覃秋慧，韦 昌，冼满峰

(广西南南铝加工有限公司，广西 南宁 530031)

5083属Al-Mg系铝合金，质轻，强度中等，伸展性、耐蚀性及可焊性优良，因而广泛应用于船舶领域[1-2]。Mg为5083铝合金的主要强化元素，可与Al形成β相(Mg2Al3或Mg5Al8)。虽然β相的热处理强化效果不明显，但其数量和分布却对合金的腐蚀性能产生显著影响：若大量β相沿晶界连续分布，将严重恶化合金的耐腐蚀性能；反之，若β相数量减少且在晶界晶内弥散分布，则耐腐蚀性能会明显提升[3]。国内外已有许多专家研究了轧制变形量、稳定化退火温度和保温时间等因素对5083铝合金β相的析出及其对腐蚀性能和力学性能的影响[4-7]，却鲜有提及在板材的腐蚀性能已经不合格的情况下，应如何进行补救，以及退火冷却方式对船用5083-H116铝合金板材组织和性能的影响。因此，本课题利用实际大生产中发现的腐蚀性能不合格的板材，对其进行补充退火试验，以期提升该板材的耐腐蚀性能，同时保证其力学性能也满足ASTM B928标准的要求。

1 实验方法

1.1 实验材料

实验所用5083-H116铝合金板材试样厚度为12 mm，其化学成分如表1所示。实验之前，板材已经过了均热→加热→热轧→拉伸→退火等工艺过程，热轧终轧温度258 ℃，退火工艺为240 ℃3 h，随炉冷，该退火处理是为了去应力以保证板材的平直度。

表1 5083-H116铝合金板材化学成分(质量分数/%)Table 1 Chemical composition of 5083-H116 aluminum alloy plate(wt/%)

1.2 补充退火实验工艺

补充退火实验中，将已原退火的试样放入加热炉，分别随炉升温至240 ℃、270 ℃、300 ℃、保温3 h，保温结束后分别采用水冷、空冷和随炉冷方式冷却至室温，具体退火工艺如表2所示。

表2 补充退火工艺参数Table 2 Parameters of supplementary annealing process

1.3 检测方法

拉伸力学性能检测按ASTM B557标准取样及标定，在德国Zwick公司生产的Z100 THW型材料试验机上测试。晶间腐蚀性能检测按ASTM G67标准执行，剥落腐蚀检测按ASTM G66标准执行。

金相试样经研磨及机械抛光后在H3PO4与H2O体积比为4∶6的试剂中浸蚀60 s，随后在Zeiss Axio Vert.A1型倒置金相显微镜上观察。未补充退火的原板材试样采用Zeiss EV018型扫描电子显微镜(SEM)观察形貌，并用能谱仪进行成分分析(EDS)。

2 实验结果

2.1 腐蚀性能

腐蚀性能检测表明：原板材单位面积质量损失为33 mg/cm2(ASTM B928标准要求不大于15 mg/cm2)，剥落腐蚀等级为N级。补充退火后试样的腐蚀检测结果如表3及图1所示。在240 ℃补充退火，其耐腐蚀性能仍然很差，并且明显受到退火冷却方式的影响，冷却速度越慢，则晶间腐蚀结果越差。与原板材的晶间腐蚀结果对比，水冷时晶间腐蚀性能有所改善(质量损失为24 mg/cm2)，空冷的二者相当(质量损失为36 mg/cm2)，而随炉冷的晶间腐蚀性能降低(质量损失为46 mg/cm2)。剥落腐蚀结果为炉冷时最差，为PC级；水冷的次之，PA级；空冷的最好，为N级。当补充退火温度为270 ℃时，耐腐蚀性能明显改善，单位面积质量损失均大幅度降低，水冷与空冷的相当，质量损失为2 mg/cm2；炉冷的稍差，质量损失为3 mg/cm2。补充退火温度升至300 ℃时，耐腐蚀性能进一步提升，水冷与空冷的单位面积质量损失为1 mg/cm2；炉冷的稍差，为3 mg/cm2。270 ℃及300 ℃补充退火后的剥落腐蚀等级均为N级。

表3 补充退火后晶间及剥落腐蚀检测结果Table 3 Test results of intergranular and exfoliation corrosion after supplementary annealing

图1 补充退火温度及冷却方式对试样晶间腐蚀的影响Fig.1 Effect of supplementary annealing temperature and cooling mode on intergranular corrosion

2.2 力学性能

原板材的屈服强度(Rp0.2)为252 N/mm2，抗拉强度(Rm)356 N/mm2，伸长率(A)16.0%。补充退火后的力学性能如表4所示，240 ℃补充退火后屈服强度下降15 N/mm2～18 N/mm2，抗拉强度下降4 N/mm2，而伸长率稍有升高(0～1.5%)；270 ℃退火后的力学性能与240 ℃的相差不大，没有明显的下降，均满足5083-H116铝合金板材的力学性能要求；但300 ℃补充退火后屈服强度和抗拉强度明显下降，伸长率明显提高，达到了完全再结晶状态的性能。在上述三个温度下进行补充退火，其冷却方式对力学性能没有明显影响，水冷、空冷和炉冷的试样力学性能都相近。

表4 补充退火后力学性能检测结果Table 4 Test results of mechanical properties after supplementary annealing

2.3 显微组织

原板材的金相组织及第二相成分分别如图2和表5所示。可以看出，初退火之后板材还保留着明显的轧制组织，沿晶界析出了许多第二相，粗大的第二相应为Al6Mn相[8]，并溶解了一部分杂质Fe。较细小的应为β相[9]，其成分检测很大程度上受到了基体成分的影响。

图2 原板材的金相组织及SEM形貌Fig.2 Metallographic structure and SEM morphology of original plate

表5 图2中各点的EDS成分分析(质量分数/%)Table 5 EDS analysis of points in Fig.2(wt/%)

补充退火后板材的金相组织如图3所示。240 ℃补充退火后，板材的纤维组织依然很明显，退火水冷时大量β相未充分固溶到基体当中，但其分布较原板材组织中弥散一些；退火空冷时β相沿晶界聚集成链状，晶内β相减少；退火随炉冷时晶内β相进一步减少，继续沿晶界聚集、连接。270 ℃退火后，板材还保留着一定的纤维组织，但β相的数量大幅度降低；随着冷却速度的降低，β相有所增加。300 ℃退火后板材的轧制纤维组织已不明显，β相的数量进一步降低，只有部分粗大第二相未溶入基体之中；随着冷却速度的降低，β相稍有增加。

图3 不同补充退火温度及冷却方式试样的显微组织Fig.3 Microstructures of samples with different supplementary annealing temperatures and cooling methods

3 分析讨论

3.1 补充退火对5083铝合金板材显微组织的影响

由图4的Al-Mg二元相图可知[10]，w(Mg)=4.71%的铝合金固相线以上温度约大于510 K(≈237 ℃)，因而5083铝合金板240 ℃退火时只固溶了很少一部分β相，大部分β相还保留在基体上(图3)；随着冷却速度的降低(水冷→空冷→炉冷)，β相有充分的时间聚集，因此β相的分布逐步由弥散状向连续状转变。而270 ℃退火时，溶解度升高，完全进入了单相区，β相能充分固溶到基体之中，因此其数量大幅度降低。300 ℃退火时β相的数量进一步下降；而随着冷却速度的降低，β相在冷却过程中能再次析出，因此其数量有所增加。

由Al-Mg二元相图可知[10]，w(Mg)=4.71%的铝合金的熔点约为915 K(≈642 ℃)，开始再结晶温度按0.4T熔计算的话则约为257 ℃[11]。但5083铝合金中还添加了w(Mn)=0.69%的Mn元素和w(Cr)=0.10%的Cr元素，而Mn和Cr是强烈提高再结晶温度的元素[12-13]，且加热时合金还存在过热现象[14]，即加热温度需高于再结晶开始温度一定值后合金才开始发生再结晶。有研究表明，分别添加w(Mn)=0.6%和w(Cr)=0.25%的Al-4.9Mg合金，其开始再结晶温度约为265 ℃[15]，由此可知板材在240 ℃及270 ℃退火时还处于回复阶段，因此还保留着轧制时的纤维组织(图3)。而在300 ℃退火时则进入了再结晶阶段，所以消除了大部分的纤维组织。

图4 Al-Mg二元相图[10]Fig.4 Al-Mg binary phase diagram

3.2 补充退火对5083铝合金板材腐蚀和力学性能的影响

一般认为，第二相质点的存在不利于合金的耐腐蚀性能，因为第二相质点造成了合金组织的不均匀性，使合金中出现微电池现象[16-17]。第二相质点与基体组织构成了原电池中的两极，电极电势较高的相在微电池中做阴极，而电极电势较低的相作为阳极，这样在腐蚀介质中便构成了一个完整的微电池，使电化学腐蚀过程自动地进行，结果使合金遭受腐蚀破坏。第二相数量越多，即形成的微电池数量越多，它分布越不均匀，对合金耐蚀性的不利影响越大。此外，在铝合金中，若第二相质点成连续链状分布，则天然构成了一个“腐蚀通道”，使合金的腐蚀行为不断进行，大大加速了合金的腐蚀损失[9，18]。因此，在240 ℃退火时，由于基体上还分布着许多β相，所以其耐晶间腐蚀性能未得到提升，并且随着冷却速度的降低，β相的连续分布特征越来越明显，因而其晶间腐蚀性能随冷却速度的降低而明显恶化。而在270 ℃和300 ℃退火时，由于β相的数量大幅度降低，因而其耐晶间腐蚀性能有了明显的提升(表3及图1)，且晶间腐蚀性能随冷却速度的降低也没有明显恶化。但随着冷却速度的降低，板材内应力释放得越充分，水冷的试样内应力最大，随炉冷的试样几乎可完全消除内应力。而剥落腐蚀同时受到晶间腐蚀和内应力的影响，内应力越大，表面的氧化保护膜的结合力越差[17]。因此240 ℃退火时，剥落腐蚀并不像晶间腐蚀性能那样随冷却速度的降低而恶化，而是水冷时为PA级，空冷时为N级，随炉冷时为PC级。水冷及随炉冷时的剥落腐蚀性能较原板材(N级)的差。

另一方面，5083铝合金为热处理不可强化铝合金，退火时β相的数量、形态和分布对力学性能的影响不大，所以在一定的退火温度下，不同冷却方式的5083铝合金板的性能相近。热处理不可强化铝合金主要的强化方式为形变强化，退火后保留的原轧制纤维组织越多，即再结晶程度越低，其强度下降得越少。因此240 ℃和270 ℃退火后，板材还处于回复阶段，强度下降不多，且变化不大，但300 ℃退火的板材发生了再结晶，强度明显下降，伸长率明显上升(表4)。

4 结 论

1)240 ℃初退火的5083铝合金板材在240 ℃补充退火后，β相未能充分溶入基体中，而第二相数量越多，合金的耐腐蚀性能越差，板材的耐腐蚀性能未能得到明显改善；随着冷却速度的降低，β相的连续分布特征越明显，晶间腐蚀性能也随之恶化。

2)在270 ℃及300 ℃补充退火之后，β相大量溶入基体中，板材的耐腐蚀性能显著提升；随着冷却速度的降低，β相的数量稍有增加，因此晶间腐蚀性能稍有下降。

3)5083铝合金板材的力学性能与β相的数量及分布关系不大，而与再结晶过程进行的程度有关。240 ℃及270 ℃退火的板材未发生明显的再结晶，还保留轧制时的纤维状组织，因此强度下降不多，力学性能变化不大。而在300 ℃退火后板材发生了明显的再结晶，强度明显降低，伸长率明显上升。

4)270 ℃补充退火既能明显改善5083铝合金板材的耐腐蚀性能，又能保证板材的强度不明显下降，且随着冷却方式的变化其性能变化不大。结合实际大生产考虑，空冷最易于实现，因此船用5083铝合金板材的补充退火工艺制度确定为270 ℃3 h，保温结束后出炉空冷。