萬 里,鄧濤濤,劉榮超,王 凱

（1.佛山市三水鳳鋁鋁業(yè)有限公司，廣東 佛山528100；2.佛山科學(xué)技術(shù)學(xué)院，廣東 佛山528000）

汽車輕量化在顯著提高其燃油效率的同時也降低了二氧化碳等氣體的排放．而鋁合金憑借其低密度和高比強度在傳統(tǒng)的燃油汽車和新能源汽車零部件上得到了廣泛的應(yīng)用，如安全碰撞件、儀表盤、電池托盤等［1-2］．為了實現(xiàn)汽車的整體減重，各部件在設(shè)計制造過程中往往都采用中空薄壁的復(fù)雜截面型材．考慮到熱擠壓過程中的可加工性，6xxx系合金成為了鋁合金在汽車輕量化應(yīng)用中的主要合金，常規(guī)的應(yīng)用牌號有6063，6061，6005A，6082及不含Cu的7xxx系鋁合金等［3-4］．對于安全碰撞件而言，如側(cè)縱梁等，為了實現(xiàn)對乘客人身安全的保護，其在發(fā)生碰撞時對外來沖擊功的吸收能力顯得至關(guān)重要．因此，對型材所需具備的碰撞吸能特性提出了更加嚴(yán)格的要求．現(xiàn)有的研究表明［5-12］，通過對型材進(jìn)行合理的結(jié)構(gòu)設(shè)計（如外形結(jié)構(gòu)及R角大小等）可使型材的吸能效果得到較大的提升，材料具備的宏觀織構(gòu)與微觀強化相粒子的構(gòu)成與分布顯著影響材料的碰撞吸能效果．以中高強度的Al-5.9Zn-0.8Mg合金為對象，重點研究了時效狀態(tài)對合金壓潰行為的影響，以期為提高7xxx合金在汽車上的應(yīng)用提供數(shù)據(jù)支撐．

1 試驗材料與研究方法

采用20T熔煉爐并通過雙級除氣+雙級過濾，獲得直徑為320 mm的Al-5.9Zn-0.8Mg合金圓鑄錠．鑄造完成后將鑄錠轉(zhuǎn)移至30 T均質(zhì)爐中進(jìn)行450℃保溫24 h的均質(zhì)處理，在出爐后強風(fēng)冷卻至350℃以下，再進(jìn)行噴水冷卻至室溫．在40MN擠壓機上進(jìn)行型材的熱擠壓，其中擠壓溫度為490±10℃、模具溫度為480±10℃、型材出料速度為6±0.5 m/min．采用強風(fēng)冷，需在2 min內(nèi)將型材冷卻至100℃以下．力學(xué)性能實驗在Zwick萬能試驗機上進(jìn)行，壓潰實驗在100 T的MTS-SANS萬能試驗機上進(jìn)行，圖1為實驗示意圖．利用FEI Tecnai G2F20透射電鏡對試樣進(jìn)行觀察，其中電解雙噴液為ψ（硝酸）：ψ（甲醇）=1∶2，溫度控制在-30℃以下，電流控制在60~100 mA之間．

圖1 壓潰實驗示意圖Fig.1 Schematic diagram of crushing test

2 結(jié)果與討論

圖2 為不同時效狀態(tài)下Al-5.9Zn-0.8Mg合金型材進(jìn)行壓潰實驗后的宏觀照片．從圖2（a）可以看出：T4（常溫停放30 d）狀態(tài)的試樣，在壓潰過程中不能通過褶皺變形來協(xié)調(diào)外載荷對體系的作用，直接出現(xiàn)了開裂．從圖2（b）和圖2（c）可見：T6（T4+120℃/24 h）和T7（T6+170℃/10 h）狀態(tài)的試樣，在整個壓潰過程結(jié)束后沿型材擠壓方向保留了數(shù)個褶皺；對比T6和T7試樣發(fā)現(xiàn)，T7試樣在壓潰過程中型材整個截面的變形更加均勻．

圖2 不同時效狀態(tài)下Al-5.9Zn-0.8Mg合金型材進(jìn)行壓潰實驗后的宏觀照片（a）T4；（b）T6；（c）T7Fig.2 Photos of Al-5.9Zn-0.8Mg alloy profiles after crushing tests under different aging tempers

圖3 為三個不同時效狀態(tài)下壓潰試樣轉(zhuǎn)角位置的變形情況．從圖3（a）可以看出，壓潰過程中直接開裂的T4狀態(tài)試樣，其開裂位置的斷口呈45 °純剪切開裂．從圖3（b）可見：在壓潰過程中能通過褶皺來協(xié)調(diào)外載荷作用的T6和T7狀態(tài)試樣，在褶皺局部也表現(xiàn)出不同的變形能力；對于T6狀態(tài)試樣，在其型材發(fā)生劇烈變形的褶皺區(qū)同樣出現(xiàn)了斷續(xù)的呈45 °的剪切變形開裂．從圖3（c）可見，T7狀態(tài)試樣在型材發(fā)生劇烈變形的褶皺區(qū)，其外表面仍然保持光滑，表現(xiàn)出良好的抗折疊變形能力．

圖3 不同時效狀態(tài)下Al-5.9Zn-0.8Mg合金壓潰型材轉(zhuǎn)角位置的宏觀照片（a）T4；（b）T6；（c）T7Fig.3 Photos of corner positions of Al-5.9Zn-0.8Mg alloy crushed profiles under different aging tempers

三個不同時效狀態(tài)試樣的力學(xué)性能如圖4所示．通過圖4（a）的力學(xué)性能曲線及試樣斷口附近的宏觀形貌對比可以發(fā)現(xiàn)，T7狀態(tài)試樣在斷裂前發(fā)生了劇烈的頸縮變形．對三個時效狀態(tài)力學(xué)性能曲線上試樣的抗拉強度、屈服強度及延伸率進(jìn)行統(tǒng)計，其結(jié)果如圖4（b）和圖4（c）所示．從圖4（b）可以看出：T4狀態(tài)試樣的抗拉強度與T6狀態(tài)試樣的相近．T6狀態(tài)試樣的屈服強度與T7狀態(tài)試樣的接近，但抗拉強度有所下降，三個狀態(tài)試樣呈現(xiàn)出屈強比逐漸升高的趨勢．從圖4（c）可見：三個時效狀態(tài)試樣的綜合延伸率，T7狀態(tài)試樣的略低于T4和T6狀態(tài)試樣，均在15%~16%；而對比試樣的均勻延伸率，T4狀態(tài)試樣的數(shù)值最高，接近于綜合延伸率，也就是說T4狀態(tài)試樣的整個拉斷過程為均勻塑性變形過程；T6狀態(tài)試樣的均勻延伸率約為13.1%，在試樣發(fā)生斷裂前表現(xiàn)出了一定的頸縮過程；而T7狀態(tài)試樣的均勻延伸率則下降至約8.5%，在試樣發(fā)生斷裂前出現(xiàn)了劇烈的頸縮變形過程．因此，綜合實驗結(jié)果，表明在綜合延伸率一定的情況下，試樣在發(fā)生開裂前出現(xiàn)劇烈頸縮過程可使材料具有更加優(yōu)異的抗局部變形的能力．

圖4 不同時效狀態(tài)下Al-5.9Zn-0.8Mg合金型材的力學(xué)性能數(shù)據(jù)（a）工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線；（b）強度；（c）延伸率Fig.4 Mechanical properties of Al-5.9Zn-0.8Mg alloy profiles under different aging tempers（a）engineering stress-strain curve；（b）strength；（c）elongation

圖5 為T4，T6和T7時效狀態(tài)下典型的透射電鏡照片．從圖5可以看出，各狀態(tài)試樣基體中都彌散析出了大量的強化相粒子，T4狀態(tài)試樣析出相粒子的尺寸最小且粒子與粒子間的間距最小，T7狀態(tài)試樣析出相粒子的尺寸最大且粒子與粒子將的間距也最大，這表明合金存在顯著的自然時效效應(yīng)，人工時效過程促進(jìn)了過飽和固溶體的脫溶．對每種狀態(tài)各10張照片進(jìn)行統(tǒng)計，T4，T6與T7狀態(tài)試樣析出相粒子的尺寸分別約為0.96，2.6和5.2 nm．T4狀態(tài)試樣由于基體中析出的第二相粒子細(xì)小，粒子容易被位錯切割，在塑性變形過程中其對位錯運動的阻礙作用有限．同時，由于T4狀態(tài)基體中粒子與粒子間的間距小，在拉伸過程中容易產(chǎn)生強烈的加工硬化，而出現(xiàn)全面均勻塑性變形行為．由于T7狀態(tài)試樣基體中第二相粒子的尺寸較大，位錯無法切開這些大尺寸的第二相粒子，粒子間的無析出區(qū)域可對拉伸/壓縮過程的塑性變形進(jìn)行協(xié)調(diào)，使材料具備更加優(yōu)異的局部變形能力，從而大大提高了材料的壓潰性能．

圖5 不同時效狀態(tài)下Al-5.9Zn-0.8Mg合金的透射電鏡照片（a）T4；（b）T6；（c）T7Fig.5 TEM micrographs of Al-5.9Zn-0.8Mg alloy under different aging tempers

3 結(jié)論

（1）Al-5.9Zn-0.8Mg合金的屈強比，隨其時效過程的進(jìn)行（T4→T6→T7）逐漸增大．

（2）T4狀態(tài)試樣具有良好的均勻塑性變形能力，而T7時效狀態(tài)試樣在斷裂前會發(fā)生劇烈的頸縮變形．

（3）試樣斷裂前出現(xiàn)的頸縮過程，使材料具有更加優(yōu)異的抗局部變形的能力，從而提高了試樣的壓潰性能．