吳 楠，富公誠，楊 旭，王麗萍，張 宇

（遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼陽111003）

0 前言

鋁合金具有較小密度、較高的塑性和比強(qiáng)度以及優(yōu)異的耐蝕性，被廣泛應(yīng)用于汽車行業(yè)，成為汽車上重要的輕質(zhì)材料。塑性是鋁合金擠壓型材加工的重要性能，一般將斷后伸長率作為塑性考核指標(biāo)。代孝紅等人[1]在研究擠壓工藝對汽車用鋁合金影響過程中發(fā)現(xiàn)，擠壓筒溫度440℃時拉伸斷口韌窩比370℃時的韌窩細(xì)小，深度較深；擠壓筒溫度從370℃升高至450℃時，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度先增大后減小，斷后伸長率在15.8%～18.2%范圍內(nèi)變化，在440℃時性能達(dá)到最佳。李喆等[2]通過調(diào)整7005合金時效制度達(dá)到降低斷后伸長率目的，使其更具有實(shí)際意義?？梢?，人們對鋁合金擠壓材斷后伸長率的研究越來越多。

本文采用拉伸試驗(yàn)機(jī)、金相顯微鏡等方法分析了具有不同壁厚的Al-Mg-Si 合金擠壓型材的晶粒尺寸對其塑性的影響以及時效制度對合金強(qiáng)度和塑性的影響。利用掃描電鏡、EDS分析方法觀察分析了不同時效制度的拉伸斷口形貌，并探討了合金的斷裂機(jī)制及影響因素。

1 試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)所用Al-Mg-Si合金的具體成分見表1。

表1 Al-Mg-Si合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）

1.2 試驗(yàn)方法

此次試驗(yàn)型材斷面呈“品”字形，壁厚為1mm、2mm、3mm，分別記為試樣A、B、C。經(jīng)擠壓加工、在線水霧淬火、人工時效處理后，進(jìn)行力學(xué)性能拉伸測試；使用金相顯微鏡對A、B、C 3個試樣進(jìn)行顯微晶粒觀察，采用掃描電鏡和能譜分析方法分析試樣C在欠時效、峰時效和過時效下的拉伸斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果

圖1示出了不同時效制度下的Al-Mg-Si合金力學(xué)性能。從圖1（a）、（b）可看出，時效制度為175℃×16h時，試樣A、B、C 的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度達(dá)到峰值，三者的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為290MPa、291MPa、294MPa和316MPa、318MPa、324MPa。之后隨著時效溫度的升高和時間的延長，強(qiáng)度逐漸降低。圖1（c）示出了不同時效制度下的斷后伸長率，其中試樣A斷后伸長率均小于試樣B、C。相同的時效制度下，壁厚越薄，斷后伸長率越低；同一壁厚時，欠時效的斷后伸長率最大，為20%左右；隨著時效溫度的升高和時間的延長，斷后伸長率逐漸降低，峰時效時達(dá)到了最低點(diǎn)；過時效的斷后伸長率在12%～13%范圍內(nèi)，與峰時效時斷后伸長率相近。

6×××系鋁合金的時效析出序列為：過飽和固溶體→溶質(zhì)原子團(tuán)簇→GP區(qū)→亞穩(wěn)β″相→亞穩(wěn)β′相→穩(wěn)態(tài)β相（Mg2Si）。汪波等[3]在研究Al-Mg-Si合金時效早期顯微組織演變過程中發(fā)現(xiàn)，在時效初期，在基體上產(chǎn)生了大量細(xì)小彌散的溶質(zhì)原子團(tuán)簇和GP 區(qū)，保持著基體結(jié)構(gòu)，對位錯運(yùn)動產(chǎn)生阻礙，使合金的強(qiáng)度和硬度顯著提高，斷后伸長率顯著下降；隨著時效時間的延長，溶質(zhì)原子團(tuán)簇的數(shù)量密度顯著降低，GP 區(qū)不斷長大，并轉(zhuǎn)變?yōu)棣隆逑?。由于β″相與基體共格畸變程度更大，對位錯的阻礙作用遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于溶質(zhì)原子團(tuán)簇和GP 區(qū)，合金強(qiáng)度達(dá)到了峰值，斷后伸長率最低；在時效后期即過時效時，析出相長大，周圍基體溶質(zhì)原子被吸收，無沉淀析出帶加寬。有種看法認(rèn)為無沉淀析出帶會降低合金的塑性，塑性隨帶寬增加而降低；在帶寬增加的同時，晶界上優(yōu)先脫溶析出相的數(shù)量和尺寸增加，也降低了合金塑性，導(dǎo)致合金的斷后伸長率降低[4]。因而，在欠時效時合金的斷后伸長率較高，隨著時效時間的延長或時效溫度的提高，斷后伸長率逐漸降低；峰時效時，斷后伸長率基本上達(dá)到最低值，而過時效的斷后伸長率與峰時效相近。

2.2 晶粒度分析

圖2為試樣A、B、C的顯微晶粒圖片。從圖中可以看出，3個試樣邊部均發(fā)生再結(jié)晶，心部為纖維狀組織，整個截面發(fā)生部分再結(jié)晶。其中試樣A邊部晶粒尺寸明顯大于試樣B、C。合金的再結(jié)晶溫度與其變形程度有關(guān)，合金的變形程度越大，儲能越多，再結(jié)晶的驅(qū)動力越大，再結(jié)晶開始溫度就越低。同時，隨著變形程度的增加，完成再結(jié)晶過程所需的時間也相應(yīng)縮短[4]。試樣A 變形程度最大，再結(jié)晶溫度相對較低，所需的再結(jié)晶時間相對較少，因而試樣A的再結(jié)晶程度要高于試樣B和C。

另外，試樣A距水霧出口近，淬火冷卻強(qiáng)度相對較大，過飽和程度大，原子儲存能也較大。其隨后的時效加熱保溫使處于亞穩(wěn)定狀態(tài)的過飽和固溶體發(fā)生分解，原子的擴(kuò)散能力相對較強(qiáng)，晶界發(fā)生遷移，晶粒之間相互吞并，晶粒長大，因而試樣A的晶粒尺寸大于試樣B和C，粗晶層厚度也大于試樣B、C。

2.3 斷口分析

圖3為試樣C 經(jīng)過欠時效、峰時效和過時效處理后的拉伸斷口的宏觀形貌。從圖中可看出，試樣斷裂失效之前發(fā)生塑性變形，當(dāng)加載應(yīng)力超過其抗拉強(qiáng)度時，試樣局部發(fā)生縮頸，頸縮區(qū)域厚度不斷減薄，最終發(fā)生斷裂失效。試樣斷裂方向與拉伸軸方向約成45°，拉伸變形后試樣表面較粗糙，呈橘皮形貌，說明合金具有一定的延展性和塑性，斷裂方式為剪切斷裂。

圖4為試樣C經(jīng)過欠時效、峰時效和過時效處理后的拉伸斷口的微觀形貌。圖4（a）、（d）為欠時效后拉伸斷口微觀形貌。從圖中可看出試驗(yàn)斷口韌窩細(xì)小、分布均勻，并且在大的等軸韌窩周圍包圍著小韌窩。該韌窩深度較深，說明該試樣的塑性較好，斷后伸長率較高。圖4（b）、（e）為峰時效后的拉伸斷口微觀形貌，斷口由橢圓形韌窩和相對平整的剪切面（圖4（b）中圓圈）組成。圖4（c）、（f）為過時效后的拉伸斷口微觀形貌，韌窩大小不一，尺寸差距較大，斷口上存在平整的剪切面（圖4（c）中圓圈）。

三種時效制度的拉伸斷口韌窩底部均有第二相粒子或夾雜物，結(jié)合表2能譜分析結(jié)果，判定為AlMgSi 或AlMg 第二相粒子。韌窩底部的第二相粒子是韌窩核形成的顯微空穴，當(dāng)顯微空穴長大到一定尺寸后，第二相粒子將形成顯微空穴并隨后長大，與其他顯微空穴發(fā)生聯(lián)結(jié)，產(chǎn)生大小不一的韌窩[5-6]。隨著時效溫度的提高或時間的延長，時效達(dá)到峰值強(qiáng)度后，位錯運(yùn)動受阻，析出相在晶界上形成了連續(xù)的網(wǎng)膜，阻礙位錯越過晶界進(jìn)行滑移運(yùn)動，此時無沉淀析出帶較窄，容易在晶界處發(fā)生斷裂。過時效時，合金變軟，晶界和晶內(nèi)析出相粗大，易成為韌窩的形核源。另外，過時效晶界軟化，強(qiáng)度低，容易在晶界處發(fā)生脆性斷裂。

表2 能譜分析結(jié)果（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）

3 結(jié)論

（1）當(dāng)時效制度為175℃×16h時，Al-Mg-Si合金強(qiáng)度達(dá)到了最大值，斷后伸長率達(dá)到了最低值；隨著時效溫度的升高和時間的延長，合金斷后伸長率基本上保持不變。

（2）受變形程度和淬火強(qiáng)度影響，壁厚1mm的粗晶層厚度大于壁厚2mm和3mm的粗晶層，壁厚1mm的試樣再結(jié)晶程度大，其斷后伸長率低。

（3）欠時效試樣斷口韌窩均勻，其韌窩深度大于峰時效和過時效；峰時效和過時效的韌窩大小不一，在韌窩底部存在著AlMgSi 或AlMg 第二相粒子，為韌窩的形成源；欠時效的試樣斷裂方式為韌性斷裂，峰時效和過時效為韌性-脆性混合斷裂。