陈吉龙，程仁寨，张小刚，王兆斌，赵义生，赵 鑫

（山东南山铝业股份有限公司，山东 烟台 265700）

随着全球能源供应日趋紧张，开发绿色环保材料是世界汽车轻量化工业的发展的重要趋势。提高铝合金在汽车制造中的用量是世界交通发展的共同目标，铝合金型材用量随着新能源汽车的推广应用在不断增大[1，2]。目前，各种铝合金材料广泛应用于挤压型材生产加工，其中6061 铝合金具有高强度、高冲击韧性、淬火敏感性及易加工特性，同时，还具有优异的耐腐蚀性能，可加工成复杂截面型材、棒材、管材和线材，大量使用在汽车轻量化行业，尤其在乘用车的电池托盘[3，4]。

固溶处理的目的是尽量溶解合金在铸造过程形成的粗大化合物相，获得较高溶解度的过饱和固溶体。通常固溶淬火温度低于非平衡共晶熔点，因此粗大化合物相难彻底溶解。为此，在不产生过烧的条件下，提高固溶温度，并延长保温时间，但这也会造成组织再结晶、晶粒长大，影响合金的力学性能,。合金低温加高温的双级固溶处理可以有效减少再结晶的发生几率，并充分溶解第二相颗粒，形成过饱和固溶体。在固溶过程中，合金中的位错主要以胞状组织与Taylor 晶格两种低能组态分布。位错的交滑移和攀移形成胞状组织，而位错的平面滑移形成Taylor晶格。这两种位错在热力学上是自发过程，可以减小材料中的内应力，从而降低自由能。铝合金属于高能层错金属，位错容易发生交滑移，因此位错呈胞状组织分布。对6061 铝合金的力学性能和加工性能都有重要作用。

1 实验材料与方法

实验铸锭采用半连续铸造，铸造过程中用精炼剂、氩气对熔体进行精炼，添加Al-Ti-B 丝细化晶粒，铸造温度为740℃～750℃，铸造速度为35mm/min ～40mm/min，铸锭直径为Φ400mm。其成分如表l 所列。热处理试验试样均取自挤压型材，试样尺寸为Φ50mm×15mm。实验在马弗炉中进行，固溶淬火工艺为（480、500、520、540、560℃、580，3h），水冷后，时效制度选择（180℃，8h）。

腐蚀剂为1%的HF 酸，腐蚀时间为20s。金相显微组织观察样品经初磨、细磨、机械抛光后，经腐蚀剂腐蚀，在光学金相显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）和透射电镜（TEM）观察合金的第二相形貌、种类和分布，采用EMAX 能谱分析仪（EDS）分析合金的微区和第二相化学成分。

2 实验结果与分析

2.1 合金的拉伸性能

图1 不同固溶温度的合金拉伸力学性能

图1 为不同固溶温度的6061 铝合金拉伸力学性能。当固溶温度为480℃时，合金的抗拉强度为325MPa。经500℃固溶后，合金相比经460℃固溶合金的抗拉强度略微有提高，即增加至331MPa。而经520℃、540℃固溶合金相比经480 和500℃合金的抗拉强度明显提高，分别为344MPa、351MPa。随着固溶温度的继续升高，合金强度上升趋势平缓，经560℃固溶合金抗拉强度为355MPa。当固溶温度继续上升，合金抗拉强度呈下降趋势，经580℃固溶事，合金抗拉强度为347MPa。综上所述可知，当固溶温度越高时，合金的过饱和固溶度越高，但同时晶粒尺寸也越大，合金时效后的力学性能差异归根结底与显微组织有关，也是晶粒尺寸、析出相共同作用的结果，晶粒尺寸越细小均匀、析出相总量越多、析出相越均匀弥散，材料的强度越高。

2.2 合金的耐腐蚀性能

图2 固溶温度对晶间腐蚀形貌的影响

图2 为6061 铝合金腐蚀后的SEM 形貌图，在固溶温度580℃时，合金表面上出现腐蚀的位置较少，只有少量颗粒状的腐蚀物出现，试样表面形貌发生了变化。零星的腐蚀坑处出现一些明显的晶粒和亚晶粒的特征。因为合金腐蚀常沿着组织的晶界和亚晶界扩展，从而显示出表面组织形貌。固溶温度540℃时，合金表面腐蚀深度不断增加，腐蚀物明显增多变大，由颗粒状的腐蚀物转变为块状，合金表面出现较深的腐蚀坑。固溶温度480℃时，合金表面腐蚀深度最为严重，完全成坑蚀形貌，多数腐蚀坑较深，有纵向延伸的现象。

图3 合金表面腐蚀产物的X 射线衍射图

图4 不同固溶温度处理的合金SEM 像

图4 为不同固溶温度的6061 铝合金SEM 组织形貌。随着固溶温度的升高，合金中未溶第二相呈现下降的趋势，当固溶温度为480℃时，合金中存在大量第二相粒子，呈链状分布（见图5（a））。能谱分析结果表明：白色的第二相粒子为AlFeMnSi 相；黑灰色的第二相粒子为Mg2Si 相[1，2]。当固溶温度为540℃时，合金中黑灰色Mg2Si 相粒子多数已经溶入铝基体，数量明显减少，而白色AlFeMnSi 相粒子属于热稳定性能好的难溶相，温度升高，但数量变化不大，（见如图5（b））。

图5 不同固溶温度处理的合金TEM 像

图5 为不同固溶温度的6061 铝合金TEM 组织形貌。固溶温度较低时，合金没有出现再结晶现象，合金组织上产生大量尺寸为1μm ～3μm 亚晶；随着固溶温度升高至500℃时，组织上出现许多弥散粒子，呈球状或椭球状，其尺寸差别较大，还有少量亚晶粒略有长大，约2μm ～5μm（见图5（b））。固溶温度继续升高，一些弥散粒子Al6MnSi 相分布于（亚）晶界，起到阻碍晶界迁移的作用，可有效地抑制再结晶及晶粒长大，当固溶温度达到540℃以上，合金逐渐产生大量再结晶组织。晶粒内和晶界上都有细小的第二相颗粒析出，且多呈连续分布状态,如图5（d）、（e）和（f）所示，另外，组织上出现无沉淀析出区（Precipitates free zone，PFZ），在晶界附近。固溶温度越低，PFZ 越明显。固溶温度为480℃、500℃时，合金组织内可以明显看到PFZ，这是因为合金晶界上易析出的Mg2Si 粒子相，导致晶界附近Mg 和Si 原子浓度低于铝基体，存在浓度梯度，沉淀强化相无法形核，不能在晶界组织附近析出Mg2Si 粒子相，导致无沉淀析出带的形成。固溶温度降低，晶界附近空位浓度也随之降低，浓度梯度则越高，因此，无沉淀析出带更宽。

3 分析与讨论

6061 铝合金力学性能主要取决于，时效过程中组织内沉淀强化相Mg2Si 相和AlFeMnSi 相的数量和分布情况[1，3，8]。随着固溶温度的增高，Mg2Si 相和Al6MnSi 相溶解至铝基体越充分，形成过饱和固溶体，时效析出沉淀强化相的数量越多，弥散分布在铝基体上，提高沉淀强化相的形核率[1，3]。如图6（a）、（b）、（c）和（d）所示，随着固溶温度的增高，二次相的尺寸更小、密度更高，Mg2Si 相和AlFeMnSi 相溶解的数量明显增加，有利于提高合金力学性能。当固溶温度继续升高至540℃以上时，铝基体开始出现严重的再结晶现象，Mg2Si 相和AlFeMnSi 相弥散粒子钉扎晶界困难，晶粒明显粗大，并且溶解程度减小，导致合金性能下降，固溶温度上升越多，性能下降越明显。

时效后合金晶界上析出的Mg2Si 相，相对于周围的PFZ 或基体为阳极相，6061 铝合金在腐蚀过程中，组织中的PFZ 和铝基体易形成微电池，在腐蚀介质中会优先被侵蚀，导致腐蚀沿着晶界扩展而形成晶间腐蚀。固溶温度影响时效后Mg2Si 相和AlFeMnSi 相粒子析出数量及分布情况，导致晶间腐蚀性能变化。随着固溶温度的升高，合金组织有较多的亚晶界和晶界，PFZ 越来越窄至消失，晶间腐蚀减小。固溶温度在540℃以上时，合金出现再结晶现象，组织中的亚晶界逐渐消失，晶界数量随之减少，腐蚀的区域也相应减少。

4 结论

（1）随固溶温度升高，6061 铝合金型材力学性能呈现出先上升后下降的趋势，540℃时，合金的性能最好，而耐腐蚀性能逐渐增强。

（2）6061 铝合金组织在固溶温度为480℃～540℃时，合金组织都有明显细化，析出大量二次相，540℃以上，合金出现再结晶现象，晶粒粗化。

（3）6061 铝合时效后组织出现PFZ 和铝基体易形成微电池，腐蚀溶液会优先被侵蚀，形成晶间腐蚀，随着固溶温度的增高，PFZ 变窄至消失，减小合金腐蚀。