呂曉霞，李金龍，趙 芳，張麗麗，王 操，劉旭東

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽 111003)

Al-Mg-Si合金作為可熱處理強(qiáng)化鋁合金，具有質(zhì)量輕、比強(qiáng)度高、易于成形和耐腐蝕性好、表面著色性能優(yōu)良等的優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、軌道交通、造船及建筑建材等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[1，2]。但對(duì)于一些厚大斷面且形狀復(fù)雜的鋁合金型材，其經(jīng)過熱擠壓工藝后，會(huì)出現(xiàn)抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及斷后伸長(zhǎng)率低的情況[3]。據(jù)研究表明，鋁合金的力學(xué)性能和物理性能與其晶粒尺寸、時(shí)效析出特性等具有密切聯(lián)系，通過添加微量的合金元素可以影響合金的組織和性能，Si元素作為6xxx系鋁合金中重要元素之一，對(duì)合金的組織和時(shí)效過程中第二相的析出行為有重要影響，從而影響Al-Mg-Si合金的綜合力學(xué)性能[4-6]。

本試驗(yàn)通過對(duì)比兩種不同Si含量的6060鋁合金擠壓型材，對(duì)其時(shí)效后的合金進(jìn)行室溫力學(xué)性能拉伸試驗(yàn)，研究Si含量變化對(duì)鋁合金力學(xué)性能的影響，并利用體視顯微鏡、金相組織觀察來分析Si對(duì)合金晶粒的尺寸、第二相的析出情況以及微觀斷裂機(jī)制的影響，為改善合金的組織與力學(xué)性能提供相關(guān)的理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)

本試驗(yàn)所用的材料為兩種不同Si含量的6060鋁合金鑄錠，其合金成分如表1所示。兩種Si含量不同的鋁合金鑄錠在12500 T擠壓機(jī)上進(jìn)行熱擠壓變形，變形系數(shù)為21.39，擠壓后變形后型材形貌如圖1所示。擠壓前鑄錠預(yù)熱溫度為480℃～520℃，擠壓后以0.784m/min～1.373m/min的速度室溫下水霧淬火，淬火后的合金控制適當(dāng)速度進(jìn)行0.5%～1.5%的拉伸變形，最后再進(jìn)行T6人工時(shí)效，即175℃加熱8h的峰值時(shí)效。

將經(jīng)過時(shí)效后的鋁合金型材取圖1中7A位置進(jìn)行力學(xué)性能試驗(yàn)取樣，拉伸試樣如圖2所示。試樣沿板材擠壓方向切取，小棒試樣平行區(qū)域標(biāo)距長(zhǎng)度為50mm，外徑5mm，拉伸速率12mm/min。利用體式顯微鏡觀察不同Si含量試樣拉伸斷口的形貌以及斷口側(cè)面宏觀形貌變化。拉伸試驗(yàn)后，沿軸向切取拉伸試樣剖面，并進(jìn)行金相顯微組織觀察，分析合金組織狀態(tài)對(duì)其力學(xué)性能的影響。

圖1 熱擠壓變形后的型材形貌Fig.1 Profile appearance after hot extrusion deformation

圖2 室溫拉伸力學(xué)試樣Fig.2 Tensile mechanical test specimen at room temperature

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 Si含量對(duì)合金組織形貌的影響

由表1可知1號(hào)合金中的Mg/Si=1.12，小于1.73，Si含量過剩，2號(hào)合金在此基礎(chǔ)上又增加了Si的含量，使過剩的Si含量進(jìn)一步增加。兩種鋁合金經(jīng)過上述擠壓、水霧淬火以及175℃保溫8h的峰值時(shí)效后的金相組織如圖3所示。其中圖3(a)為1號(hào)合金的組織形貌，該合金的晶粒尺寸相對(duì)較大，在0.1mm～0.4mm范圍內(nèi)，其中晶粒尺寸在0.2mm～0.4mm范圍內(nèi)的比例較大。圖3(b)為2號(hào)合金的組織形貌，晶粒尺寸在0.05mm～0.30mm，可以看出當(dāng)Mg/Si=1.12時(shí)，隨著合金中Si含量的增加，合金晶粒尺寸沒有明顯變化。

進(jìn)一步放大倍數(shù)，可以觀察到兩種合金組織中第二相的析出形貌，如圖4所示。其中圖4(a)為1號(hào)合金的析出相微觀形貌，可以觀察到該組織內(nèi)析出相尺寸較大，密度較低，且分布不均勻。隨著Si含量的增加，2號(hào)合金晶粒內(nèi)析出相的尺寸明顯降低、密度增加且分布更加均勻(圖4(b))。綜上所述，隨著過剩Si含量的增加，峰值時(shí)效后析出相的尺寸降低，密度增大，分布均勻。

(a) 1號(hào)合金； (b) 2號(hào)合金圖3 不同成分鋁合金的組織形貌Fig.3 Microstructure of two different compositions of aluminum alloy

(a) 1號(hào)合金的析出相形貌； (b) 2號(hào)合金的析出相形貌圖4 兩種合金組織中析出相對(duì)比Fig.4 Relative ratio of precipitation in two alloy structures

2.2 常溫拉伸性能

對(duì)不同Si含量6060鋁合金T6態(tài)型材進(jìn)行室溫力學(xué)拉伸性能對(duì)比測(cè)試。測(cè)試結(jié)果可知，硅含量相對(duì)較少的1號(hào)合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度相對(duì)較低，分別為256 MPa、229MPa，斷后伸長(zhǎng)率為9.96%。當(dāng)Si含量提高至6%后，2號(hào)合金的抗拉強(qiáng)度提高至274MPa，屈服強(qiáng)度提高至261MPa，但合金的斷后延伸率有所降低，平均值降至約6.75%。

綜上所述，提高6060鋁合金T6態(tài)型材中的Si含量，且Mg/Si<1.73時(shí)，有助于改善合金的抗拉和屈服強(qiáng)度。

2.3 宏觀組織觀察

圖5為兩種合金拉伸斷裂后的試樣在體式顯微鏡下的宏觀形貌，可以觀察到兩種合金經(jīng)室溫拉伸斷裂后均無明顯的縮頸現(xiàn)象，表明合金的室溫塑性較差。另一方面，在近斷口區(qū)域可觀察到較明顯的橘皮現(xiàn)象。研究表明[7]，由于合金在拉伸期間晶界發(fā)生滑移，導(dǎo)致大量晶粒產(chǎn)生相對(duì)位移，且由于各晶粒取向不同，導(dǎo)致拉伸期間晶內(nèi)堆垛原子層滑移方向不同，是產(chǎn)生橘皮現(xiàn)象的主要原因。因此，可以認(rèn)為拉伸斷裂后近斷口區(qū)域表面橘皮現(xiàn)象的程度主要取決于合金的晶界強(qiáng)度、晶粒大小以及位錯(cuò)在晶內(nèi)滑移受到的阻力。圖5(b)為2號(hào)合金拉伸斷裂后試樣的宏觀形貌，雖然兩種合金拉伸斷裂后近斷口區(qū)域均有橘皮現(xiàn)象產(chǎn)生，但2號(hào)合金近斷口區(qū)域橘皮程度較重，這可能是導(dǎo)致2號(hào)合金斷后伸長(zhǎng)率降低的一個(gè)原因。

圖5 兩種合金試樣斷后的宏觀形貌Fig.5 Macroscopic morphology of two alloy sample after fracture

1號(hào)合金拉伸斷裂后的斷口形貌如圖6(a)所示，可以看出，合金斷口處存在較多撕裂棱，無明顯韌窩，結(jié)合圖5(a)中合金的宏觀斷口形貌，可以推斷出該合金在室溫下，以12mm/min速度拉伸期間的斷裂方式為脆性斷裂。近斷口區(qū)域的組織形貌如圖6(b)所示，圖中黑色的雙向箭頭為施加應(yīng)力的方向。可以看出裂紋的萌生及擴(kuò)展主要在晶界區(qū)域發(fā)生，如圖5(b)中白色箭頭所示。另一方面，部分晶粒內(nèi)可觀察到大量滑移帶，如圖5(b)中白色方框區(qū)域所示，說明拉伸期間，合金中晶內(nèi)位錯(cuò)滑移與晶界滑移同時(shí)進(jìn)行，但由于晶界為合金的薄弱環(huán)節(jié)，因此裂紋首先在晶界處萌生，隨后擴(kuò)展，形成宏觀裂紋，并釋放晶粒內(nèi)部的變形應(yīng)力[8]，因此1號(hào)合金晶粒內(nèi)部無裂紋出現(xiàn)。

(a)拉伸斷口形貌； (b)斷口附近的組織形貌圖6 1號(hào)合金斷口的組織形貌Fig.6 Microstructure of No. 1 alloy fracture

2號(hào)合金的斷口形貌如圖7(a)所示，與1號(hào)合金斷口形貌相比，該合金斷口的中心處較為平整，并且無明顯撕裂棱特征，但仍沒有觀察到韌窩，結(jié)合圖5(b)中觀察到的合金無明顯的縮頸現(xiàn)象，可以推斷出，該合金斷裂方式以脆性斷裂為主。2號(hào)合金拉伸斷裂后近斷口區(qū)域的組織形貌如圖7(b)所示，圖中黑色雙向箭頭為施加應(yīng)力的方向。與1號(hào)合金相比，該斷口附近，2號(hào)合金中裂紋的萌生與擴(kuò)展主要發(fā)生在晶粒內(nèi)部，如圖7(b)中黑色箭頭所示，少量裂紋沿晶界萌生擴(kuò)展，如圖7(b)中白色箭頭所示。

另一方面，2號(hào)合金近斷口區(qū)域的晶粒內(nèi)部無明顯滑移帶產(chǎn)生，由此可以推斷出，Si在6060鋁合金中具有釘扎晶界及阻礙晶粒內(nèi)部位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的作用，晶粒內(nèi)部大量位錯(cuò)開動(dòng)并發(fā)生位錯(cuò)塞積導(dǎo)致晶粒內(nèi)部局部區(qū)域產(chǎn)生微觀應(yīng)力集中，是裂紋萌生的主要裂紋源[9]，隨拉伸試驗(yàn)進(jìn)行，晶粒內(nèi)部發(fā)生裂紋萌生擴(kuò)展，并導(dǎo)致合金發(fā)生拉伸斷裂，是合金的主要斷裂機(jī)制。

3 分析與討論

分析認(rèn)為，拉伸試驗(yàn)期間，與應(yīng)力軸呈45°方向?yàn)樽畲蠹羟袘?yīng)力方向，為釋放變形應(yīng)力，晶粒內(nèi)部大量位錯(cuò)增殖開動(dòng)，并伴隨堆垛原子層滑移；與此同時(shí)，晶界兩側(cè)的晶粒產(chǎn)生微量位移，隨拉伸繼續(xù)進(jìn)行，合金產(chǎn)生塑形變形，并產(chǎn)生微區(qū)應(yīng)力集中[10]。由于晶界的強(qiáng)度較低，因此當(dāng)應(yīng)力集中值超過晶界的屈服強(qiáng)度時(shí)，將導(dǎo)致裂紋在晶界處萌生，并沿著晶界擴(kuò)展[11]，隨拉伸進(jìn)行，形成宏觀裂紋，如圖4(b)中黑色箭頭所示，是1號(hào)合金斷裂機(jī)制為沿晶斷裂的主要原因。

研究表明，當(dāng)Si含量較高時(shí)，過剩的Si元素將可形成細(xì)小均勻的β″相[12]，并且隨著過剩硅含量的增加析出相尺寸降低，析出密度增加(圖6(b))，一方面可以產(chǎn)生一定的沉淀強(qiáng)化作用，提高合金強(qiáng)度，是2號(hào)合金抗拉及屈服強(qiáng)度較高的主要原因。另一方面，當(dāng)過剩Si含量過高時(shí)，部分Si元素將以沉淀顆粒的形式析出，由于Si顆粒與Al基體之間為非共格關(guān)系，因此大量滑移至兩相界面處的位錯(cuò)將發(fā)生位錯(cuò)塞積，并導(dǎo)致兩相界面處產(chǎn)生微區(qū)應(yīng)力集中，使該處容易發(fā)生裂紋萌生，隨后在晶內(nèi)發(fā)生裂紋擴(kuò)展直至斷裂，如圖7(b)中黑色箭頭所示，是2號(hào)合金在室溫期間以穿晶斷裂為主，且斷后伸長(zhǎng)率較低的主要原因。

4 結(jié)論

(1)當(dāng)Mg/Si<1.73時(shí)，合金在室溫拉伸期間無明顯頸縮，且合金的斷后延伸率較低；

(2)當(dāng)Mg/Si<1.73時(shí)，隨Si含量增加，晶粒尺寸變化不明顯，析出的第二相密度增大，尺寸降低且分布均勻有助于改善合金的抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度；

(3)過剩Si含量較低時(shí)，斷裂方式主要是沿晶斷裂，隨Si含量的增加，合金的斷裂機(jī)制為沿晶斷裂加穿晶斷裂的混合機(jī)制。