熱處理對電池托盤用6061 鋁合金組織與性能的影響

陳吉龍，程仁寨，張小剛，王兆斌，趙義生，趙 鑫

（山東南山鋁業股份有限公司，山東 煙臺 265700）

隨著全球能源供應日趨緊張，開發綠色環保材料是世界汽車輕量化工業的發展的重要趨勢。提高鋁合金在汽車制造中的用量是世界交通發展的共同目標，鋁合金型材用量隨著新能源汽車的推廣應用在不斷增大[1，2]。目前，各種鋁合金材料廣泛應用于擠壓型材生產加工，其中6061 鋁合金具有高強度、高沖擊韌性、淬火敏感性及易加工特性，同時，還具有優異的耐腐蝕性能，可加工成復雜截面型材、棒材、管材和線材，大量使用在汽車輕量化行業，尤其在乘用車的電池托盤[3，4]。

固溶處理的目的是盡量溶解合金在鑄造過程形成的粗大化合物相，獲得較高溶解度的過飽和固溶體。通常固溶淬火溫度低于非平衡共晶熔點，因此粗大化合物相難徹底溶解。為此，在不產生過燒的條件下，提高固溶溫度，并延長保溫時間，但這也會造成組織再結晶、晶粒長大，影響合金的力學性能,。合金低溫加高溫的雙級固溶處理可以有效減少再結晶的發生幾率，并充分溶解第二相顆粒，形成過飽和固溶體。在固溶過程中，合金中的位錯主要以胞狀組織與Taylor 晶格兩種低能組態分布。位錯的交滑移和攀移形成胞狀組織，而位錯的平面滑移形成Taylor晶格。這兩種位錯在熱力學上是自發過程，可以減小材料中的內應力，從而降低自由能。鋁合金屬于高能層錯金屬，位錯容易發生交滑移，因此位錯呈胞狀組織分布。對6061 鋁合金的力學性能和加工性能都有重要作用。

1 實驗材料與方法

實驗鑄錠采用半連續鑄造，鑄造過程中用精煉劑、氬氣對熔體進行精煉，添加Al-Ti-B 絲細化晶粒，鑄造溫度為740℃～750℃，鑄造速度為35mm/min ～40mm/min，鑄錠直徑為Φ400mm。其成分如表l 所列。熱處理試驗試樣均取自擠壓型材，試樣尺寸為Φ50mm×15mm。實驗在馬弗爐中進行，固溶淬火工藝為（480、500、520、540、560℃、580，3h），水冷后，時效制度選擇（180℃，8h）。

腐蝕劑為1%的HF 酸，腐蝕時間為20s。金相顯微組織觀察樣品經初磨、細磨、機械拋光后，經腐蝕劑腐蝕，在光學金相顯微鏡（OM）、掃描電子顯微鏡（SEM）和透射電鏡（TEM）觀察合金的第二相形貌、種類和分布，采用EMAX 能譜分析儀（EDS）分析合金的微區和第二相化學成分。

2 實驗結果與分析

2.1 合金的拉伸性能

圖1 不同固溶溫度的合金拉伸力學性能

圖1 為不同固溶溫度的6061 鋁合金拉伸力學性能。當固溶溫度為480℃時，合金的抗拉強度為325MPa。經500℃固溶后，合金相比經460℃固溶合金的抗拉強度略微有提高，即增加至331MPa。而經520℃、540℃固溶合金相比經480 和500℃合金的抗拉強度明顯提高，分別為344MPa、351MPa。隨著固溶溫度的繼續升高，合金強度上升趨勢平緩，經560℃固溶合金抗拉強度為355MPa。當固溶溫度繼續上升，合金抗拉強度呈下降趨勢，經580℃固溶事，合金抗拉強度為347MPa。綜上所述可知，當固溶溫度越高時，合金的過飽和固溶度越高，但同時晶粒尺寸也越大，合金時效后的力學性能差異歸根結底與顯微組織有關，也是晶粒尺寸、析出相共同作用的結果，晶粒尺寸越細小均勻、析出相總量越多、析出相越均勻彌散，材料的強度越高。

2.2 合金的耐腐蝕性能

圖2 固溶溫度對晶間腐蝕形貌的影響

圖2 為6061 鋁合金腐蝕后的SEM 形貌圖，在固溶溫度580℃時，合金表面上出現腐蝕的位置較少，只有少量顆粒狀的腐蝕物出現，試樣表面形貌發生了變化。零星的腐蝕坑處出現一些明顯的晶粒和亞晶粒的特征。因為合金腐蝕常沿著組織的晶界和亞晶界擴展，從而顯示出表面組織形貌。固溶溫度540℃時，合金表面腐蝕深度不斷增加，腐蝕物明顯增多變大，由顆粒狀的腐蝕物轉變為塊狀，合金表面出現較深的腐蝕坑。固溶溫度480℃時，合金表面腐蝕深度最為嚴重，完全成坑蝕形貌，多數腐蝕坑較深，有縱向延伸的現象。

圖3 合金表面腐蝕產物的X 射線衍射圖

圖4 不同固溶溫度處理的合金SEM 像

圖4 為不同固溶溫度的6061 鋁合金SEM 組織形貌。隨著固溶溫度的升高，合金中未溶第二相呈現下降的趨勢，當固溶溫度為480℃時，合金中存在大量第二相粒子，呈鏈狀分布（見圖5（a））。能譜分析結果表明：白色的第二相粒子為AlFeMnSi 相；黑灰色的第二相粒子為Mg2Si 相[1，2]。當固溶溫度為540℃時，合金中黑灰色Mg2Si 相粒子多數已經溶入鋁基體，數量明顯減少，而白色AlFeMnSi 相粒子屬于熱穩定性能好的難溶相，溫度升高，但數量變化不大，（見如圖5（b））。

圖5 不同固溶溫度處理的合金TEM 像

圖5 為不同固溶溫度的6061 鋁合金TEM 組織形貌。固溶溫度較低時，合金沒有出現再結晶現象，合金組織上產生大量尺寸為1μm ～3μm 亞晶；隨著固溶溫度升高至500℃時，組織上出現許多彌散粒子，呈球狀或橢球狀，其尺寸差別較大，還有少量亞晶粒略有長大，約2μm ～5μm（見圖5（b））。固溶溫度繼續升高，一些彌散粒子Al6MnSi 相分布于（亞）晶界，起到阻礙晶界遷移的作用，可有效地抑制再結晶及晶粒長大，當固溶溫度達到540℃以上，合金逐漸產生大量再結晶組織。晶粒內和晶界上都有細小的第二相顆粒析出，且多呈連續分布狀態,如圖5（d）、（e）和（f）所示，另外，組織上出現無沉淀析出區（Precipitates free zone，PFZ），在晶界附近。固溶溫度越低，PFZ 越明顯。固溶溫度為480℃、500℃時，合金組織內可以明顯看到PFZ，這是因為合金晶界上易析出的Mg2Si 粒子相，導致晶界附近Mg 和Si 原子濃度低于鋁基體，存在濃度梯度，沉淀強化相無法形核，不能在晶界組織附近析出Mg2Si 粒子相，導致無沉淀析出帶的形成。固溶溫度降低，晶界附近空位濃度也隨之降低，濃度梯度則越高，因此，無沉淀析出帶更寬。

3 分析與討論

6061 鋁合金力學性能主要取決于，時效過程中組織內沉淀強化相Mg2Si 相和AlFeMnSi 相的數量和分布情況[1，3，8]。隨著固溶溫度的增高，Mg2Si 相和Al6MnSi 相溶解至鋁基體越充分，形成過飽和固溶體，時效析出沉淀強化相的數量越多，彌散分布在鋁基體上，提高沉淀強化相的形核率[1，3]。如圖6（a）、（b）、（c）和（d）所示，隨著固溶溫度的增高，二次相的尺寸更小、密度更高，Mg2Si 相和AlFeMnSi 相溶解的數量明顯增加，有利于提高合金力學性能。當固溶溫度繼續升高至540℃以上時，鋁基體開始出現嚴重的再結晶現象，Mg2Si 相和AlFeMnSi 相彌散粒子釘扎晶界困難，晶粒明顯粗大，并且溶解程度減小，導致合金性能下降，固溶溫度上升越多，性能下降越明顯。

時效后合金晶界上析出的Mg2Si 相，相對于周圍的PFZ 或基體為陽極相，6061 鋁合金在腐蝕過程中，組織中的PFZ 和鋁基體易形成微電池，在腐蝕介質中會優先被侵蝕，導致腐蝕沿著晶界擴展而形成晶間腐蝕。固溶溫度影響時效后Mg2Si 相和AlFeMnSi 相粒子析出數量及分布情況，導致晶間腐蝕性能變化。隨著固溶溫度的升高，合金組織有較多的亞晶界和晶界，PFZ 越來越窄至消失，晶間腐蝕減小。固溶溫度在540℃以上時，合金出現再結晶現象，組織中的亞晶界逐漸消失，晶界數量隨之減少，腐蝕的區域也相應減少。

4 結論

（1）隨固溶溫度升高，6061 鋁合金型材力學性能呈現出先上升后下降的趨勢，540℃時，合金的性能最好，而耐腐蝕性能逐漸增強。

（2）6061 鋁合金組織在固溶溫度為480℃～540℃時，合金組織都有明顯細化，析出大量二次相，540℃以上，合金出現再結晶現象，晶粒粗化。

（3）6061 鋁合時效后組織出現PFZ 和鋁基體易形成微電池，腐蝕溶液會優先被侵蝕，形成晶間腐蝕，隨著固溶溫度的增高，PFZ 變窄至消失，減小合金腐蝕。