張鑫明，聶祚仁，黃 暉，文勝平，高坤元

(1．北京工業(yè)大學 材料科學與工程學院，北京 100124；2．東風商用車技術中心 工藝研究所，武漢 430056)

變形鋁合金中的Al-Mg系合金具有中等強度、良好的耐蝕性、加工成形性與焊接性，廣泛應用于航空、船舶、汽車等領域。由于熱處理不可強化，傳統(tǒng)的Al-Mg系合金主要通過固溶強化、形變強化、細晶強化來獲得較高的強度，現(xiàn)在廣泛使用的5083合金(鎂含量 4.0%～5.0%，質量分數(shù)，下同)就是代表。5083合金雖具有較好的耐蝕性，但強度卻并不高。前蘇聯(lián)開發(fā)的5A06合金(鎂含量 5.8%～6.8%)由于鎂含量較高，固溶強化效果增強，比5083合金具有更高的強度。鎂含量增加雖可提高Al-Mg系合金的強度，但鎂添加量超過 7%，隨鎂含量繼續(xù)增加，鋁合金強度增加緩慢，而且鎂含量較高(大于3%)的鋁合金中，過飽和的鎂在室溫或較高溫度會以β相的形式從基體晶界析出并逐漸連續(xù)，最終使鋁合金對晶間腐蝕和應力腐蝕敏感[1-2]。鎂含量較高的Al-Mg系合金也可通過冷變形獲得較好的強化效果，但這種強化作用并不穩(wěn)定，不經(jīng)最終的穩(wěn)定化退火，在室溫長時間使用會發(fā)生時效軟化[3]。對高鎂含量鋁合金而言，最終的穩(wěn)定化退火非常必要，通過穩(wěn)定化退火獲得良好的基體組織及β相的較理想分布，可使高鎂含量鋁合金具有穩(wěn)定的力學性能和良好的腐蝕性能，并且在較長時間的使用過程中不發(fā)生退化。

鎂含量和冷變形量各自增加到一定程度帶來的不良后果制約著Al-Mg系合金通過固溶強化和形變強化來獲得較高的強度。微合金化是提高Al-Mg系合金強度的另一種有效手段。21世紀初，研究人員發(fā)現(xiàn)稀土元素Er加入Al-Mg系合金具有類似Sc一樣細化晶粒、提高熱穩(wěn)定性、在不降低鋁合金塑性的前提下提高強度以及阻礙回復、再結晶過程從而提高再結晶溫度等積極作用[4-7]。Er的價格僅約為Sc的百分之一，具有商業(yè)應用價值。5E06(含Er 5A06)合金就是在5A06合金的基礎上通過添加適量Er、Zr進行微合金化而形成的一種新型鋁合金。已有研究指出[8]，在Al-Mg系合金熱軋板中添加Er、Zr進行微合金化不會顯著影響合金的腐蝕性能，而主合金元素鎂的含量、存在形式以及熱處理工藝仍是影響合金耐蝕性的主要因素。但至今未見國內外針對5E06體系中冷變形及穩(wěn)定化退火對合金晶間腐蝕性能影響規(guī)律的系統(tǒng)研究。

目前對Al-Mg系合金晶間腐蝕性能評定的方法主要有兩種：國外按ASTM G67-04[9]測質量損失，這種方法可以得到定量的數(shù)據(jù)，檢測β相也比較靈敏，但對試驗條件要求比較嚴格；而國內一般按國標 GB/T 7998—2005[10]測量最大腐蝕深度，主要利用腐蝕電化學原理，通過氯離子去極化而加速腐蝕，這種方法偏定性，但比較直觀。本文作者對晶間腐蝕的評定采用后一種方法，同時采用敏化試驗對高鎂含量Al-Mg系合金的長期晶間腐蝕性能進行分析評價。敏化就是在Al-Mg系合金晶界產生連續(xù)或接近連續(xù)的析出物，從而使合金對晶間形式的腐蝕敏感的一種處理方法，其目的在于通過加速試驗對高鎂含量鋁合金退火過程中β相的析出行為及β相的特性進行研究。本文作者采用敏化處理的目的在于進一步觀察冷變形及穩(wěn)定化退火對5E06鋁板晶間腐蝕性能的影響規(guī)律。由于高鎂含量Al-Mg系合金在150～200℃范圍退火時有一定的過飽和度且鎂原子的擴散速度較快，β相容易在晶界析出并連續(xù)[11]，因此，敏化處理的溫度一般選定在此范圍。目前，敏化處理溫度多采用150℃[12]和175℃[13-14]。本文作者通過研究冷變形及穩(wěn)定化退火對5E06鋁板晶間腐蝕性能和β相析出行為的影響，采用150℃的敏化處理對5E06鋁板的長期晶間腐蝕性能進行評價，從而為得到高強、耐晶間腐蝕的Al-Mg系合金提供實驗依據(jù)。

1 實驗

實驗選用20 mm厚5E06鋁合金熱軋板，其化學成分如表1所列。5E06鋁合金板材加工工藝為：熱軋板→再結晶退火(350℃，2 h)→熱軋→中間退火(350℃，2 h)→冷軋(變形量為25%、40%、55%、80%)→穩(wěn)定化退火(120℃，2 h)和(220℃，2 h)。需要指出的是，冷軋后得到的板材厚度均為4 mm，80%冷變形5E06鋁板不需要熱軋和中間退火過程。敏化試驗選取穩(wěn)定化退火態(tài)5E06鋁板在150℃進行10、100和250 h的退火處理。

各穩(wěn)定化退火態(tài)以及150℃敏化處理后5E06鋁板晶間腐蝕試驗按鋁合金晶間腐蝕標準GB/T 7998—2005進行。從需要進行透射組織觀察的板材縱截面取樣，將小片機械減薄到0.1 mm以下，沖剪得到直徑3 mm的小圓片，然后采用雙噴減薄，雙噴液為25%HNO3+75%CH3OH，電壓 20～30 V，溫度-30℃以下，采用JEM2010透射電鏡進行組織觀察。

表1 5E06鋁板化學成分Table1 Chemical composition of 5E06 aluminum alloy plate(mass fraction, %)

2 結果與分析

2.1 5E06鋁板退火后晶間腐蝕性能

由晶間腐蝕試驗測得各穩(wěn)定化退火態(tài) 5E06鋁板最大晶間腐蝕深度，晶間腐蝕深度與冷變形量的關系如圖1所示，圖1中兩條平行線之間為3級晶間腐蝕深度范圍，使用狀態(tài)Al-Mg系合金晶間腐蝕深度不允許超過3級。圖2所示為圖1中比較有代表性的晶間腐蝕深度對應的腐蝕形貌。

由圖1可以看出，各冷變形量 5E06鋁板經(jīng)(120℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，晶間腐蝕深度均處于3級范圍內，且差異不大，從圖2(a)和(c)所示的晶間腐蝕形貌可以看出并未出現(xiàn)典型晶間腐蝕形貌。各冷變形量5E06鋁板經(jīng)(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，晶間腐蝕性能差異明顯。其中，40%以下冷變形5E06鋁板經(jīng)(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，晶間腐蝕深度達到4級，出現(xiàn)典型晶間腐蝕形貌(見圖2(b))，鋁塊表面出現(xiàn)脫落。而當冷變形量達到55%以上，經(jīng)(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，晶間腐蝕深度卻為3級，且未出現(xiàn)典型晶間腐蝕形貌(見圖2(d))。由此不難看出，冷變形量對(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后的5E06鋁板晶間腐蝕性能影響較大。同時也不難看出，兩種穩(wěn)定化退火溫度(120和220℃)對40%冷變形量以下5E06鋁板晶間腐蝕性能影響的差異明顯，而對高于55%冷變形量5E06鋁板晶間腐蝕性能影響的差異卻不大。

選取晶間腐蝕性能較好的穩(wěn)定化退火態(tài) 5E06鋁板，在150℃敏化10、100和250 h，然后測得最大晶間腐蝕深度，將晶間腐蝕深度與150℃敏化時間的關系作于圖3。圖中3條黑線包圍的兩個區(qū)域由上到下分別為3級和2級晶間腐蝕深度范圍。由圖3可知，25%冷變形經(jīng)過(120℃，2 h)穩(wěn)定化退火的5E06鋁板在150℃僅敏化10 h，晶間腐蝕深度就達到4級(130 μm)，敏化100 h后，晶間腐蝕深度并未進一步增加，敏化250 h后，晶間腐蝕深度又回到3級(83 μm)范圍。而55%和80%冷變形經(jīng)過(120℃，2 h)或(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后的5E06鋁板在150℃敏化10、100和250 h后的晶間腐蝕深度均處于3級以下，且變化不太大。

圖1 冷變形對5E06鋁板晶間腐蝕深度的影響Fig.1 Effect of cold deformation on intergranular corrosion depth of 5E06 aluminum alloy plates

圖2 各狀態(tài)5E06鋁板晶間腐蝕形貌Fig.2 Intergranular corrosion morphologies of 5E06 aluminum alloy plates with different states: (a) 25%-(120℃, 2 h);(b) 25%-(220℃, 2 h); (c) 55%-(120℃, 2 h); (d) 55%-(220℃, 2 h)

圖3 150℃時敏化時間對5E06鋁板晶間腐蝕深度的影響Fig.3 Effect of sensitization time on intergranular corrosion depth of 5E06 aluminum alloy plates at 150℃

2.2 5E06鋁板退火后組織

硬度測試發(fā)現(xiàn)各冷變形(25%～80%)5E06鋁板再結晶起始溫度均高于250℃(見圖4)，因此，120～220℃的退火僅使冷變形 5E06鋁板基體組織發(fā)生不同程度的回復，而另一明顯的變化是退火過程β相的析出。采用透射電鏡對穩(wěn)定化退火后的組織進行觀察，圖5所示為不同冷變形量 5E06鋁板穩(wěn)定化退火后組織。如圖5(a)所示，25%冷變形5E06鋁板經(jīng)(120℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，僅少量晶界出現(xiàn)短“繩狀”β相，圖中箭頭標出的一段β相長度為330 nm，而直徑僅為8 nm。55%冷變形5E06鋁板經(jīng)(120℃，2 h)穩(wěn)定化退火后晶界出現(xiàn)的β相呈“橢球形”(見圖5(b))，此橢球長軸長為200 nm，短軸長為30 nm。而80%冷變形5E06鋁板經(jīng)(120℃，2 h)穩(wěn)定化退火后晶界/亞晶界卻并未觀察到β相(見圖5(c))。25%冷變形5E06鋁板經(jīng)(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后大量晶界出現(xiàn)連續(xù)“繩狀”β相，晶內的第二相Al6Mn附近也出現(xiàn)少量顆粒狀β相。圖5(d)所示僅為晶界“繩狀”β相連續(xù)達到13 μm的一部分，此連續(xù)“繩狀”β相直徑達到40 nm。55%冷變形5E06鋁板經(jīng)過(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，在透射樣品的局部區(qū)域可看到較多斷續(xù)或顆粒狀β相出現(xiàn)在晶界/亞晶界以及第二相Al6Mn附近(見圖5(e))。80%冷變形5E06鋁板經(jīng)過(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，晶界/亞晶界僅出現(xiàn)極少量短“繩狀”β相(見圖5(f))，圖中箭頭標出的“繩狀”β相長度約為300 nm，而直徑約為7 nm。

圖4 各冷變形量5E06鋁板不同溫度退火1 h后硬度變化Fig.4 Hardness variation of 5E06 aluminum alloy plates with different cold deformation annealing at different temperatures for 1 h

圖5 各狀態(tài)5E06鋁板透射組織形貌Fig.5 TEM images of 5E06 aluminum alloy plates with different states: (a) 25%-(120℃, 2 h); (b) 55%-(120℃, 2 h); (c)80%-(120℃, 2 h); (d) 25%-(220℃, 2 h); (e) 55%-(220℃, 2 h); (f) 80%-(220℃, 2 h)

25%冷變形5E06鋁板經(jīng)過(120℃，2 h)穩(wěn)定化退火后在150℃敏化10 h，大量晶界就出現(xiàn)連續(xù)的“繩狀”β相(見圖6(a))，直徑為30 nm左右。敏化時間達到250 h，晶界析出的連續(xù)“繩狀”β相直徑多超過56 nm，同時，晶內局部出現(xiàn)較為彌散分布的β相(見圖6(b))。而55%冷變形經(jīng)過(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后的5E06鋁板在150℃敏化10 h，晶界析出的β相仍為斷續(xù)，晶內局部出現(xiàn)彌散分布的β相(見圖6(c))，敏化100 h后，有些區(qū)域的晶界/亞晶界已出現(xiàn)連續(xù)的β相(見圖6(d))，但更多的區(qū)域晶界/亞晶界“繩狀”β相仍為斷續(xù)，而晶內的β相為孤立的顆粒狀。80%冷變形經(jīng)過(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后的5E06鋁板在150℃敏化10 h，晶界/亞晶界析出斷續(xù)彌散的β相(見圖6(e))，敏化100 h后，晶界/亞晶界上的β相明顯粗化，一些β相在晶界/亞晶界連續(xù)(見圖6(f))。55%和80%冷變形經(jīng)過(120℃，2 h)穩(wěn)定化退火后的5E06鋁板在150℃敏化不同時間，β相的析出行為與各自變形量下(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后5E06鋁板在敏化過程中β相的析出行為類似，不過由圖7(a)和(b)分別與圖6(c)和(e)的對比不難發(fā)現(xiàn)，在150℃敏化相同時間，55%和80%冷變形經(jīng)過(120℃，2 h)穩(wěn)定化退火后的5E06鋁板比經(jīng)過(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后的5E06鋁板從基體中析出的β相要少，但β相卻更容易在晶界/亞晶界連續(xù)(見圖7(a)和(b)中箭頭所示)。

圖6 150℃敏化后5E06鋁板透射組織形貌Fig.6 TEM images of 5E06 aluminum alloy plates after sensitizing at 150℃: (a) 25%-(120℃, 2 h)+(150℃, 10 h); (b) 25%-(120℃, 2 h)+(150℃, 250 h); (c) 55%-(220℃, 2 h)+(150℃, 10 h); (d) 55%-(220℃, 2 h)+(150℃, 100 h); (e) 80%-(220℃, 2 h)+(150℃, 10 h); (f) 80%-(220℃, 2 h)+(150℃, 100 h)

3 討論

3.1 冷變形及退火對β相析出行為的影響

由Al-Mg相圖[15]可知，6.17%(質量分數(shù)，下同)Mg完全固溶的溫度為275℃左右，而Mg在120℃時的平衡固溶度為1.8%，150℃的平衡固溶度為2.5%，220℃的平衡固溶度為4.0%，因此，在穩(wěn)定化退火及敏化過程中過飽和鋁基體不可避免會析出β相。透射組織分析顯示，冷變形量，穩(wěn)定化退火溫度、時間以及鋁基體中預先存在的第二相都對β相的析出行為有重要影響。對冷變形 5E06鋁板在選定穩(wěn)定化退火溫度的硬度變化與退火時間關系(以55%冷變形量的5E06鋁板為例，見圖8，其它變形量類似)的測試發(fā)現(xiàn)，冷變形5E06鋁板在退火的前2 h內硬度變化較快，而退火2 h后，再增加退火時間，硬度變化不大，這說明基體組織在穩(wěn)定化退火的前2 h變化較大，而在此時間段內β相也會從基體中析出，因此，穩(wěn)定化退火前2 h的組織變化相對復雜，而退火時間較短，β相析出較少時，使用透射電鏡也不容易觀察，不易對β相的分布位置做出準確判斷。由于主要研究對象為冷變形量及退火溫度對β相析出行為的影響，同時也為使研究問題簡化，因此，選定穩(wěn)定化退火時間為2 h(保證穩(wěn)定化退火后力學性能相對穩(wěn)定，晶間腐蝕性能不一定好)。

圖8 55%冷變形量5E06鋁板退火不同時間后硬度變化Fig.8 Hardness variation of 55% cold deformation 5E06 aluminum alloy plates annealing for different times

對冷變形5E06鋁板穩(wěn)定化退火后β相析出位置及析出量的觀察發(fā)現(xiàn)，晶界始終是β相的第一形核點，基體中優(yōu)先存在的第二相Al6Mn與基體的相界處也是β相的有利形核點，但并未觀察到基體中彌散析出的Al3(Er1-x, Zrx)粒子附近有β相析出。結合穩(wěn)定化退火后進一步的敏化試驗可以看出，冷變形量較低(如25%)的5E06鋁板，由于β相在晶界形核相對晶內形核具有很大的優(yōu)勢，而且基體中的鎂原子可通過位錯管道快速擴散到晶界[16]，因此在退火過程中β相較易沿晶界析出并連續(xù)分布(在透射組織觀察中，連續(xù)β相并沒有明確的長度界定，文中將沿晶界/亞晶界析出長度超過1 μm的β相稱為連續(xù)β相)。40%冷變形5E06鋁板退火過程β相的析出行為與25%變形的類似，不過值得一提的是，經(jīng)過(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，40%冷變形鋁板晶界析出的β相連續(xù)程度比前者低。與低變形量(小于40%)相比，當冷變形量超過55%以后，經(jīng)(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，晶界析出的β相為斷續(xù)分布，而且隨變形量增加，晶界析出的β相減少，晶內亞晶界上析出的β相增多，且更加均勻。分析認為，這種β相在晶界、亞晶界此消彼長的析出變化主要是由于當變形量達到55%以上，5E06鋁板晶內的亞晶界上位錯密度增加到一定程度，β相也比較容易在亞晶界上形核、長大，由于形核點的增多，且亞晶界上形核的β相在長大過程中會與晶界形核的β相爭奪基體中的鎂原子。另一方面，形變組織在穩(wěn)定化退火過程發(fā)生回復，晶內纏結的位錯會快速有序化，形成多邊化的亞晶界后，鎂原子向晶界擴散的位錯管道也大幅減少，因此，晶界析出的β相不容易長大到連續(xù)。55%以上冷變形經(jīng)(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后的5E06鋁板在150℃敏化10 h后晶界析出的β相仍為斷續(xù)(見圖6(c)和(e))就是有力的證據(jù)，而且敏化到100 h，有些晶界上的β相雖然已連續(xù)，但晶界和晶內β相的析出量均有大幅增加，β相在基體中趨于均勻分布。

55%以上冷變形5E06鋁板分別經(jīng)(120℃，2 h)和(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火，然后在150℃敏化10 h后β相在基體中分布的比較顯示，經(jīng)過較低溫度穩(wěn)定化退火(120℃，2 h)后的5E06鋁板比經(jīng)過較高溫度穩(wěn)定化退火(220℃，2 h)后形成回復亞晶的5E06鋁板在隨后的敏化過程中晶界/亞晶界析出的β相更易連續(xù)。采用透射電鏡對穩(wěn)定化退火態(tài) 5E06鋁板基體組織的觀察發(fā)現(xiàn)，冷變形5E06鋁板經(jīng)過(120℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，晶內的無序纏結位錯組態(tài)相對冷變形狀態(tài)并沒有發(fā)生太大改變。結合前面的分析認為，對5E06這樣的高鎂合金而言，退火溫度較低(如120℃)的穩(wěn)定化效果并不理想，這體現(xiàn)在經(jīng)120℃退火后鎂原子的過飽和度并未得到有效降低以及基體組織也未發(fā)生有利于β相均勻析出的轉變。而55%以上冷變形5E06鋁板經(jīng)(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，鋁基體中的β相在晶界/亞晶界均有析出，且分布比較彌散。進一步的敏化試驗表明，由于(220℃，2 h)的穩(wěn)定化退火比(120℃，2 h)的穩(wěn)定化退火在更大程度上降低了鎂原子的過飽和度且得到了比較均勻的亞晶組織，因此敏化過程β相在晶界達到連續(xù)所需的時間更長。

3.2 5E06鋁板晶間腐蝕性能與β相分布的關系

對各穩(wěn)定化退火態(tài) 5E06鋁板晶間腐蝕性能及對應狀態(tài)透射組織的分析發(fā)現(xiàn)，各冷變形 5E06鋁板經(jīng)(120℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，晶界僅有少量或沒有β相析出，鋁板的晶間腐蝕性能良好。而40%以下冷變形量5E06鋁板經(jīng)過(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，由于晶界析出連續(xù)β相，晶間腐蝕性能較差，這與一些研究者在Al-Mg系合金中觀察到的晶界析出連續(xù)β相會導致鋁合金晶間腐蝕性能惡化[11,17]的結果一致。β相在晶界析出達到一定的連續(xù)程度就會使晶間腐蝕性能惡化主要是由于β相的電位比鋁基體高[18]，會優(yōu)先腐蝕而加速晶界的破壞。圖1也反映出，25%和40%冷變形5E06鋁板經(jīng)過(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，后者的晶間腐蝕深度較小，這與透射組織觀察到的后者晶界析出的β相連續(xù)程度不如前者高也是對應的。55%以上冷變形5E06鋁板經(jīng)(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，晶界/亞晶界析出的β相僅呈斷續(xù)分布，因此晶間腐蝕性能良好。從β相的分布對晶間腐蝕性能的影響來看，鋁基體中預先存在的彌散Al3(Er1-x, Zrx)粒子由于對β相的分布沒有影響從而對晶間腐蝕性能沒有明顯影響，而Al6Mn由于可促進β相在晶內析出，因此對抵抗晶間腐蝕性能的惡化是有利的。對25%、55%和80%冷變形經(jīng)(120℃，2 h)穩(wěn)定化退火后的5E06鋁板在150℃敏化不同時間后的晶間腐蝕性能和對應透射組織的觀察可以發(fā)現(xiàn)，低變形量(如25%)的5E06鋁板中β相更易在晶界析出達到連續(xù)而使合金晶間腐蝕性能惡化，也更容易敏化，而55%以上冷變形經(jīng)穩(wěn)定化退火后的5E06鋁板在150℃敏化處理的較長時間可見其仍具有較好的抗晶間腐蝕性能。需要指出的是，圖3顯示55%和80%冷變形經(jīng)過(120℃，2 h)或(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后的5E06鋁板，在150℃敏化直到250 h，晶間腐蝕深度均沒有超過3級，且變化不太大，出現(xiàn)這種現(xiàn)象一方面是由于冷變形量超過55%以后，晶界析出的β相在短時間退火不會在晶界連續(xù)分布，晶間腐蝕性能較好，而當退火時間較長，β相在晶界/亞晶界大量析出后，5E06鋁板在晶間腐蝕試驗中自表層出現(xiàn)層狀均勻脫落，另一方面則是國標晶間腐蝕標準測試方法對這種高鎂含量鋁合金β相的檢測靈敏度有限，不能反映出不同穩(wěn)定化退火態(tài) 5E06鋁板經(jīng)相同時間敏化處理后β相分布的微觀差異。但這并不是說5E06鋁板的抗晶間腐蝕性能就一直很好，北京工業(yè)大學課題組按國外硝酸失重法測試發(fā)現(xiàn)，在5E06鋁合金體系中，隨敏化過程β相析出量增多，5E06鋁板的質量損失也是提高的，這反映 5E06鋁板晶間腐蝕敏感性還是增加的。透射組織觀察顯示，對冷變形量超過 55%的5E06鋁板，較高溫度(220℃)比較低溫度(120℃)穩(wěn)定化退火后得到的組織在隨后的敏化過程中晶界/亞晶界β相析出達到連續(xù)所需的時間更長，這說明經(jīng) 220℃穩(wěn)定化退火后，5E06鋁板在室溫使用時，晶間腐蝕性能的退化速率更慢。為了使穩(wěn)定化退火后得到更加均勻的亞晶組織，β相在晶界/亞晶界的分布更加均勻，穩(wěn)定化退火溫度可適當高于220℃，不過需要使 5E06鋁板在具有較好且穩(wěn)定的晶間腐蝕性能與較高強度之間尋求一個平衡。

由以上分析不難看出，對于5E06這種新型的高鎂含量鋁合金，β相仍是影響晶間腐蝕性能的主要因素，β相在晶界析出達到連續(xù)分布會顯著惡化5E06鋁板的晶間腐蝕性能，而β相在晶界/亞晶界析出較少或不連續(xù)時，5E06鋁板的晶間腐蝕性能較好。因此，通過適當?shù)睦渥冃瘟亢头€(wěn)定化退火制度的結合控制β相的分布和析出量從而獲得較好且穩(wěn)定的的晶間腐蝕性能是非常有意義的。冷變形量達到一定程度(55%以上)是為了使穩(wěn)定化退火過程中β相可以在晶界/亞晶界同時析出，β相不容易在晶界連續(xù)而避免后續(xù)的穩(wěn)定化退火失敗。而通過穩(wěn)定化退火不僅為了使冷變形5E06鋁板獲得穩(wěn)定的力學性能，更重要的目的在于獲得良好的基體組織，在一定程度上降低 5E06鋁板基體中鎂原子的過飽和度，同時使基體中析出的β相斷續(xù)分布，從而使 5E06鋁板在足夠長時間中的使用過程具有較好的抗晶間腐蝕性能。由于Er元素的加入使冷變形5E06鋁板的再結晶溫度相對傳統(tǒng)的5A06合金提高(55%～80%冷變形5E06鋁板的再結晶起始溫度為250℃左右)，穩(wěn)定化退火溫度可在220～250℃的較寬溫度范圍內選擇，這為5E06鋁板的工業(yè)化應用提供了可能。

4 結論

1) 在5E06這種Al-Mg-Mn-Zr-Er合金體系中，β相的分布、形貌、析出量仍是影響合金晶間腐蝕性能的主要因素。當冷變形量低于40%，經(jīng)(120℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，5E06鋁板晶界僅有極少量β相析出，鋁板晶間腐蝕性能良好，而經(jīng)(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，5E06鋁板大量晶界出現(xiàn)連續(xù)β相，鋁板晶間腐蝕性能較差。當冷變形量超過55%以后，變形量的增加會明顯降低β相晶界形核相對晶內形核的優(yōu)勢，β相在晶界、亞晶界的析出量呈現(xiàn)此消彼長的規(guī)律，經(jīng)(120℃，2 h)或(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后，β相在晶界均未連續(xù)，5E06鋁板晶間腐蝕性能良好。

2) 150℃的敏化試驗表明，低于40%冷變形的5E06鋁板晶界較易出現(xiàn)連續(xù)β相而發(fā)生敏化，55%～80%冷變形量經(jīng)(120℃，2 h)或(220℃，2 h)穩(wěn)定化退火后的5E06鋁板在敏化處理的較長時間中都具有良好的晶間腐蝕性能，但對敏化后 5E06鋁板透射組織分析發(fā)現(xiàn)，120℃穩(wěn)定化退火的效果并不理想，而220℃的穩(wěn)定化退火由于可得到比較均勻的亞晶組織，β相在晶界/亞晶界斷續(xù)分布并在一定程度上降低了基體中鎂原子的過飽和度，5E06鋁板晶間腐蝕性能在使用過程中退化更慢，使用壽命更長。

[1]JONES R H, VETRANO J S, WINDISCH Jr.Stress corrosion cracking of Al-Mg and Mg-Al alloys[J].Corrosion, 2004, 60(12):1144-1154.

[2]SAMPATH D, MOLDENHAUER S, SCHIPPER H R,MECHSNER K, HASZLER A.Decomposition of solid solution of the AA5083 alloy upon exposure to elevated temperatures[J].Materials Science Forum, 2000, 331/337: 1089-1094.

[3]聶 波, 尹志民, 姜 峰, 蔣春麗, 叢福官.穩(wěn)定化退火工藝對鋁鎂鈧合金力學和腐蝕性能的影響[J].材料熱處理學報,2008, 29(3): 58-61.NIE Bo, YIN Zhi-min, JIANG Feng, JIANG Chun-li, CONG Fu-guan.Influence of stabilizing annealing on tensile property and exfoliation corrosion resistance of Al-Mg-Sc alloy[J].Transactions of Materials and Heat Treatment, 2008, 29(3):58-61.

[4]NIE Z R, JIN T N, ZOU J X, Fu J B, YANG J J, ZUO T Y.Development on research of advanced rare-earth aluminum alloy[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2003, 13(3): 509-514.

[5]XING Z B, NIE Z R, ZOU J X, JI X L , WANG X D.Effect of trace element Er on Al-Mg and Al-Mg-Mn alloys[J].Materials Science Forum, 2007, 546/549: 899-904.

[6]付靜波, 聶祚仁, 楊軍軍, 金頭男, 鄒景霞, 左鐵鏞.含鉺先進鋁合金[J].稀有金屬, 2005, 29(4): 558-562.FU Jing-bo, NIE Zuo-ren, YANG Jun-jun, JIN Tou-nan, ZOU Jing-xia, ZUO Tie-yong.Advanced aluminum alloys contain erbium[J].Chinese Journal of Rare Metals, 2005, 29(4):558-562.

[7]徐國富, 楊軍軍, 金頭男, 聶祚仁, 尹志民.微量稀土 Er對Al-5Mg合金組織與性能的影響[J].中國有色金屬學報, 2006,16(5): 768-774.XU Guo-fu, YANG Jun-jun, JIN Tou-nan, NIE Zuo-ren, YIN Zhi-min.Effect of trace rare-earth Er on microstructure and properties of Al-5Mg alloy[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2006, 16(5): 768-774.

[8]崔昌華, 高坤元, 聶祚仁, 文勝平, 黃 暉.含Er中高Mg含量鋁合金熱軋板材腐蝕性能及微觀結構的研究[J].腐蝕與防護, 2011, 32(2): 94-98.CUI Chang-hua, GAO Kun-yuan, NIE Zuo-ren, WEN Sheng-ping, HUANG Hui. Corrosion behavior and microstructure of Er contain 5083 and 5A06 Al-Mg alloys[J].Corrosion and Protection, 2011, 32(2): 94-98.

[9]Standard test method for determining the susceptibility to intergranular corrosion of 5XXX series aluminium alloys by mass loss after exposure to nitric acid (NAMLT Test)[S].ASTM G67, 2004.

[10]鋁合金晶間腐蝕測定方法[S].GB/T 7998, 2005.Intergranular corrosion test method of aluminium alloy [S].GB/T 7998, 2005.

[11]OGUOCHA I N A, ADIGUN O J, YANNACOPOULOS S.Effect of sensitization heat treatment on properties of Al-Mg alloy AA5083-H116[J].Journal of Materials Science, 2008,43(12): 4208-4214.

[12]SEARLES J L, GOUMA P I, BUCHHEIT R G.Stress corrosion cracking of sensitized AA5083 (Al-4.5Mg-1.0Mn)[J].Metallurgical and Materials Transactions A, 2001, 32:2859-2867.

[13]JONES R H, BAER D R, DANIELSON M J, VETRANO J S.Role of Mg in the stress corrosion cracking of an Al-Mg alloy[J].Metallurgical and Materials Transactions A, 2001, 32:1699-1711.

[14]GOSWAMI R, SPANOS G, PAO P S, HOLTZ R L.Microstructural evolution and stress corrosion cracking behavior of Al-5083[J].Metallurgical and Materials Transactions A, 2011,42: 348-355.

[15]GAO J, QUESNEL D J.Enhancement of the stress corrosion sensitivity of AA5083 by heat treatment[J].Metallurgical and Materials Transactions A, 2011, 42: 356-364.

[16]GOSWAMI R, SPANOS G, PAO P S, HOLTZ R L.Precipitation behavior of theβphase in Al-5083[J].Materials Science and Engineering A, 2010, 527(4/5): 1089-1095.

[17]OSAKI S.Stress corrosion of Al-5%Mg (5083) alloy[J].Technology Reports of the Yamaguchi University, 1974, 1:347-358.

[18]BIRBILIS N, BUCHHEIT R G.Electrochemical characteristics of intermetallic phases in aluminum alloys: An experimental survey and discussion[J].Journal of the Electrochemical Society,2005, 152B(4): 140-151.