擠壓態4032鋁合金力學性能及斷裂行為分析

王國軍 ，王玉鳳 ，劉科研 ，林 森 ，王 浩 ，寧志良

（1.東北輕合金有限責任公司，黑龍江 哈爾濱 150060；2.哈爾濱工業大學，黑龍江 哈爾濱 150001）

擠壓加工變形過程在近似封閉的工具內進行，材料在變形過程中承受很高的靜水壓力，有利于消除鑄錠中的氣孔、疏松和縮孔等缺陷，提高材料的可成形性，改善產品的性能［1］。目前，人們已成功地制備出了多種規格型號的鋁合金擠壓產品，包括不同型號的板、管、棒、型材等。鋁合金熱擠壓后力學性能顯著提高，特別是塑性，但從斷裂力學上對合金組織對力學性能影響的分析仍然較少且分析并不深入，研究多側重于生產工藝［2］。4032 合金中主要元素為 Si、Cu、Mg、Ni、Fe， 含有微量的 Ti、Mn、Zn、Cr元素，主要用于生產航空鍛件和活塞等耐熱零件。本文以反向擠壓4032合金棒為研究對象，分析了擠壓棒不同部位的組織及對斷裂行為的影響。

1 實驗方法

1.1 實驗材料

實驗材料為半連續鑄造4032鋁合金，鑄錠規格為φ482mm，其實測成分如表1所示。

表1 4032鋁合金成分（質量分數，%）

1.2 擠壓工藝

在5000t水壓機上采用φ500mm筒單孔反向擠壓，擠壓前合金狀態為 H12（加工硬化態），擠壓比為5.8，擠壓溫度：360℃～420℃，擠壓速度：2.5mm/s，擠壓殘料 25mm。

1.3 拉伸試驗

拉伸試驗設備為Instron-5569型電子萬能材料試驗機。擠壓態拉伸試樣沿擠壓方向在φ200mm擠壓棒料上距圓心不同位置截取，截取位置為邊緣（1# 試樣），1/2 半徑（2# 試樣）及中心處（3# 試樣）。室溫拉伸試樣尺寸如圖1所示，標距為36 mm。室溫拉伸速度為1mm/min。

2 實驗結果及分析

擠壓態4032鋁合金徑向不同位置工程應力-應變曲線如圖2所示。

圖1 拉伸試樣形狀尺寸圖（mm）

圖2 擠壓態4032合金不同位置應力應變曲線

從圖2中可以看出，擠壓態的4032合金強度比較低，抗拉強度Rm均在150MPa～180MPa之間。但延伸率均較高，這與熱擠壓過程動態回復軟化有關。對比距徑向不同位置處拉伸試棒的延伸率可知，位于擠壓棒邊緣處的1#位置的延伸率高達15.46%，而擠壓棒中心處的3#位置的延伸率只有7.87%，這是與擠壓過程中邊緣和中心位置變形不均勻，形成材料內部組織差異較大造成的。

宏觀斷口均呈暗灰色，無金屬光澤，觀察不到顆粒形貌。擠壓態4032合金斷口邊緣有比較大的剪切唇，斷口平面與拉伸軸線呈約45°角，斷口呈鋒利的楔形，而且有較為明顯的縮頸現象。這是典型的延性斷裂滑移斷口的宏觀形貌特征。

圖3為擠壓態4032合金在低倍掃描下的宏觀斷口形貌。圖3a）為擠壓態邊緣處的宏觀斷口，從中可以看到很多長約500μm，寬約50μm的裂縫，此應為拉伸過程中大量微孔聚集的結果。圖3b）為擠壓態中心處的宏觀斷口，有與拉伸應力方向不呈45°角的臺階出現，說明此試樣的延性斷裂滑移過程中受到了阻礙。

圖4是斷口SEM。從圖4中可以看到，從邊緣到中心的過程中，總體的趨勢為韌窩逐漸變淺變大，且不規則形狀的韌窩數量逐漸增加，說明從擠壓棒邊緣到中心位置，材料的塑性呈下降趨勢，與所測得的力學性能基本符合。

圖3 斷口低倍掃描圖

圖4 斷口SEM

韌窩邊緣的撕裂棱是材料塑性變形的痕跡，圖4c）中的撕裂棱很少，說明此處斷裂時未發生很大的塑性變形。除韌窩邊緣的塑性變形痕跡以外，在每一個韌窩的中心常常夾有第二相質點（有的韌窩中沒有，則可能在斷口的另一半對應的韌窩中），所以，可以認為韌窩的產生過程、即由微孔聚集形成的斷裂過程與第二相質點的存在有關。

微孔聚集型斷裂過程中包括裂紋的形核、長大、聚合直至斷裂，裂紋的形成與第二相粒子的存在有關。由4032合金擠壓態各處組織可知，在擠壓過程中，部分粗大多元相和Si顆粒已經受到擠壓應力的作用而在其內部產生了大量的微裂紋，但此裂紋方向與擠壓過程所受的應力和應變有關，理想的裂紋方向應與擠壓軸向相平行，這樣的裂紋在拉伸試驗的過程中不會作為裂紋源產生應力集中。圖5是擠壓棒邊緣和擠壓棒中心處掃描照片。利用掃描能譜儀對圖5拉伸試樣斷口中所選位置測得的成分見表2。由能譜分析可知，韌窩下面1和2點處含有裂紋的大塊相的成分除很高比例的Al外，Ni、Fe的含量也很高，還含有少量的Mg、Cu，可推斷該相為Al20Ni11Cu0.8Fe1Mg0.3，3點處開裂的相經能譜分析為Si顆粒，4點處為基體。若每一個韌窩都是生核的核心，則粗大的Al20Ni11Cu0.8Fe1Mg0.3相和Si相都在斷裂的過程中起到重要作用。

圖5 第二相粒子及對應能譜

圖6為擠壓態邊緣和中心位置處斷口對應下端縱向剖面組織及能譜，長約 20μm，寬約 10μm的亮白色多元相由于受到縱向的拉應力作用而出現多條垂直于應力方向的裂紋，裂紋均終止于Al基體。經能譜分析得知，此多元相的成分與斷口處大的韌窩內的粗大相的成分一致，可以推斷，尺寸較大的富Ni、Fe相為脆性相，此相的斷裂源于其本身的脆性，而不是與基體之間的脫黏。在塑性變形開始后，較小應變發生時，微裂紋在粗大的富Ni、Fe相和Si顆粒內部萌生，但由于此相尺寸較大，裂紋擴展到相的邊緣時對與其相黏結的基體產生的應力要比尺寸較小的Si顆粒內部裂紋擴展到Si相的邊緣時對與Si相黏結的基體產生的應力要大得多。Al-Si合金中的脆性相，在外力作用下，容易發生斷裂或與基體分離而形成微裂紋，使裂紋擴展變得容易。

表2 圖5所示位置處能譜（At/%）

Griffith等［3］研究表明，在平面應力條件下，球形脆性顆粒發生斷裂的臨界應力見式（1）：

式中：γs——單位面積的自由表面能，mJ/m2；

R——脆性顆粒半徑，mm；

E——彈性模量。

該式也可表明在平面應力條件下含裂紋長度為2R的裂紋體的斷裂強度。對金屬而言，斷裂時所消耗的塑性變形功遠大于材料斷裂時新的表面能，所以Orowan在Griffith公式的基礎上提出修正，見式（2）：

式中：UP——塑性變形功，mJ/m2。

由于 UP＞＞γS， 所以上式中 γS可以忽略，則有式（3）：

圖6 斷口對應下端縱向剖面組織及能譜

從式（3）中可以看出，脆性顆粒半徑越大，使其斷裂所需要的應力越小。結合4032合金擠壓態斷口下端的組織可知，粗大富Ni、Fe相的面積約為Si顆粒的4倍～6倍，所以，粗大富Ni、Fe相內的裂紋失穩擴展所需應力不及Si顆粒中的裂紋失穩擴展所需應力的一半。

圖7 斷口撕裂處縱向剖面組織

由斷口處的剖面圖7可以證實，由于脆性富Ni、Fe相的尺寸較大，斷裂時其斷裂方式均為為相內部脆裂式破碎斷裂，而Si顆粒，因其相對于富Ni、Fe 相的尺寸較小，其斷裂方式有顆粒內部脆裂式破碎也有與基體脫黏。當裂紋尖端遇到Si顆粒時，雖然受到裂紋尖端應力場的作用，但細小的硅顆粒不易發生斷裂，使裂紋難以穿過硅顆粒，從而對裂紋的擴展起阻礙作用，而裂紋要繼續擴展就只能通過繞過機制，這樣必然增加裂紋的擴展長度，消耗更多能量，使裂紋的擴展速度降低。

3 結 論

1）4032合金棒經熱擠壓后，強度在距圓心不同位置處差別不大，抗拉強度均在180MPa～190MPa之間；延伸率在距圓心不同位置處差別較大，在邊緣處可達15.46%，中心部位只有7.87%。

2）4032合金在拉伸過程中，組織中的粗大富Ni、Fe相的破碎源于其本身的脆性，相比于尺寸較小的Si顆粒更易于裂紋的萌生和擴展，是限制合金拉伸性能的主要因素。

［1］Bussiba A，Artzy A B，Grain Refinement of AZ31 and ZK60Mg Alloys towards Superplasticity Studies［J］.Materials Science and Engineering A，2001,302（1）:56-62.

［2］游和清,馬勤.4A11鋁合金活塞裙等溫擠壓工藝的研究［J］.熱加工工藝，2007,36（5）:65-68.

［3］Curry DA. Knott JF. Effect of Microstructure on Cleavage Fracture Toughness of Quenched and Tempered Steels ［J］.Metal Science， 1979（13）:341-345.