王麗萍，孫 巍，黃 健，徐靖淳，苗承義

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽 111003)

6xxx系鋁合金是以Mg和Si為主要合金元素并以Mg2Si相為強(qiáng)化相的鋁合金材料，屬于熱處理可強(qiáng)化鋁合金。鋁合金固溶處理后獲得的過飽和固溶體處于不平衡狀態(tài)，有發(fā)生分解和析出過剩溶質(zhì)原子的自發(fā)趨勢，常溫下完成析出的處理稱為“自然時效”，高于常溫的特定溫度下保持一段時間完成析出的處理稱為“人工時效”。時效引起材料內(nèi)部組織發(fā)生變化，進(jìn)而改變材料的性能[1]。本文對6xxx系鋁合金進(jìn)行自然時效及人工時效處理，觀測組織及性能的變化，分析不同時效方式對材料組織性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為汽車用6xxx系鋁合金擠壓型材，其熱處理狀態(tài)為淬火態(tài)(T4)；化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為，Si 0.688，Mg 0.576，F(xiàn)e 0.195，Cu 0.147，Mn 0.243，Cr 0.168，Ti 0.029，Zn 0.020。制定兩種時效制度：人工時效(T6)為175℃保溫8h；自然時效為在溫度21℃±1℃、濕度40%±2%環(huán)境下放置90d。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 力學(xué)性能

分別對淬火態(tài)、自然時效狀態(tài)及人工時效狀態(tài)三種熱處理狀態(tài)試驗(yàn)材料進(jìn)行力學(xué)拉伸試驗(yàn)，每種狀態(tài)取5個平行試樣力學(xué)性能平均值(表1)。 試驗(yàn)樣品經(jīng)自然時效后抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度分別提高21MPa及19MPa，延伸率與淬火態(tài)相比提高1.18%；試驗(yàn)樣品經(jīng)人工時效后抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度分別提高69MPa及137MPa，屈強(qiáng)比增大，延伸率與淬火態(tài)相比降低6.32%。

表1 試驗(yàn)樣品力學(xué)性能

2.2 電導(dǎo)率

本實(shí)驗(yàn)使用SMP-10渦流電導(dǎo)儀(60kHz)檢測試驗(yàn)樣品的電導(dǎo)率，試驗(yàn)時樣品溫度為21℃±1℃，每種狀態(tài)樣品檢測6點(diǎn)計算平均值，得到三種狀態(tài)樣品電導(dǎo)率值?？芍?，淬火態(tài)試驗(yàn)樣品電導(dǎo)率為26.56ms/m，經(jīng)自然時效后電導(dǎo)率為26.45ms/m，無明顯變化，人工時效后電導(dǎo)率升高到28.84ms/m。

2.3 微觀組織

取三種狀態(tài)試驗(yàn)樣品進(jìn)行金相樣品制備，在材料顯微鏡下觀察內(nèi)部顯微組織中第二相分布情況如圖1所示。由圖可知，淬火狀態(tài)下樣品內(nèi)部殘留有較大結(jié)晶相，且均勻分布大量彌散相；自然時效處理后結(jié)晶相與彌散相尺寸及含量無明顯變化；人工時效處理后結(jié)晶相無明顯變化，而彌散相含量明顯減少。

圖1 不同狀態(tài)下型材組織中第二相分布Fig.1 Distribution of second phase in profile structure under different conditions

使用掃描電子顯微鏡觀察不同狀態(tài)下型材組織中第二相形貌，并進(jìn)行EDS分析，第二相形貌如圖2所示，圖2中第二相位置標(biāo)記各點(diǎn)的成分見表2。可知，三種狀態(tài)下均可見較大殘余結(jié)晶相，淬火態(tài)及自然時效狀態(tài)基體中均勻分布著大量彌散相，人工時效后彌散相明顯減少。三種狀態(tài)結(jié)晶相中均含有Al、Mg、Si、Fe、Mn及Cr元素，由這些元素組成的結(jié)晶相為難溶相，在時效處理過程中不能將其溶解；彌散相與基體中均含有Al、Mg、Si；淬火態(tài)、自然時效狀態(tài)、人工時效狀態(tài)彌散相中Mg、Si含量依次略有減少，基體中Mg、Si含量依次增多。

圖2 不同狀態(tài)下型材組織中的第二相形貌Fig.2 Morphology of second phase in the profile structure under different conditions

表2 各點(diǎn)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

分析可知，時效處理改變了樣品內(nèi)部組織狀態(tài)，從而改變其綜合性能。試驗(yàn)樣品顯微組織中存在難溶的殘留結(jié)晶相，時效前后這些結(jié)晶相的含量和化學(xué)成分未發(fā)生變化，可知時效處理未能消除難溶的殘留結(jié)晶相。成分的變化說明自然時效處理后彌散相變化不明顯，少量含有Mg、Si元素的彌散相被溶解到基體中，而人工時效使原子活動能力增大，大量含有Mg、Si元素的彌散相被溶解，淬火得到的過飽和固溶體逐步析出溶質(zhì)原子(形成G.P區(qū))，在基體中形成強(qiáng)化相Mg2Si，這些強(qiáng)化相阻礙位錯運(yùn)動使材料強(qiáng)度提高。由于溶質(zhì)原子的不斷析出使材料的晶格畸變程度減少，內(nèi)應(yīng)力降低，從而使電子運(yùn)動變得容易，材料的電導(dǎo)率逐步增大[2]。

2.4 斷口分析

不同狀態(tài)下型材試樣的拉伸斷口微觀形貌如圖3所示?？芍?，淬火態(tài)及自然時效狀態(tài)樣品拉伸斷口韌窩尺寸較大，其中大尺寸韌窩深度較淺，韌窩中可見平行的滑移線，形成較平坦的滑移帶，滑移線較密集且擴(kuò)展較長；人工時效狀態(tài)試驗(yàn)樣品拉伸斷口韌窩尺寸較小，大尺寸韌窩深度較深，滑移線較稀疏且擴(kuò)展較短。

圖3 拉伸斷口形貌Fig.3 Tensile fracture morphology

分析可知，拉伸變形過程中，在剪應(yīng)力的作用下，晶格沿一定的晶面和晶向產(chǎn)生移動形成滑移[3]。多條平行的滑移線形成滑移帶?；茙蔷w發(fā)生塑性變形的重要特征，材料塑性變形越嚴(yán)重的區(qū)域，滑移帶越密，擴(kuò)展越長。淬火態(tài)及自然時效處理后拉伸斷口中滑移線較密集且擴(kuò)展較長，發(fā)生較大的塑性變形，獲得較高的延伸率；人工時效處理后，析出的強(qiáng)化相阻礙了滑移線的運(yùn)動，使拉伸斷口滑移線變得稀疏且擴(kuò)展縮短，塑性變形量減小，延伸率降低。

3 結(jié)論

(1)時效處理未能消除難溶的殘留結(jié)晶相；

(2)自然時效處理后彌散相的含量及成分變化不明顯，強(qiáng)度、延伸率及電導(dǎo)率變化較小；

(3)人工時效處理后彌散相大量減少，基體中析出強(qiáng)化相Mg2Si阻礙位錯及滑移線的運(yùn)動，強(qiáng)度與電導(dǎo)率明顯提高，延伸率明顯降低。