结晶的起因,则有较大的差异。王恩鸿等^{[12, 13]}认为,挤压坯料外表层特殊的摩擦状态是其组织区别于内层的主要原因。Barnet等^{[14, 15]}从临界应变的角度详细研究了再结晶动力学。也有人提出了合金成分差异的观点^{[16, 17]}。但是已有文献只简要提及粗晶环对挤压制品性能有不良影响,没有涉及这种影响的内容及其机理。晶间腐蚀作为一种常见的导致设备突发性破坏的失效形式,与合金的组织状态有密切的关系^{[18,19,20,21]}。本文研究6005A铝合金挤压型材的组织不均匀性及其对材料耐腐蚀性能的影响。

1 实验方法

实验用材料为经在线挤压在线淬火生产的6005A-T5铝合金挤压型材,其成分(质量分数)为Mg 0.62、Si 0.76、Cu 0.09、Mn 0.43、Cr 0.01、Ti≤0.10、Zn≤0.10、Al余量。这种挤压型材的厚度为8 mm,图1a给出了横断面的示意图。从图示#1~#9各个部位分别切取尺寸为30 mm×25 mm×8 mm的块状试样作为检测样品。如图1b所示,微观组织的观测面为ED-ND面,腐蚀加速溶液工作面为TD-ED面和TD-ND面,其中ED为挤压方向,ND为法向,TD为横向。

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图1   实验材料规格的示意图

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

将试样镶嵌、打磨和抛光后在配备能谱的Zeiss EVO MA10扫描电子显微镜下检测第二相,并使用Image J软件统计第二相的尺寸和分布。对抛光后的试样进行阳极覆膜处理,在OLYMPUS BX51M显微镜下进行微观组织观测并测量和统计粗晶层深度。对抛光后的试样进行电解抛光处理,在Zeiss EVO MA10扫描电子显微镜进行电子背散射衍射(EBSD)检测,使用Aztec Nordlys Nano系统采集数据,并由CHANNEL 5软件系统处理。在直流电源上进行阳极覆膜和电解抛光,相关参数列于表1。

按照标准GBT 7998-2005的要求进行晶间腐蚀实验。依次用酒精、NaOH(15%,质量分数,%)、HNO₃(30%、体积分数,%)和蒸馏水将试样清洗后用松香封装,在35℃的晶间腐蚀加速溶液(30 g/L NaCl+10 ml/L HCl)中浸泡24 h,面容比为20 mm²/mL。在OLYMPUS BX51M显微镜下观察腐蚀形貌和测量最大腐蚀深度。

分别从表层粗晶区(型材表层100 μm内)和中心层细晶区(型材中部区域)截取TEM试样,先将样品减薄约为80 μm的薄片并冲成直径为3 mm的圆片,然后在MTP-1A双喷减薄仪上进行双喷减薄,双喷液采用30%HNO₃+70%CH₃OH,温度低于-20℃。在TECNAI G2 F20型透射电镜上观察,加速电压为200 kV。采用EDX(能量色散X射线光谱仪)鉴定晶界第二相的成分。

2 实验结果

2.1 挤压型材的组织不均匀性

图2给出了6005A-T5型材典型的金相显微组织。对比表明型材表层和中心层组织存在较大差异,呈现出典型的“表层粗晶”组织特征。型材的表层(图2a)晶粒粗大,部分晶粒呈等轴状,呈现出典型的完全再结晶组织特征;型材的中心层(图2b)晶粒细小,具有明显的挤压流线,晶粒沿挤压方向伸长呈纤维状。

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图2   6005A挤压型材#2位置的金相显微组织

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

对图1所示的9个不同位置型材的粗晶层进行检测分析,并选取各个部位粗晶层厚度数值中的前5个求平均值进行统计,结果如图3所示。型材不同部位的粗晶层的厚度差异较大,表现出宏观的组织不均匀性。粗晶层最大值出现在#8位置,数值为997 μm,占该部位型材整体厚度的12.5%;最小值出现在#9位置,数值为135 μm,占该部位型材整体厚度的1.7%。

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图3   6005A挤压型材横截面不同部位粗晶层的深度

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

图4给出了6005A挤压型材典型的扫描电子暗场像。图中白色粒子为未溶的第二相粒子,能谱分析结果表明该粒子含有Al、Si、Mn和Fe元素,含量分别为86.40%、5.53%、3.00%和5.07%,推测为AlFeMnSi相。对比的结果表明,表层区域和中心层区域的第二相均沿挤压方向呈链状分布,但是表层区域的第二相粒子尺寸更为粗大。使用Image J图像软件对第二相粒子尺寸进行统计分析,结果列于表2。可见型材表层第二相尺寸分布相对分散,尺寸大于3 μm²的占28%,且存在尺寸为20 μm²的粗大第二相;型材中心层第二相集中分布在小于3 μm²的区间,占比达95%。

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图4   6005A挤压型材#2位置第二相形貌

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

图5给出了6005A挤压型材表层区域的EBSD检测结果。由晶粒取向成像图(图5a)可见,挤压型材内部细晶区的纤维组织实际上是由大量几乎呈等轴状的细小晶粒组成。由型材表层区域的晶界分布(图5b)可见,表层粗晶区域的晶界基本上由大角度晶界(>10°)组成,而细晶区既存在完全由大角度晶界组成的完全再结晶晶粒,也有内部被小角度晶界(2°~10°)分割的未完全再结晶晶粒。

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图5   6005A挤压型材#2位置EBSD图

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

使用CHANNEL 5软件系统的Subset工具对图5分别建立粗晶分区和细晶分区,并分别对两个区域的晶粒尺寸和取向差进行统计分析,结果如图6和图7所示。粗晶区的晶粒尺寸分布极不均匀,从10 μm到200 μm都有分布,其中小于50 μm的晶粒占比为34.4%;细晶区的晶粒集中分布在50 μm以下,占比为99.8%。粗晶区取向差较多分布在35°~55°之间,小角度晶界占比4.4%,大角度晶界占比95.6%;细晶区小角度晶界占比26.0%,大角度晶界占比74%。

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图6   6005A挤压型材粗晶分区和细晶分区晶粒的尺寸分布

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

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图7   6005A挤压型材粗晶分区和细晶分区取向差的分布

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

2.2 晶间腐蚀性能

图8给出了以TD-ED面为腐蚀实验实际作用面,表层粗晶区和内层细晶区的晶间腐蚀形貌。从图8可以看出,粗晶区与细晶区的腐蚀程度有很大差别。粗晶区具有较好抗晶间腐蚀性,经腐蚀液浸泡24 h后表面仅有轻微的腐蚀坑(图8a、图8b),其最大腐蚀深度为37.08 μm。细晶区具有很强的晶间腐蚀倾向(图8c,图8d),浸泡后表面晶粒相互分离甚至出现了晶粒剥落的现象,表明发生了严重晶间腐蚀,其最大腐蚀深度为459.28 μm。

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图8   6005A铝合金挤压型材TD-ED面腐蚀形貌

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

图9给出了TD-ND面经晶间腐蚀加速溶液浸泡24 h后的腐蚀形貌及其局部EBSD图。可见腐蚀主要发生在中部区域,而边部区域较为平整,没有明显的腐蚀痕迹(图9a)。图9b给出了图9a中标记部位的EBSD分析结果,可见晶间腐蚀避开了表层粗晶区并沿着细晶区域向内延伸。测量结果表明,边部粗晶和内部细晶的晶间腐蚀最大深度分别为22.06 μm和926.42 μm。

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图9   6005A铝合金挤压型材TD-ND面腐蚀形貌

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

3 分析和讨论

铝合金挤压制品表层粗晶的形成机理,是合金的化学成分、挤压过程参数(变形温度、变形速度和变形程度)以及金属流动性质等多种因素综合作用的结果^[4,12,16]。铸锭表层区域在挤压筒内同时受到内层金属和挤压筒内壁的双重摩擦作用,形成强烈的塑性变形区。该区域的枝晶网组织被充分破碎,形成广泛分布于晶体内的亚结构,剧烈的剪切变形使表层区域具有相当高的内能^[7,9]。在合适的热-力条件下表层有高内能的不稳定区域,在此集中发生再结晶和晶粒长大,从而形成与心部组织有明显差异的粗晶层,如图2、图5所示。

以往关于6XXX铝合金晶间腐蚀的研究,大多集中在合金成分、热处理制度等方面^[2,18,22]。但是,归根结底都是组织的变化导致晶间腐蚀性能的差异。在6005A挤压铝合金从固溶温度冷却到室温的过程中溶质原子在晶界处聚集析出第二相,造成周围基体中的溶质原子过饱和度减低,形成无沉淀析出带(PFZ)。晶界第二相(AlMgSiCu相、MgSi相)在腐蚀初期电化学活性高于基体和PFZ,在腐蚀介质的作用下作为阳极被优先腐蚀^{[19, 23]}。因此合金的抗晶间腐蚀性能与晶界区的状态,尤其是晶界析出相的大小和分布密切相关。

根据本文的研究结果,与粗晶区相比细晶区有更多的晶界和亚晶界(如图5所示),腐蚀的萌生位置和扩展通道更多,因此腐蚀作用面上的腐蚀区域十分密集(图8)。图10给出了6005A铝合金挤压型材表层粗晶区和内层细晶区的TEM图像。对图10b中粗大的晶界第二相进行EDX分析,结果在图11中给出。可以看出,该第二相主要含有Al、Mg、Si、Cu四种元素,结合K Li等^[24]的研究结果,该晶界相为粗大的Q相。含Cu相在腐蚀初期会优先腐蚀,对合金的腐蚀抗性有不利影响。另一方面,图10中粗晶区与细晶区的晶界析出相分布状态有较大的不同。细晶区的第二相呈连续的细长条状分布,在腐蚀介质的作用下更易形成连续的腐蚀通道。同时,由于晶粒细小,失去晶间结合作用后晶粒脱落,从而形成图 9所示细晶区的剥落状腐蚀;粗晶区晶界上的第二相呈稀疏的椭圆球状分布,腐蚀通道不能沿晶界扩展,从而使粗晶区只出现轻微的腐蚀痕迹。

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图10   6005A铝合金挤压型材不同部位的TEM照片

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

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图11   晶界第二相的EDX结果

Fig.11   EDX result of the grain boundary phase

4 结论

(1) 6005A铝合金挤压型材的表层组织与心部组织有较大的差异。表层的晶粒异常粗大,尺寸大多大于100 μm,第二相粗大且分布相对稀疏,晶界基本由大角度晶界组成(95.6%)。心部的晶粒基本小于50 μm(99.8%),第二相细小且沿挤压方向呈链状分布,存在较多的小角度晶界。同时,型材表层的粗晶层厚度随着取材位置的不同而有较大的变化。

(2) 6005A铝合金挤压型材粗晶区域的抗晶间腐蚀性能优于细晶区,晶间腐蚀避开粗晶区域而沿着细晶区晶界向材料内部扩展。

(3) 6005A铝合金型材在挤压过程中复杂的金属流动性即不均匀的摩擦分布状态,是其表层粗晶形成的主要原因。组织的不均匀性尤其是粗晶区和细晶区晶界析出物的尺寸分布的不同,导致不同的晶间腐蚀敏感性。

The authors have declared that no competing interests exist.