雙級時效制度對6156鋁合金組織和性能的影響

張海鋒，鄭子樵，鐘 申，羅先甫，鐘 警

(中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083)

雙級時效制度對6156鋁合金組織和性能的影響

張海鋒，鄭子樵，鐘 申，羅先甫，鐘 警

(中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083)

采用拉伸力學性能測試、電導率測定、晶間腐蝕實驗及透射電鏡分析等手段研究雙級時效處理條件下6156鋁合金的力學性能、電導率、晶間腐蝕和顯微組織結構，采用正交實驗優化雙級時效工藝。結果表明：在本研究范圍內，6156鋁合金雙級時效的四因素中第一級時效制度對合金的力學性能和電導率影響不大，第二級時效溫度和時間是影響合金最終性能的主要因素。對于6156鋁合金，最佳雙級時效工藝為(175 ℃，6 h)+(210 ℃，5 h)，相對于 T6態，合金強度稍有降低，電導率上升，腐蝕類型也由晶間腐蝕轉變為點蝕，腐蝕深度明顯變淺。電鏡觀察結果表明：雙級時效處理后，晶內析出大量的Q′相，晶界析出相球化且析出相之間的間距增大，呈斷續分布，無沉淀析出帶(PFZ)變寬，這種微觀結構能有效提高6156合金的電導率和腐蝕性能，同時使合金具有較高的強度。

6156鋁合金；雙級時效；力學性能；電導率；晶間腐蝕；微觀組織

2×××系(Al-Cu-Mg)鋁合金具有密度低、強度高、耐損傷、加工性能好等綜合性能，長期以來被廣泛應用于航天、航空工業及民用工業等領域。尤其是在航空工業中有著十分重要的地位，是航空工業主要結構材料之一[1-4]。然而，隨著航空、航天事業突飛猛進的發展，現有的材料已難以滿足具有低密度、高強、高韌、耐熱、耐損傷、耐蝕、可焊、易成形等綜合性能的要求。因此，需要不斷開發綜合性能優異的新型合金。

部分6×××系(Al-Mg-Si)鋁合金具有中等強度、良好的焊接性和耐蝕性等優點，在航空航天等領域亦獲及應用[5-8]。特別是近年來，通過向6×××系Al-Mg-Si合金中加入少量Cu或向2×××系Al-Cu-Mg合金中加入少量Si來改善合金的性能，進而開發出多種新型耐蝕、可焊的Al-Mg-Si-Cu系列合金。如由美國鋁業公司(Alcoa)研制并于 1983年在美國鋁業協會注冊命名的6013合金強度高、可焊接、抗腐蝕、抗疲勞、斷裂韌性好，具有良好的綜合性能，受到航空部門的青睞，已用作美國海軍新型反潛 P-7A戰斗巡邏飛機機身蒙皮。法國Pechincy公司研制開發的6056合金，該材料集低密度、耐腐蝕、易成形及可焊接性能良好于一體，強度也提高到了接近2024合金的水平，適合替代2024合金制造飛機蒙皮及其他有腐蝕及強度要求且形狀復雜的薄壁零件。同時，Pechincy公司針對6056合金在 T6狀態下使用時的晶間腐蝕傾向性而開發出了改善其耐蝕性能的T78熱處理工藝。采用該熱處理制度，在輕微降低強度的前提下，能顯著改善其抗晶間腐蝕性能[9-10]。目前，6056合金薄板及型材(桁條)通過激光束焊接裝配成整體式壁板，取代鉚接壁板，已用于A318、A380下機身壁板[11-12]。

隨后，法國Pechincy公司又于2003年在美國鋁業協會注冊了6056合金的改進型合金6156，該合金除保持原有6056合金的優良性能之外，進一步提高了耐損傷性能，將在下一代A380新機型上使用[13]。目前，有關 6156鋁合金性能的研究報道甚少，且Pechincy公司開發出的以改善合金耐蝕性能的T78熱處理制度仍未公開。鑒于此，本文作者以6156合金為實驗材料，按正交實驗方法研究雙級時效的4個工藝參數分別對6156合金的力學性能、電導率、晶間腐蝕和微觀組織與時效析出相分布的影響，確定合金最優目標工藝，以期完善6156鋁合金的性能評價，并為該合金在我國未來航空工業的應用提供依據。

1 實驗

試驗用料為國外公司提供的厚度為 3.64 mm 的工業規格6156-T4態合金板材，其化學成分如表1所列。時效處理在精密實驗室烤箱中進行，控溫精度為±0.2 ℃。針對雙級時效工藝的4個主要因素(第一級時效溫度 θ1和時間t1，第二級時效溫度θ2和時間 t2)設計了 L9(34)正交試驗方案。然后，對實驗結果進行極差分析，以確定最佳處理工藝。在正交試驗的基礎上，對工藝進行了優化，選取了不同二級時效溫度，繪制時效曲線，以確定最佳雙級時效工藝。

表1 試驗合金的化學成分Table 1 Chemical composition of 6156 aluminum alloy(mass fraction, %)

常溫力學性能試驗在 MTS-810型材料試驗機上進行，拉伸速率為2 mm/min，所有樣品都平行軋向截取。相對電導率測試按GT/T 12966—2008規定在7501型渦流電導儀上進行。晶間腐蝕按照標準ASTM G110進行，腐蝕介質采用57 g/L NaCl+10 mL/L H2O2溶液，腐蝕介質體積與腐蝕面面積之比為20 mL/cm2，實驗溫度恒定為(30±3) ℃。將試樣在溶液中浸泡24 h，取出后，在垂直材料主變形方向的一端切去 5 mm，其斷面按金相試樣制備方法磨制和拋光，不經浸蝕于Leica DMILM金相顯微鏡上放大200倍觀察腐蝕形貌及深度。透射電鏡觀察試樣經打磨和雙噴電解減薄制取，電解溶液為1/4硝酸和3/4甲醇混合溶液(體積分數)，采用液氮冷卻到-30 ℃以下，工作電壓為15～20 V，電流控制在 80～95 mA。電鏡觀察在 TecnaiG220透射電鏡上進行，加速電壓為200 kV。

2 實驗結果

2.1 正交實驗結果

表2所列為正交試驗方案及結果。6156合金單級峰時效(190 ℃，4 h)處理后合金的抗拉強度(σb)、屈服強度(σ0.2)、伸長率(δ)和電導率(γ)分別為 374 MPa、348 MPa、14.7%和42.5%(IACS)。與單級峰時效狀態下合金的性能相比較，經正交試驗點1、6和8雙級時效處理后合金的抗拉強度和屈服強度仍較高，與單級峰時效后的強度基本相同，電導率并沒有明顯改變，這 3個試驗點第二級時效溫度均為195 ℃，隨著第二級時效時間的延長，抗拉強度和屈服強度略有下降，電導率略有上升。經正交試驗點2和9雙級時效處理后合金抗拉強度、屈服強度和電導率變化比較明顯，尤其是試驗點2強度損失7%，電導率上升0.8%(IACS)，這兩個試驗點第二級時效溫度均為210 ℃。試驗點4第二級時效溫度也為210 ℃，但由于第二級時效時間較長，強度損失近40MPa，與第二級時效溫度為225 ℃時效后的合金強度相當。

2.2 正交實驗極差分析

對正交實驗結果進行極差分析，計算出每一因素和水平下相應的力學性能和電導率的平均值，進而確定目標工藝和對性能影響程度的順序。極差分析結果見表3。

表2 正交試驗方案與結果Table 2 Orthogonal test design and results

表3 正交試驗極差分析結果Table 3 Range analysis results of orthogonal test

由極差分析結果可以看出，第二級時效溫度和時間是影響合金力學性能和電導率的兩個主要因素，明顯高于第一級時效溫度和時間的影響。隨著二級時效溫度從 195 ℃升高至 225 ℃，合金抗拉強度降低達54.1 MPa，電導率升高2.4%( IACS)；隨著一級時效溫度從165 ℃升高至185 ℃，時間從3 h延長至9 h，合金抗拉強度和電導率只有略微變化。總體來看，第二級時效溫度對合金性能影響最大，第二級時效時間次之；采用雙級時效合金的電導率相對于單級峰時效均有不同程度提高。

2.3 雙級時效工藝優化

為進一步考察第二級時效溫度和時間對合金性能的影響，優化合金的第二級時效制度，選定第一級時效制度為175 ℃、6 h。這樣滿足了合金具有較高強度的要求，同時時效溫度也不是很高，時間不是很長，既節約了能量，又提高了效率，更具有實際意義。選定195、210和225 ℃為第二級時效溫度，測試了合金(175℃，6 h)+(195 ℃，x h)、(175 ℃，6 h)+(210 ℃，x h)和(175 ℃，6 h)+(225 ℃，x h)的力學性能和電導率曲線，從而進一步優化二級時效溫度和時間，見圖 1所示。

根據表3和圖1可知，第二級時效溫度為195 ℃時，合金各項性能與單級峰時效相比，沒有發生明顯變化；第二級時效溫度為225 ℃時，雖然合金電導率明顯上升，但強度大幅下降，故這兩個溫度均不適合作為該合金的二級時效溫度。相比之下，當二級時效溫度為210 ℃時，隨時效時間的延長，合金強度緩慢降低，電導率提高也較明顯；尤其是直到時效5 h之前，合金強度仍保持在350 MPa以上，電導率明顯提高，表明最佳二級時效溫度應為210 ℃，時間應制在4～5 h。

2.4 雙級時效制度對合金晶間腐蝕的影響

圖1 不同二級時效處理條件下合金的力學性能和電導率Fig. 1 Tensile properties and electrical conductivity of alloy after different second aging treatments: (a) (175 ℃, 6 h)+(195 ℃, x h);(b) (175 ℃, 6 h)+(210 ℃, x h); (c) 175 ℃, 6 h)+(225 ℃, x h); (d) Electrical conductivity

圖2所示為6156鋁合金T6(190 ℃，4 h)態及優化后的雙級時效(175 ℃，6 h)+(210 ℃，5 h)態的晶間腐蝕形貌。從圖2(a)可以看出，該合金經T6態處理后，發生較嚴重的晶間腐蝕，表層晶粒之間相互脫離，有些晶粒甚至發生脫落；經測量，平均腐蝕深度約為80.29 μm，其中，最大腐蝕深度達到了121.60 μm。由圖2(b)可以看出，經雙級時效(175 ℃，6 h)+(210 ℃，5 h)處理后，合金晶間腐蝕敏感性大幅度降低，腐蝕形貌呈現輕微點蝕，腐蝕深度明顯減小，平均腐蝕深度只有28.42 μm，最大腐蝕深度也僅為46.58 μm。由以上實驗結果可知，經優化后的雙級時效工藝基本達到了設計目標要求，可以作為6156鋁合金的T78時效工藝制度。

圖2 不同熱處理條件下6156鋁合金的晶間腐蝕形貌Fig. 2 Intergranular corrosion micrographs of 6156 Al alloy after different heat treatments: (a) 190 ℃, 4 h ; (b) (175 ℃,6 h)+(210 ℃, 5 h)

2.5 雙級時效制度對合金顯微組織的影響

圖3和 4所示分別為峰時效和雙級時效狀態下6156鋁合金的顯微組織。從圖3(a)可以明顯看出，T6峰時效樣品晶內分布兩種不同類型的析出相：一種是大量且細小彌散分布的針狀析出相，其橫截面為圓形，長度接近50 μm，與基體產生應變襯度，相應的衍射花樣上(圖 3(b))，除了基體斑點之外，還可以觀察到沿α〉〈001方向的十字形芒線狀花樣，這兩個典型特征表明此時觀察到的是β″(Mg5Si6)相[14-15]；另外，圖3(a)中還有很少的針狀相長度明顯大于50 μm，但還沒有達到 β′相的長度(接近 500 μm)，有可能是 β″相向 β′相或β″向Q′相轉化過程中的過渡相，U(U1(MgAl2Si2)或U2(MgAlSi))[14]。另一種少量的析出相為Q′(Al4CuMg6Si6)相[16]，其橫截面為長方形，實際上是沿基體的[100]和[010]方向相互垂直分布的板條狀相。晶界(圖3(c))兩側出現較窄的無沉淀析出帶，能觀察到少量細小連續分布的析出相Q(Al4Cu2Mg8Si7)相[17]。

圖3 6156合金經過190 ℃，4 h峰時效處理后的顯微組織Fig. 3 Microstructures of 6156 Al alloy after (190 ℃, 4 h)peak aging treatment: (a) Precipitation phases in matrix; (b)SAED of matrix (〉〈001 axis); (c) Precipitation phase on grain boundaries

圖4 6156合金經過(175 ℃, 6 h)+(210 ℃, 5 h)雙級時效處理后的顯微組織Fig. 4 Microstructure of 6156 alloy after (175 ℃, 6 h)+(210℃, 5 h) two-step aging treatment: (a) Precipitation phases in matrix; (b) SAED of matrix (〉〈001 axis); (c) Precipitation phase on grain boundaries

從圖4(a)可以看出，相對于T6態，雙級時效態樣品晶內析出相尺寸有所增大，密度有所減小；其中，析出相中主要為粗大的板條狀 Q′相和少量較細小的針狀相，但此時觀察到的針狀相較單級峰時效狀態下橫截面積有所增大，長度大部分也都超過100 μm，而晶界析出相明顯粗大呈斷續分布，PFZ較明顯。而晶界(圖 4(c))析出相由峰時效態連續的細長鏈狀分布逐漸團聚成斷續分布的粗大相，且尺寸和間距明顯增大。

3 討論與分析

時效硬化型鋁合金的強度主要取決于晶內析出相的性質、形貌及數量。要使合金獲得較高強度，要求晶內析出數量多而且與基體存在較大的共格畸變析出相，從而對位錯滑移產生高的阻力。對于Al-Mg-Si-Cu合金，一般認為其析出序列如下[16-17]

當 w(Cu)＜0.25%時：α過飽和固溶體→GP區→β″(Mg5Si6) →β′(Mg9Si5)→β(Mg2Si)；

當 w(Cu)＞2.5%時：α過飽和固溶體→GP區→β″(Mg5Si6) →Q′(Al4CuMg6Si6)→Q(Al4Cu2Mg8Si7)；

當 Cu含量居中時，或者受固溶度、合金成分、熱處理制度及淬火速率等因素影響，這兩個過程可能同時發生。

大量研究結果表明，6×××合金在單級峰時效狀態下晶內析出大量細小彌散的針狀相β″，使合金達到最大強度。本研究中6156合金經單級峰時效處理后，晶內同樣析出大量的 β″相，除此之外，還有少量的 Q′相析出，這兩種析出相均勻分布于合金基體中，對位錯滑動起到釘扎阻礙作用，使合金達到最大強度。該合金經優化出的雙級時效制度處理后，晶內析出的β″相粗化，部分β″相可能轉化為β′相或者Q′相的過渡相U(U1(MgAl2Si2)或 U2(MgAlSi))，同時板條狀 Q′相的數目明顯增多，這兩種析出相就大小尺寸來說，雖然較β″相有所粗大，但仍然很細小，有些只是在結構方面發生了一些微小變化，并沒有改變其對材料的強化作用。所以，經雙級時效處理后，合金強度較單級峰時效狀態只有輕微下降。

晶間腐蝕是鋁合金主要的局部腐蝕類型之一，往往會導致結構件額突然斷裂，材料強度、塑性和疲勞性能大幅度下降。因此，研究鋁合金晶間腐蝕和剝落腐蝕感性對于材料的安全使用具有重要的指導意義。晶間腐蝕敏感性主要取決于晶界析出特征，晶界由于具有高的界面能，成為短路擴散通道和擇優形核位置，不僅在固溶處理時易形成元素偏析，而且在時效時，晶界附近的溶質原子也易向晶界擴散。合金晶界處第二相沿晶界析出，并在晶界鄰近區域形成溶質元素的貧化帶(無沉淀帶)，使晶界析出相、無沉淀帶及晶粒本體具有不同的電極電位主要原因。要獲得良好的晶間腐蝕抗力，通常需要晶界析出相盡可能呈大間距斷續分布，以切斷晶界連續腐蝕通道。目前，已經提出了3種主要的晶間腐蝕理論：1) 陽極性的晶界構成物與晶格本體產生的腐蝕電位差異形成電偶腐蝕，進而導致晶間腐蝕；2) 晶界構成物與晶格的擊穿電位差異導致晶間腐蝕；3) 晶界沉淀相的溶解形成侵蝕性更強的閉塞區環境，導致連續的晶間腐蝕[18-19]。

6156合金T6峰時效狀態下，其晶界連續析出Q相和β相，在晶界附近造成溶質貧乏區。純Al和純Cu的標準電位分別為-1.662 V和0.342 V，晶界附近的無沉淀析出帶(PFZ)是貧Cu、貧Si區，其電位比基體的負，通常作為陽極，優先發生陽極溶解。由于銅、硅含量高，Q相粒子相比于PFZ具有更高的電位，通常作為陰極，PFZ與Q相及基體之間的電位差較大，三者構成多電極體系，導致合金具有較大的晶間腐蝕敏感性。在雙級時效狀態下晶內析出相類型與峰時效相同，沿晶界處也有溶質貧乏區，其腐蝕機理與峰時效狀態相似，不同的是晶內析出大量粗大的Q′相，β″相也經粗化發生了轉變，晶界處PFZ也相對較寬。Q′相粒子和 β″相的繼續析出及粗化，會消耗大量的 Si和 Cu等溶質原子，這些溶質原子具有較高的電位，它們的減少直接導致合金基體腐蝕電位的降低，所以，雖然此時晶界無沉淀帶比較寬，但是基體與PFZ的電位差較小，PFZ陽極溶解的電化學動力減小，合金的抗晶間腐蝕能力提高[20]。

4 結論

1) 根據正交實驗結果，確定6156鋁合金的最佳雙級工藝為(175 ℃, 6 h)+(210 ℃, 5 h)。在此條件下，合金的抗拉強度、屈服強度、伸長率和電導率分別為350.2 MPa、327.1 MPa、12.5%和43.8IACS%。

2) 在雙級時效的4個因素中，第一級時效溫度和時間對合金率升高的貢獻不明顯，第二級時效溫度和時間是決定合金最終抗拉強度、電導率和抗晶間腐蝕性能的關鍵因素。

3) 6156合金 T6峰時效晶界析出物細小連續分布，晶間腐蝕較嚴重。經雙級時效處理后晶內析出大量的 Q′相，晶界析出相球化且析出相之間的間距增大，呈斷續分布，PFZ變寬，抗腐蝕能力增強。

REFERENCES

[1] FENG C, LIU Z Y, NING A L, ZENG S M. Effect of low temperature aging on microstructure and mechanical properties of super-high strength aluminum alloy[J]. Journal of Central South University of Technology, 2006, 13(5): 461-467.

[2] 劉志義, 李云濤, 劉延斌, 夏卿坤. Al-Cu-Mg-Ag合金析出相的研究進展[J]. 中國有色金屬學報, 2007, 17(12): 1905-1915.LIU Zhi-yi, LI Yun-tao, LIU Yan-bin, XIA Qin-kun.Development of Al-Cu-Mg-Ag alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2007, 17(12): 1905-1915.

[3] 李云濤, 劉志義, 夏卿坤, 余日成. Er在Al-Cu-Mg-Ag合金中的存在形式及其均勻化工藝[J]. 中南大學學報: 自然科學版,2006, 37(6): 1043-1047.LI Yun-tao, LIU Zhi-yi, XIA Qing-kun, YU Ri-cheng.Homogenizing process and form of Er in AI-Cu-Mg-Ag alloy[J].Journal of Central South University: Science and Technology,2006, 37(6): 1043-1047.

[4] 王昌臻, 潘清林, 何運斌, 鄒 亮, 尹志明, 聶 波, 何振波.2124鋁合金熱軋厚板的熱處理制度[J]. 中南大學學報: 自然科學版, 2007, 38(3): 386-393.WANG Chang-zhen, PAN Qing-lin, HE Yun-bin, ZOU Liang,YIN Zhi-min, NIE Bo, HE Zhen-bo. Heat treatment of thick hot-rolled plate of 2124 alloy[J]. Journal of Central South University: Science and Technology, 2007, 38(3): 386-393.

[5] MILLER W S, ZHUANG L, BOTTEMA J, WITTEBROOD A J,SMET P D, HASZLER A, VIEREGGE A. Recent development in aluminium alloys for the automotive industry[J]. Material Science and Engineering A, 2000, 280(3): 37-49.

[6] MASAMI S. A Japanese perspective on the use of aluminum alloys in the automotive sector[J]. Materials Science Forum,2006, 519/521: 11-14.

[7] ZHANG X H, SU G C, JU C W, WANG W C, YAN W L. Effect of modif i cation treatment on the microstructure and mechanical properties of Al-0.35%Mg-7.0%Si cast alloy[J]. Materials and Design, 2010, 31: 4408-4413.

[8] CAYRON C, BUFFAT P A. Transmission electron microscopy study of the β′ phase (Al-Mg-Si alloys) and QC phase(Al-Cu-Mg-Si alloys): Ordering mechanism and crystallographic structure[J]. Acta Materialia, 2000, 48(10): 2639-2653.

[9] DIF R, BECHET D, WARNER T, RIBES H. 6056 T78: A corrosion resistant copper-rich 6xxx alloy for aerospace applications[C]//SATO T, KUMAI A, KOBAYASHI T,MURAKAMI Y. Proceedings of the 6th International Conference on Aluminum Alloys(ICAA6). Tokyo: Japan Institute of Light Metals, 1998: 1991-1996.

[10] WILLIAMS J C, STARKE E A. Progress in structural materials for aerospace systems[J]. Acta Materialia, 2003, 51(19):5775-5799.

[11] EBERL F, MAUSSION J. Monolithic and bi-functional extruded structural element: USA, 2006/0118213[P]. 2006-06-08.

[12] WANHILL R J H, PLATENKAMP D J, HATTENBERG T,BOSCH A F, HAAN P H. Glare teardowns from the MegaLiner Barrel(MLB) fatigue test[C]//BOS M J. Proceedings of the 25th symposium of the International Conference on Aluminum International Committee on Aeronautical Fatigue(ICAF). Berlin:Springer, 2009: 143-168.

[13] LEQUEU P, WARNER T, HARRISON P S, PLATTS G.Advanced metallic wing solutions for future aircraft: an illustration of the power of integrated product teams[C]//AeroMat: 25 Years of Aerospace Evolution: Materials, Design,Manufacturing, Certification. Ohio: AMS International Publications, 2007: 25-28.

[14] VISSERS R, HUIS M A, JANSEN J, ZANDBERGEN H W,MARIOARA C D, ANDERSEN S J. The crystal structure of the β′ phase in Al-Mg-Si alloys[J]. Acta Materialia, 2007, 55(11):3815-3823.

[15] YASSAR R S, FIELD D P, WEILAND H. The effect of predeformation on the β″ and β′ precipitates and the role of Q′phase in an Al-Mg-Si alloys: AA6022[J]. Scripta Materialia,2005, 53(3): 299-303.

[16] ESKIN D G. Decomposition of supersaturated solid solutions in Al-Cu-Mg-Si alloys[J]. Journal of Materials Science, 2003, 38(2):279-290.

[17] DIF R, BES B, WARNER T, LEQUEU P, RIBES H,LASSINCE P. Recent developments in AA6056 aluminum alloy used for aerospace[C]//Advances in the Metallurgy of Aluminum Alloys. Ohio: AMS International Publications, 2001: 390-397.

[18] BUCHHEIT P G, MORGAN J P, STONER G E. Electrochemical behavior of the T1(Al2CuLi) inter metallic compound and its role in localized corrosion of Al-2%Li-3%Cu alloys[J]. Corrosion,1994, 50(2): 120-130.

[19] BUCHHEIT P G, WALL F D, STONER G E. Anodic dissolution-based mechanism for the rapid cracking, preexposure phenomenon demonstrated by Al-Li-Cu alloys[J]. Corrosion,1995, 15(6): 417-428.

[20] TANAKA M, WARNER T. T6 and T78 tempers of AA6056 alloy: A quantitative TEM study[J]. Materials Science Forum,2000, 331/337: 983-988.

Effects of two-step aging treatment on microstructure and properties of 6156 aluminum alloy

ZHANG Hai-feng, ZHENG Zi-qiao, ZHONG Shen, LUO Xian-fu, ZHONG Jing
(School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

The effects of two-step aging treatment on the mechanical properties, electrical conductivity, intergranular corrosion and microstructure of 6156 aluminum alloy were investigated by means of tensile, conductivity measurement,intergranular corrosion experiments and transmission electron microscopy (TEM). The orthogonal test results show that the pre-aging has no obvious effect on the mechanical properties and electrical conductivity, and the second step aging temperature and time are the key factors in double aging parameters, which mainly decide the final properties of 6156 alloy. Under the optimum two-step aging treatment of (175 ℃, 6 h)+(210 ℃, 5 h), the ultimate strength decreases slightly and the electrical conductivity increases. The mode of corrosion changes from intergranular corrosion to pitting corrosion while the corrosion depth decreases obviously. The TEM observation results show that after two-step aging treatment,there are plenty of Q′ precipitates in matrix, and the coarse and isolate precipitates present in grain boundaries and the PFZ is broaden, which contribute to improve the electrical conductivity and corrosion resistance while the tensile strength decreases a little.

6156 aluminum alloy; two-step aging; mechanical properties; electrical conductivity; intergranular corrosion;microstructure

TG146.2

A

1004-0609(2012)04-1025-08

國家重點基礎研究發展計劃資助項目(2005CB623705)

2010-05-13；

2011-07-26

鄭子樵，教授；電話：0731-88830270；E-mail: s-maloy@csu.edu.cn

(編輯 李艷紅)