榮智崢,高 陽,張 朔,馬佳俊,孫德建

(鄭州航空工業(yè)管理學(xué)院 材料學(xué)院,鄭州 450046)

6×××系鋁合金(Al-Mg-Si)具有較小的密度、良好的抗腐蝕性、極佳的加工性能以及較優(yōu)的力學(xué)性能,被廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車制造、建筑裝飾等領(lǐng)域[1-4]。近年來,隨著輕質(zhì)、高強(qiáng)產(chǎn)品需求增大,對鋁合金的性能要求越來越苛刻,輕量化及更好的綜合性能是人們長期追求的目標(biāo),也是現(xiàn)在先進(jìn)制造技術(shù)發(fā)展的趨勢之一[5]。目前,6×××系鋁合金的主要制備工藝是鑄造法。鑄造法生產(chǎn)的合金存在晶粒粗大,成分偏析嚴(yán)重,極易產(chǎn)生疏松、縮孔等問題,實(shí)際生產(chǎn)中常在鑄造后進(jìn)行均勻化處理、鍛造和擠壓等后續(xù)處理來改善合金的綜合力學(xué)性能[6-8]。相較于目前工業(yè)上廣泛應(yīng)用的鑄造法制備的鋁合金,粉末冶金法可以少切削甚至無切削生產(chǎn)具有各種特定性能的零件,同時(shí)可有效避免成分偏析,提高固溶度,減少氣孔、縮孔等缺陷,改善合金形態(tài)和分布特征,已成為制備高性能鋁合金及其復(fù)合材料的主要方法之一[5,9]。Sun等[10]采用粉末冶金法制備了SiC增強(qiáng)純鋁基復(fù)合材料,研究了SiC粒度和擠壓對復(fù)合材料的組織和力學(xué)性能的影響。Rahimian等[11]研究了粉末粒度、燒結(jié)溫度和燒結(jié)時(shí)間對粉末冶金法制備Al-Al2O3復(fù)合材料性能的影響。楊玉玲等[12]利用粉末冶金法制備出添加不同稀土Y含量的2A12鋁合金,發(fā)現(xiàn)添加稀土元素Y可以抑制鋁合金晶粒在燒結(jié)過程中的長大,當(dāng)Y的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%時(shí),2A12鋁合金抗拉強(qiáng)度最高,對其進(jìn)行熱處理后,抗拉強(qiáng)度達(dá)到358.45 MPa。Wu等[13]研究了不同燒結(jié)方法對2024鋁合金性能的影響,發(fā)現(xiàn)低壓燒結(jié)制備的合金具有較好力學(xué)性能,其極限抗拉強(qiáng)度為228.16 MPa,塑性為12%。G?k?ea等[14]將Al5Cu和Al5Cu0.5Mg通過預(yù)混合制備出顯微組織良好的高強(qiáng)粉末冶金鋁合金,重點(diǎn)討論了燒結(jié)工藝參數(shù)對合金顯微組織結(jié)構(gòu)和性能的影響,燒結(jié)后的鋁合金橫向斷裂強(qiáng)度值可提高5倍,由84 MPa提高到466 MPa。

目前,關(guān)于粉末冶金鋁合金的研究主要集中在合金成分、粉末粒度和燒結(jié)工藝等對合金微觀組織演變規(guī)律和力學(xué)性能的影響方面,而針對粉末冶金鋁合金中球磨工藝和熱處理工藝的研究較少。本工作以6061鋁合金粉末為原料,研究球磨和熱處理工藝對6061鋁合金的微觀組織與性能的影響,為進(jìn)一步優(yōu)化鋁合金粉末冶金制備工藝和熱處理制度提供實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 材料制備

實(shí)驗(yàn)原料選用氣霧化法6061鋁合金粉末(平均粒徑為15 μm)為原料,合金主要化學(xué)成分如表1所示。6061粉末在高純氬氣保護(hù)環(huán)境下,在轉(zhuǎn)速為200 r/min,球料比為10∶1的行星式球磨機(jī)中分別進(jìn)行2,20,50 h的球磨,球磨罐與球選用304不銹鋼材質(zhì)。另外,為減輕球磨過程中粉末附著與冷焊,球磨前加入1%(質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同)的硬脂酸作為過程控制劑。將研磨好的粉末放入直徑為35 mm的石墨模具中預(yù)壓成坯,隨后按照如圖1所示的燒結(jié)工藝,在CENYORR 3600熱壓爐中進(jìn)行熱壓燒結(jié),得到燒結(jié)態(tài)鋁合金。最后,將較好球磨狀態(tài)熱壓坯錠與擠壓模具在460 ℃的馬弗爐中保溫20 min后,在經(jīng)440 ℃預(yù)熱的擠壓機(jī)中進(jìn)行熱擠壓,擠壓比為12∶1,擠壓速度為4.6 mm/s。

圖1 6061鋁合金燒結(jié)過程示意圖Fig.1 Schematic diagram of 6061 aluminum alloy sintering process

表1 6061鋁合金粉末主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Main chemical compositions of 6061 aluminum alloy powder (mass fraction/%)

1.2 熱處理

為了進(jìn)一步提高材料的性能,系統(tǒng)研究擠壓態(tài)合金的熱處理工藝。首先固定固溶時(shí)間(1 h),研究固溶溫度為490,510,530 ℃和550 ℃時(shí)的組織和性能,確定較優(yōu)的固溶溫度,隨后固定固溶溫度,改變固溶時(shí)間0.5,1,1.5,2 h,通過實(shí)驗(yàn)結(jié)果對比,獲得較優(yōu)的固溶時(shí)間。然后在較優(yōu)的固溶工藝下,研究時(shí)效溫度和時(shí)間對材料性能的影響。測量時(shí)效溫度分別為160,170,180,190,200 ℃的硬度,得到較優(yōu)的時(shí)效溫度,在較優(yōu)的時(shí)效溫度下,研究時(shí)效時(shí)間分別為0,4,6,8,10,12,16,20 h和24 h的硬度,獲得較優(yōu)的時(shí)效時(shí)間。

1.3 性能測試

采用阿基米德原理測試燒結(jié)樣品的密度;用HVS-30維氏硬度計(jì)在載荷為19.6 N、保壓時(shí)間15 s條件下,測試合金的硬度。將合金樣品加工成如圖2所示的拉伸試樣,在UZDL-50高溫真空拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸性能測試,拉伸速度為0.2 mm/min。選取3個(gè)樣品進(jìn)行拉伸測試,并將測量結(jié)果取平均值。

圖2 拉伸試樣尺寸Fig.2 Sizes of tensile specimen

樣品使用800～2000目砂紙進(jìn)行預(yù)磨,用粒徑為0.5 μm的金剛石拋光液拋光,隨后采用keller試劑(1 mL HF+1.5 mL HCl+2.5 mL HNO3+95 mL H2O)腐蝕30 s后,在IE 200M光學(xué)顯微鏡下觀察金相組織。使用TESCAN MIRA LMS掃描電子顯微鏡觀察球磨粉末、塊體樣品與拉伸斷口的微觀形貌,并用能譜儀分析塊體樣品的化學(xué)成分。采用Nano Measurer軟件對不同球磨時(shí)間粉末顆粒的尺寸以及塊體樣品的晶粒尺寸進(jìn)行定量分析。使用SmartLab X射線衍射儀對不同球磨時(shí)間鋁合金粉末進(jìn)行物相分析。TEM觀察采用JEM-2100高分辨率透射電鏡進(jìn)行,加速電壓為200 kV。TEM試樣先機(jī)械研磨至約0.08 mm,再用PIPS M1050離子減薄儀進(jìn)行減薄。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 球磨時(shí)間對燒結(jié)態(tài)鋁合金組織與性能的影響

圖3為不同球磨時(shí)間下6061鋁合金粉末的SEM形貌,發(fā)現(xiàn)球磨時(shí)間對粉末形貌有較大影響。由圖3(a)可以看出,原始粉末形狀以球形為主,有小部分形狀不規(guī)則粉末存在,粉末粒徑從幾微米到幾十微米不等,其平均粒徑為15.8 μm。圖3(b)為球磨2 h后粉末形貌,可以看出粉末開始變形,部分球形粉末變?yōu)闄E球形,粒徑為22.9 μm,此時(shí)產(chǎn)生輕微冷焊,導(dǎo)致粉末粒徑變大。隨著球磨時(shí)間的進(jìn)一步增加,鋁合金粉末不斷受到磨球、罐壁之間的剪切、沖擊、壓縮等作用,在球磨過程中發(fā)生了嚴(yán)重塑性變形,經(jīng)歷長時(shí)間冷焊和破碎反應(yīng)后,小粒徑粉末相互黏結(jié),逐漸變?yōu)槠瑺罘勰15]。如圖3(c),(d)所示,當(dāng)球磨時(shí)間≥20 h時(shí),粉末形貌以片狀為主。球磨20 h,粉末尺寸逐漸增大到24.2 μm(圖3(c))。繼續(xù)增加球磨時(shí)間到50 h,粉末整體形貌變化不大,片層厚度有輕微減少(圖3(d))。相關(guān)研究表明,短時(shí)球磨有利于破碎粉體表面的氧化層,促進(jìn)原子擴(kuò)散,對致密化起積極促進(jìn)作用,而薄片狀粉末間的接觸面積較低,坯體密度低,不利于粉末的致密化[15]。圖4為不同球磨時(shí)間下鋁合金粉末的XRD圖譜。由圖4可知,在較短球磨時(shí)間下(0～2 h),合金粉末主要含有Al和少量的Mg2Si相,而當(dāng)球磨時(shí)間≥20 h時(shí),出現(xiàn)了強(qiáng)度較弱的Al2O3衍射峰,可能由于較長球磨時(shí)間導(dǎo)致混合粉末產(chǎn)生部分氧化。由圖3和圖4可知,當(dāng)球磨時(shí)間≥20 h時(shí),粉末形貌相似,粉末粒徑增加不明顯,基本達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài),表明冷焊與破碎達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡,繼續(xù)延長球磨時(shí)間對粉末形態(tài)影響較小。

圖4 不同球磨時(shí)間下鋁合金粉末的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of 6061 Al powder under different ball milling time

圖5為不同球磨時(shí)間燒結(jié)態(tài)6061鋁合金的微觀組織。如圖5(a),(b)所示,球磨2 h合金組織與未經(jīng)球磨合金相比沒有顯著差異,組織中均未發(fā)現(xiàn)明顯的孔隙。當(dāng)球磨時(shí)間為20 h和50 h時(shí)(圖5(c),(d)),合金晶粒尺寸分別為27.6 μm和30.2 μm,晶粒尺寸明顯增大,晶粒形狀不規(guī)則,并在晶界處觀察到大量孔隙。孔隙的產(chǎn)生可能是由于在長時(shí)間機(jī)械球磨的作用下,鋁合金粉末發(fā)生劇烈塑性變形和冷焊,形成較大片狀粉末,導(dǎo)致粉末顆粒間的接觸面減小,燒結(jié)過程中孔隙處物質(zhì)傳輸困難,產(chǎn)生大量的邊緣缺陷,降低了材料的致密度,導(dǎo)致合金性能惡化。另外,由圖5(e),(f)可知,第二相(Mg2Si相)在晶界和晶內(nèi)均有分布。

圖5 不同球磨時(shí)間燒結(jié)態(tài)鋁合金微觀組織(a)0 h;(b)2 h;(c)20 h;(d)50 h;(e)2 h SEM圖;(f)EDS分析Fig.5 Optical microstructures of sintered aluminum alloy at different ball milling time(a)0 h;(b)2 h;(c)20 h;(d)50 h;(e)SEM image of 2 h;(f)EDS analysis

圖6為不同球磨時(shí)間下燒結(jié)態(tài)合金的相對密度和硬度。如圖所示,較短的球磨時(shí)間(0～2 h)鋁合金的相對密度較高,達(dá)99.3%以上,隨著球磨時(shí)間的增加,相對密度迅速降低,20 h后相對密度為92.59%,50 h后下降到87.53%。這是由于在長時(shí)間高能球磨工藝下,細(xì)小球形的鋁合金粉末變?yōu)榱捷^大的片狀粉末,在相同的燒結(jié)工藝下,相鄰片狀粉末中大孔隙填補(bǔ)困難,導(dǎo)致燒結(jié)過程中孔隙沒有完全消除,且球磨時(shí)間過長產(chǎn)生的部分氧化現(xiàn)象,不利于鋁合金粉末的燒結(jié)致密化[16]。隨著球磨時(shí)間的延長,合金的硬度由35.22HV逐漸增加到54.23HV,球磨20 h后硬度提升逐漸減緩。圖7為不同球磨時(shí)間燒結(jié)態(tài)鋁合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖知,隨著球磨時(shí)間延長,鋁合金抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)先升高,再下降的趨勢,伸長率呈逐漸減小的規(guī)律。球磨2 h時(shí)綜合力學(xué)性能較優(yōu),其抗拉強(qiáng)度可達(dá)到147 MPa,伸長率為25.5%。

圖6 不同球磨時(shí)間燒結(jié)態(tài)鋁合金致密度和硬度Fig.6 Relative density and hardness of sintered aluminum alloy at different ball milling time

圖7 不同球磨時(shí)間燒結(jié)態(tài)鋁合金應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.7 Stress-strain curves of sintered aluminum alloy at different ball milling time

2.2 熱處理工藝對擠壓態(tài)鋁合金組織與性能的影響

為了得到綜合性能優(yōu)異的合金,對最佳球磨工藝(2 h)的合金進(jìn)行熱擠壓處理,并研究擠壓態(tài)合金的固溶與時(shí)效工藝,以進(jìn)一步提高材料的力學(xué)性能。

2.2.1 固溶工藝

圖8為合金在不同固溶溫度和相同時(shí)效工藝下的硬度變化曲線。由圖可知,經(jīng)490 ℃×1 h,510 ℃×1 h,530 ℃×1 h和550 ℃×1 h固溶處理后的鋁合金硬度分別為73.29HV,88.58HV,125.46HV,99.49HV?？梢钥闯?隨著固溶溫度的增加,合金的硬度逐漸增加,在530 ℃時(shí)硬度達(dá)到最大值,進(jìn)一步提高固溶溫度,合金的硬度逐漸降低。隨后,在固溶溫度為530 ℃條件下,研究固溶時(shí)間對材料硬度的影響,其結(jié)果如圖9所示。由圖發(fā)現(xiàn),硬度隨固溶時(shí)間的延長逐漸增加,固溶時(shí)間為1 h時(shí),硬度達(dá)到最大,隨后出現(xiàn)平臺期。當(dāng)固溶時(shí)間超過1.5 h后,硬度開始顯著下降。綜上所述,固溶工藝對鋁合金硬度產(chǎn)生重要影響,這是由于不同固溶條件使得擠壓態(tài)鋁合金中Mg,Si等合金元素溶解度產(chǎn)生較大差異。固溶溫度高、時(shí)間長時(shí),雖然提高了鋁合金中過飽和固溶體的濃度,但導(dǎo)致再結(jié)晶晶粒長大,形成粗化的組織,反而使鋁合金硬度降低。固溶溫度低、時(shí)間短時(shí)盡管能獲得細(xì)小的晶粒組織,但由于固溶不充分,影響合金后續(xù)的時(shí)效析出能力,合金硬度較低。

圖8 固溶溫度對擠壓態(tài)鋁合金硬度的影響Fig.8 Effect of solution temperature on hardness of extruded aluminum alloy

圖9 固溶時(shí)間對擠壓態(tài)鋁合金硬度的影響Fig.9 Effect of solution time on hardness of extruded aluminum alloy

圖10為不同固溶溫度和時(shí)間下材料的微觀組織照片。由圖10可以看出,不同固溶條件下,擠壓態(tài)鋁合金的顯微組織有明顯的差異。在490 ℃×1 h和530 ℃×0.5 h固溶條件下(圖10(a),(d)),合金組織中存在大量粗大的黑色斑點(diǎn)狀第二相粒子。在擠壓態(tài)鋁合金SEM形貌中(圖10(f)),同樣發(fā)現(xiàn)較多尺寸較大的黑色顆粒狀與白色點(diǎn)狀第二相。進(jìn)行EDS能譜分析發(fā)現(xiàn):黑色顆粒狀相A,B點(diǎn)由Al,Mg,Si元素組成,推測主要為Mg2Si相。C,D點(diǎn)都位于白色點(diǎn)狀相上,主要由Al,Mg,Si,Fe,Mn元素組成,(Fe+Mn)/Si摩爾比分別為0.87,0.83,推測主要為含鐵金屬間化合物Al5FeSi或Al9Fe2Si2相(Fe,Si摩爾比為0.80～1.13)[17]。如圖10(b)所示,當(dāng)固溶530 ℃×1 h時(shí),粗大第二相粒子基本溶解到基體中。此時(shí),鋁合金中發(fā)生再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力較大,合金元素Mg,Si等固溶于合金基體中,產(chǎn)生固溶強(qiáng)化,由于溶質(zhì)原子與溶劑原子直徑不同,溶質(zhì)原子周圍形成晶格畸變,阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),滑移難以進(jìn)行,使得合金強(qiáng)度和硬度提高。而在550 ℃×1 h和530 ℃×2 h固溶條件下,由于過高的固溶溫度和過長的固溶時(shí)間,導(dǎo)致第二相充分溶解,但晶粒明顯長大,且在圖10(c)中在合金基體中發(fā)現(xiàn)復(fù)熔球,出現(xiàn)了較為嚴(yán)重過燒現(xiàn)象。

圖10 不同固溶溫度和固溶時(shí)間6061鋁合金的微觀組織圖(a)490 ℃×1 h;(b)530 ℃×1 h;(c)550 ℃×1 h;(d)530 ℃×0.5 h;(e)530 ℃×2 h;(f)擠壓態(tài)Fig.10 Microstructure of 6061 aluminum alloy under different heat treatment conditions(a)490 ℃×1 h;(b)530 ℃×1 h;(c)550 ℃×1 h;(d)530 ℃×0.5 h;(e)530 ℃×2 h;(f)the extruded state

2.2.2 時(shí)效工藝

圖11為合金在530 ℃×1 h固溶條件下,不同時(shí)效溫度和8 h時(shí)效時(shí)間下的硬度變化曲線。由圖中可以看出,時(shí)效溫度從160 ℃升高到180 ℃,合金硬度迅速呈線性增加到峰值(由75.36HV增加到125.46HV)。繼續(xù)升高時(shí)效溫度,硬度快速降低,時(shí)效溫度為200 ℃時(shí)合金硬度下降到72.93HV。在時(shí)效溫度為180 ℃的條件下,進(jìn)一步研究不同時(shí)效時(shí)間對擠壓態(tài)鋁合金硬度的影響。如圖12所示,合金硬度隨時(shí)效時(shí)間的延長同樣表現(xiàn)出先增加后降低的趨勢,時(shí)效時(shí)間8 h時(shí),達(dá)到峰值125.46HV,繼續(xù)增加時(shí)效時(shí)間,硬度開始迅速下降,時(shí)效16 h硬度下降到87.04HV,隨著時(shí)效時(shí)間的繼續(xù)延長硬度下降不明顯。鋁合金中硬度的變化與第二相的析出狀態(tài)有關(guān),當(dāng)時(shí)效溫度較低或時(shí)間較短時(shí),合金中的第二相還未完全析出,合金硬度較低。強(qiáng)化效果隨著析出相數(shù)量的增加而增加,硬度達(dá)到峰值后,繼續(xù)提高時(shí)效溫度或延長時(shí)效時(shí)間,導(dǎo)致析出相長大,強(qiáng)化效果逐漸減弱[18]。

圖11 時(shí)效溫度對擠壓態(tài)鋁合金硬度的影響Fig.11 Effect of aging temperature on hardness of extruded aluminum alloy

圖12 時(shí)效時(shí)間對擠壓態(tài)鋁合金硬度的影響Fig.12 Effect of aging time on hardness of extruded aluminum alloy

圖13為不同狀態(tài)下6061鋁合金的TEM明場像。如圖13(a)所示,燒結(jié)態(tài)鋁合金晶粒尺寸較大,晶內(nèi)沒有發(fā)現(xiàn)粗大的第二相,熱擠壓后,晶粒破碎,產(chǎn)生明顯的晶粒細(xì)化現(xiàn)象(13(b))。在擠壓過程中鋁合金發(fā)生了塑性變形,減少了組織中的缺陷,進(jìn)一步提高了組織的均勻性。另外,晶界可阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),晶粒越小,單位體積中晶界面積越大,產(chǎn)生細(xì)晶強(qiáng)化作用,其強(qiáng)化效果可通過Hall-Petch公式估算,細(xì)晶強(qiáng)化是擠壓態(tài)鋁合金力學(xué)性能提高的主要強(qiáng)化機(jī)制[19]。

圖13 不同狀態(tài)下6061鋁合金的TEM明場像(a)燒結(jié)態(tài);(b)擠壓態(tài);(c)熱處理態(tài),530 ℃×1 h+160 ℃×8 h;(d)熱處理態(tài),530 ℃×1 h+180 ℃×4 h;(e)熱處理態(tài),530 ℃×1 h +180 ℃×8 h;(f)熱處理態(tài),530 ℃×1 h+180 ℃×12 hFig.13 TEM bright field images of 6061 aluminum alloy under different conditions(a)sintering state;(b)squeezed state;(c)heat treatment state,530 ℃×1 h+160 ℃×8 h;(d)heat treatment state,530 ℃×1 h +180 ℃×4 h;(e)heat treatment state,530 ℃×1 h+180 ℃×8 h;(f)heat treatment state,530 ℃×1 h +180 ℃×12 h

固溶處理后得到較高能量狀態(tài)的過飽和固溶體,通過進(jìn)一步時(shí)效處理可使固溶體分解,由亞穩(wěn)相向較低能量的穩(wěn)定狀態(tài)轉(zhuǎn)化形成穩(wěn)態(tài)相[20]。與擠壓態(tài)合金相比,6061鋁合金經(jīng)熱處理后(如圖13(c)),Al晶粒尺寸增大,但仍然保持在超細(xì)晶范圍內(nèi),表現(xiàn)出良好的穩(wěn)定性。其穩(wěn)定性可能是由于分布在晶界附近的Mg,Si,Cu等溶質(zhì)原子以及Mg2Si析出相對晶界起到釘扎作用,阻礙晶界遷移,抑制了晶粒進(jìn)一步長大。由圖13(d)可知,6061鋁合金在180 ℃的溫度下時(shí)效4 h后,可以觀察到細(xì)小GP區(qū)(溶質(zhì)原子偏聚區(qū))以及少量β″相,此時(shí)為欠時(shí)效。當(dāng)時(shí)效時(shí)間為8 h后,觀察到大量彌散分布的針狀和顆粒狀β″相,此時(shí)鋁合金到達(dá)峰時(shí)效。β″相與基體為共格的強(qiáng)化相,強(qiáng)化效果高于GP區(qū)[21]。此時(shí),彌散分布的超細(xì)第二相顆粒起到釘扎晶界的作用,阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),其彌散強(qiáng)化效果可通過Orowan強(qiáng)化機(jī)制估算,可顯著提高合金力學(xué)性能,同時(shí)保持良好的塑性和韌性[20]。繼續(xù)延長時(shí)效時(shí)間,如圖13(f)所示,第二相明顯粗化,形成桿狀β′相,并出現(xiàn)部分片狀β相,此時(shí)鋁合金過時(shí)效。因此,可推斷粉末冶金法制備的6061鋁合金時(shí)效析出順序?yàn)?α-Al過飽和固溶態(tài)→GP區(qū)→β″相→β′相→β相。且在180 ℃×8 h的時(shí)效制度下,彌散強(qiáng)化效果最為顯著。

2.2.3 力學(xué)性能

圖14為燒結(jié)態(tài)、擠壓態(tài)和熱處理態(tài)6061鋁合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線與斷口形貌?？梢钥闯?由粉末冶金工藝制得的燒結(jié)態(tài)6061鋁合金的抗拉強(qiáng)度相對較低,但其延展性較好,斷口形貌以大尺寸、深孔洞的韌窩為主,有明顯的撕裂棱。經(jīng)過熱擠壓處理后,其抗拉強(qiáng)度略有提高,但伸長率降低,斷口形貌與燒結(jié)態(tài)相比無明顯變化。熱處理態(tài)合金在拉伸斷口觀察到大量小尺寸、淺孔洞的韌窩,這與拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果中塑性的降低相吻合。三種狀態(tài)下,鋁合金斷裂形式均為韌性斷裂。在固溶530 ℃×1 h、時(shí)效180 ℃×8 h的熱處理狀態(tài)下,6061鋁合金抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為442 MPa和15%。與文獻(xiàn)中報(bào)道的數(shù)據(jù)相比(如圖15所示),表現(xiàn)出較優(yōu)的綜合力學(xué)性能,其抗拉強(qiáng)度較鑄造法制備的6061鋁合金(T6態(tài))提高約37%[22-29]。擠壓態(tài)鋁合金經(jīng)過固溶時(shí)效處理后,強(qiáng)化效果顯著,綜合力學(xué)性能大幅提高,其優(yōu)良的力學(xué)性能主要是粉末冶金法與熱擠壓引起的細(xì)晶強(qiáng)化、固溶處理后合金元素Mg,Si等固溶于合金基體中引起的固溶強(qiáng)化以及時(shí)效處理后彌散分布β″相引起的彌散強(qiáng)化共同作用的結(jié)果。

圖14 不同狀態(tài)下6061鋁合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線與斷口形貌Fig.14 Stress-strain curves and fracture morphologies of 6061 aluminum alloy in different states

圖15 6061鋁合金不同制備工藝力學(xué)性能對比Fig.15 Comparison of mechanical properties of 6061 aluminum alloy prepared by different processes

3 結(jié)論

(1)隨著球磨時(shí)間的延長,粉末形貌由球形逐漸變?yōu)楸馄狡瑺?并且粉末粒徑逐漸增大,球磨2 h時(shí),燒結(jié)態(tài)合金具有較好的致密度和力學(xué)性能,但較長的球磨時(shí)間將導(dǎo)致材料致密度和力學(xué)性能降低。

(2)合適的固溶溫度與固溶時(shí)間,使合金元素Mg,Si等充分溶解在合金基體中,提高合金強(qiáng)度和硬度。過高的固溶溫度和過久的時(shí)間使晶粒長大導(dǎo)致組織粗大,合金基體中出現(xiàn)復(fù)熔球,發(fā)生過燒現(xiàn)象。

(3)欠時(shí)效階段,觀察到細(xì)小GP區(qū)以及少量β″相。在峰值時(shí)效條件下,強(qiáng)化相主要是彌散分布的針狀和顆粒狀β″相。過時(shí)效階段,析出物變?yōu)闂U狀β′相與部分片狀β相。較優(yōu)的固溶時(shí)效工藝為530 ℃×1 h+180 ℃×8 h,此時(shí)合金具有較高的強(qiáng)度(442 MPa)和硬度(125HV)以及合適的伸長率。其優(yōu)良的力學(xué)性能主要是彌散強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化共同作用的結(jié)果。