李秋梅，劉兆偉，楊 路，王 睿，謝方亮，王麗萍

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽(yáng)，111003)

對(duì)于多數(shù)鋁合金來(lái)講，提高合金的強(qiáng)度、硬度等力學(xué)性能至關(guān)重要，6xxx系鋁合金也不例外[1]。鋁合金強(qiáng)化與硬化過程的實(shí)質(zhì)是：基體中過飽和的溶質(zhì)原子脫溶形成細(xì)小彌散的第二相，它們能夠阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)從而提高合金的力學(xué)性能。對(duì)于同一種合金，析出的第二相越細(xì)小，材料的強(qiáng)度越高[2-5]。另外，析出強(qiáng)化的熱處理過程還能改變合金材料的其他性能，如耐腐蝕性能、抗蠕變性能等。析出強(qiáng)化的熱處理過程主要分為固溶處理、淬火以及在預(yù)定溫度的時(shí)效過程三步。同時(shí)，不同的化學(xué)成分對(duì)合金性能也產(chǎn)生不同的影響。因此通過改變Mg/Si比，研究不同熱處理制度對(duì)6xxx系鋁合金的影響，對(duì)工業(yè)上制訂合理的時(shí)效工藝保證擠壓型材最終的性能有著十分重要的作用。

1 試驗(yàn)方法

本實(shí)驗(yàn)采用金相顯微鏡觀察垂直于擠壓方向的顯微組織，采用常規(guī)力學(xué)試樣進(jìn)行室溫拉伸。采用顯微硬度對(duì)擠壓型材進(jìn)行檢測(cè)，測(cè)5點(diǎn)取平均值。同時(shí)進(jìn)行準(zhǔn)靜態(tài)壓潰性能檢測(cè)以及采用晶間腐蝕實(shí)驗(yàn)對(duì)耐蝕性能進(jìn)行研究。本文采用高Si低Mg和低Si高M(jìn)g兩種成分的合金即不同Mg/Si比的擠壓型材進(jìn)行210℃×(2h、4h、6h)熱處理。擠壓型材成分如表1所示。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 顯微組織

擠壓型材中分布著大量的粗大第二相和細(xì)小析出相。研究認(rèn)為[6]，這些粗大的第二相是由鑄態(tài)合金共晶組織在進(jìn)行均勻化過程中轉(zhuǎn)變而來(lái)的，細(xì)小析出相是鋁合金在均勻化熱處理與熱擠壓時(shí)從基體中析出的二次相。由圖1可以看出，當(dāng)Mg∶Si=0.87、熱處理制度為210℃×2h時(shí)，擠壓型材中出現(xiàn)較多的黑色未溶的析出相，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，黑色析出相變少。當(dāng)Mg∶Si=1.20時(shí)，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，黑色析出相變化不大。

2.2 力學(xué)性能

2.2.1 靜態(tài)拉伸

由圖2可知，Mg∶Si=0.87時(shí)，210℃×2h強(qiáng)度最強(qiáng)，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，力學(xué)性能呈下降趨勢(shì)；Mg∶Si=1.20時(shí)，210℃×4h強(qiáng)度最強(qiáng)，呈先增加后降低的趨勢(shì)，但整體變化不大；從整體來(lái)看，強(qiáng)度均高于Mg∶Si=0.87時(shí)的強(qiáng)度。伸長(zhǎng)率均呈下降趨勢(shì)。因此，隨著Mg/Si比的增加，達(dá)到最高的強(qiáng)度所需的時(shí)效時(shí)間也增加，強(qiáng)度越強(qiáng)，伸長(zhǎng)率越低。這是由于Mg∶Si=0.87時(shí)，Si含量較高，即過剩Si的存在提高鋁固溶體的過飽和度，也增加了時(shí)效時(shí)期GP區(qū)的密度，即Mg∶Si=0.87時(shí)達(dá)到最高的強(qiáng)度所需的時(shí)效時(shí)間較Mg∶Si=1.20時(shí)短。

2.2.2 維氏硬度

由圖3可知，Mg∶Si=0.87時(shí)，硬度變化較平緩，呈逐漸變大趨勢(shì)；Mg∶Si=1.20時(shí)，硬度波動(dòng)變化較大，先降低再增加。從整體來(lái)看，Mg∶Si=0.87時(shí)硬度值均高于Mg∶Si=1.20時(shí)。相關(guān)文獻(xiàn)表明[7]，基體中析出相主要分為三個(gè)階段，第一階段：析出相主要為GP區(qū)，起到了強(qiáng)化的作用；第二階段：隨著時(shí)效時(shí)間的繼續(xù)延長(zhǎng)，GP區(qū)開始溶解，材料的硬度數(shù)值開始下降，同時(shí)溶解的GP區(qū)又為接下來(lái)強(qiáng)化相的形核提供條件；第三階段：隨著時(shí)效時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)強(qiáng)化相開始析出，使得材料的硬度開始逐漸升高，此時(shí)合金中的強(qiáng)化相主要為少量的GP區(qū)和強(qiáng)化相。根據(jù)硬度變化趨勢(shì)表明，Mg∶Si=0.87時(shí)，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，可能析出GP區(qū)或析出少量的GP區(qū)和強(qiáng)化相。Mg∶Si=1.20，210℃×2h時(shí)，析出GP區(qū)；210℃×4h時(shí)，GP區(qū)溶解，硬度下降；210℃×6h時(shí)，存在少量的GP區(qū)和強(qiáng)化相，硬度升高。

2.2.3 準(zhǔn)靜態(tài)壓潰

在準(zhǔn)靜態(tài)壓潰中，載荷主要經(jīng)歷以下幾個(gè)階段，左右相對(duì)區(qū)域開始內(nèi)凹，前后相對(duì)區(qū)域開始外凸，從而在上下兩端分別形成一個(gè)未變形區(qū)，載荷達(dá)到峰值，之后載荷緩慢下降，經(jīng)歷較大位移后下降至最低點(diǎn)，此時(shí)，擠壓型材未變形區(qū)的上下兩端接觸，外凸-內(nèi)凹變形結(jié)束；此后未變形區(qū)開始變形，載荷再次緩慢上升后下降，之后為致密化過程，直至擠壓型材被完全壓縮，如圖4所示。

準(zhǔn)靜態(tài)壓潰實(shí)驗(yàn)中，由圖5載荷-行程曲線可以看出，擠壓型材所承受的載荷迅速增加后降低，會(huì)呈現(xiàn)較為周期性的波峰波谷。開始載荷迅速增加即為彈性屈曲階段，事實(shí)上擠壓型材開始失穩(wěn)變形的位置具有隨機(jī)性，因?yàn)閿D壓型材總是在其強(qiáng)度最弱的地方(如缺陷)發(fā)生初始變形。在壓縮行程相同時(shí)，Mg∶Si=0.87時(shí)經(jīng)歷了不到三個(gè)周期，Mg∶Si=1.20時(shí)經(jīng)歷了超過三個(gè)周期變化。壓縮周期越多，說明擠壓型材的壓縮性能越好，如圖6所示。

吸收性能越好，即吸收功越大。同時(shí)Mg∶Si=1.20時(shí)，擠壓型材整體吸收功均較高，強(qiáng)度越高，吸收功越大。

2.3 腐蝕性能

由圖7可以看出，Mg∶Si=0.87、Mg∶Si=1.20時(shí)，腐蝕深度最深的均是210℃×2h，同一時(shí)效制度下，Mg∶Si=1.20時(shí)腐蝕程度均大于Mg∶Si=0.87時(shí)；主要為穿晶腐蝕，伴隨一些大小不一的腐蝕點(diǎn)坑。Mg∶Si=0.87時(shí)，根據(jù)腐蝕深度可知，存在少量GP區(qū)和強(qiáng)化相，即基體中主要析出的是細(xì)小彌散的GP區(qū)，晶界處則是連續(xù)分布的強(qiáng)化相，而強(qiáng)化相的腐蝕電位較鋁合金基體的低，這些分布的第二相粒子很容易與基體產(chǎn)生電勢(shì)差，因此腐蝕就很容易延晶界向晶內(nèi)擴(kuò)展，形成一個(gè)腐蝕通道。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，腐蝕主要為一些腐蝕黑坑，腐蝕較嚴(yán)重；Mg∶Si=1.20時(shí)，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的腐蝕深度減小，這是因?yàn)楫?dāng)時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)時(shí)，擠壓型材的局部敏感性隨著時(shí)效時(shí)間的增加而逐漸減小，最大晶間腐蝕深度減少，擠壓型材的耐晶間腐蝕性能增加。Mg∶Si=0.87，210℃×6h時(shí)，腐蝕深度較深，出現(xiàn)坑洞最多，腐蝕較嚴(yán)重，腐蝕深度為77.83μm；Mg∶Si=1.20，210℃×2 h時(shí)，腐蝕最深為174.32μm。

3 結(jié)論

本文主要研究不同熱處理制度及Mg/Si比對(duì)擠壓型材力學(xué)性能及腐蝕性能的影響，主要結(jié)論如下：

(1)Mg∶Si=0.87時(shí)，210℃×2h，強(qiáng)度最大，Mg∶Si=1.20時(shí)，210℃×4h，強(qiáng)度最大；隨著Mg/Si比的增加，達(dá)到最大強(qiáng)度所需的時(shí)間也延遲。強(qiáng)度越大，吸收功越大，擠壓型材吸收的能量越多。

(2)隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，Mg∶Si=0.87時(shí)，硬度呈上升趨勢(shì)，晶間腐蝕深度逐漸加深；Mg∶Si=1.20時(shí)，晶間腐蝕深度逐漸變淺，腐蝕程度降低。