不同時(shí)效工藝對(duì)6063鋁合金組織和力學(xué)性能的影響

寧愛林，孫 瑜，黃繼武

（1.邵陽學(xué)院機(jī)械與能源工程系，邵陽 422004；2.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083）

0 引 言

6063鋁合金是鋁鎂硅系合金中典型的可熱處理強(qiáng)化合金，具有中等強(qiáng)度、優(yōu)良的擠壓性能、對(duì)應(yīng)力腐蝕不敏感、良好的焊接性能及加工性能等，在民用建筑領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用［1－3］。鋁合金的時(shí)效硬化研究是Win于1906年首先開始的，隨著對(duì)沉淀相析出和合金時(shí)效強(qiáng)化機(jī)制研究的不斷深入，時(shí)效處理已成為改善鋁合金綜合性能的重要途徑［4］。鋁合金時(shí)效硬化的一般方法是將其加熱到固溶線溫度以上，保溫一段時(shí)間使合金元素充分溶入基體中，然后快速冷卻至室溫形成過飽和固溶體，再將合金在一定溫度下進(jìn)行時(shí)效處理，強(qiáng)化相逐漸在合金基體中析出，可顯著提高合金的強(qiáng)度［5］。6063鋁合金傳統(tǒng)的時(shí)效處理溫度是180℃，達(dá)到峰時(shí)效態(tài)需6h，生產(chǎn)周期較長(zhǎng)。為了提升合金的綜合性能并保證生產(chǎn)效率，作者嘗試對(duì)6063鋁合金進(jìn)行雙級(jí)時(shí)效處理，并與單級(jí)時(shí)效處理進(jìn)行了對(duì)比，研究了不同時(shí)效工藝對(duì)6063鋁合金組織和性能的影響。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)用6063鋁合金鑄錠采用半連續(xù)鑄造方法制備，合金名義成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）為0.64Mg，0.45Si，0.17Fe，0.04Cu，0.04Mn，0.10Cr，0.10Ti，0.10Zn，余Al。固溶時(shí)效處理用試樣從擠壓棒上用線切割截取，尺寸為φ16mm×8mm，將其置于箱式電阻爐中加熱至535℃保溫50min，然后水淬冷卻。采用數(shù)顯調(diào)節(jié)儀控制溫度，控溫精度為±1℃，為避免冷卻停放效應(yīng)，試樣水淬后立即（淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間小于30s）取出放入FN101－1s型鼓風(fēng)干燥箱中分別進(jìn)行170℃×2h，170℃×2h＋200℃×1.5h和180℃×6h的三種時(shí)效處理。

1.2 試驗(yàn)方法

采用HW187.5型布洛維硬度計(jì)測(cè)合金固溶時(shí)效處理后的硬度，取3點(diǎn)的平均值；拉伸試驗(yàn)在CSS－44100型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)上完成，試驗(yàn)按照GB／T 228—2002進(jìn)行，拉伸速度為3mm·min－1，取3個(gè)試樣的平均值；金相試樣不經(jīng)腐蝕直接用FEI Sirion 2000型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）進(jìn)行斷口形貌觀察，用其附帶的能譜儀（EDS）分析第二相粒子成分；用FEI TECNAIG200型透射電子顯微鏡（TEM）觀察合金時(shí)效后的形貌，加速電壓為200kV。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 對(duì)力學(xué)性能的影響

由表1可以看出，6063鋁合金經(jīng)雙級(jí)時(shí)效處理（170℃×2h＋200℃×1.5h）后的力學(xué)性能比單級(jí)時(shí)效處理（180℃×6h）后的更優(yōu)；在170℃×2h時(shí)效處理后繼續(xù)進(jìn)行200℃×1.5h的時(shí)效處理，使能硬度繼續(xù)上升，增幅達(dá)到26HB。

表1 不同工藝時(shí)效后6063鋁合金的力學(xué)性能Tab.1 Mechanical properties of 6063aluminum alloy after different ageing processes

2.2 對(duì)顯微組織的影響

6063鋁合金經(jīng)180℃×6h時(shí)效處理后，晶內(nèi)析出相為沿鋁基體［100］和［010］方向析出的、尺寸約為80nm的針狀β″相，點(diǎn)狀相為沿基體［001］方向析出的β″相，如圖1（a）所示；晶界析出相β已明顯球化，無沉淀析出帶（PFZ）寬度約250nm，如圖1（c）所示。6063鋁合金經(jīng)170℃×2h＋200℃×1.5h時(shí)效處理后，晶內(nèi)析出相仍為具有共格無畸變帶特征的針狀β″相，其尺寸較180℃×6h時(shí)效處理后的小，約為50nm，但析出相數(shù)量更多，如圖1（b）所示，晶界析出相為斷續(xù)的棒狀β相，未發(fā)生明顯球化，晶界的PFZ較窄，如圖1（d）所示。

圖1 6063鋁合金經(jīng)不同工藝時(shí)效后的TEM形貌Fig.1 TEM morphology of 6063aluminum alloy after different ageing processes：（a）180℃×6h，precipitated phase in grain；（b）170℃×2h＋200℃×1.5h，precipitated phase in grain；（c）180℃×6h，precipitated phase at grains boundary and（d）170℃×2h＋200℃×1.5h，precipitated phase at grains boundary

6063鋁合金經(jīng)170℃×2h時(shí)效處理后，晶內(nèi)析出了大量細(xì)小彌散的針狀相，尺寸約為10nm，如圖2（a）所示，圖2（a）中的右上圖為析出相在［001］Al晶帶軸下選區(qū)的電子衍射花樣，析出相形成有十字形斑紋，析出相為共格的β″相；晶界析出相為連續(xù)狀，無明顯PFZ形成，如圖2（b）所示。

2.3 對(duì)拉伸斷口形貌的影響

由圖3（a）可見，6063鋁合金經(jīng)180℃×6h單級(jí)時(shí)效處理后，其拉伸斷口形貌為混合韌窩型穿晶斷裂和剪切型穿晶斷裂，韌窩深度較淺；經(jīng)170℃×2h＋200℃×1.5h雙級(jí)時(shí)效處理后的斷裂類型為完全韌窩穿晶斷裂，韌窩數(shù)量多且較深。兩種斷口形貌中韌窩底部都含有第二相粒子，經(jīng)EDS成分分析知其為AlFeSi相，如圖4所示。

2.4 討 論

通常認(rèn)為6063鋁合金的基本析出序列為過飽和固溶體（SSS）→團(tuán)簇→GP區(qū)→亞穩(wěn)β″相→亞穩(wěn)β′相→穩(wěn)定β－Mg2Si相［6－9］。固溶體的分解是一個(gè)復(fù)雜的過程，在時(shí)效初期，鎂和硅原子與淬火形成的過飽和空位聚集，形成與基體完全共格的單獨(dú)硅、鎂原子團(tuán)簇和鎂硅復(fù)合原子團(tuán)簇，接著，溶質(zhì)原子不斷從基體中析出，這樣，原子團(tuán)簇周圍能聚集更多的溶質(zhì)原子，長(zhǎng)大形成一定尺寸的GP區(qū)，GP區(qū)與基體依然完全共格。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，球形的GP區(qū)作為亞穩(wěn)β″相的形核核心，逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽绺蟮摩隆逑啵瑏喎€(wěn)β″相與基體共格。因?yàn)閬喎€(wěn)β′相與基體半共格，亞穩(wěn)β″相轉(zhuǎn)化β′相需要破壞與基體的共格關(guān)系，相變需克服較高的界面能，故亞穩(wěn)β″相具有較高的熱穩(wěn)定性。同時(shí)，β″相具有較高的彈性應(yīng)變能，能引起基體點(diǎn)陣的嚴(yán)重畸變，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高合金的強(qiáng)度，合金峰時(shí)效態(tài)時(shí)的主要析出相為亞穩(wěn)β″相。

時(shí)效析出過程是一個(gè)擴(kuò)散型相變，包括形核和長(zhǎng)大。根據(jù)經(jīng)典形核理論［10］，形核率N為

式中：ΔGc為形核功；Q為相變激活能；K為玻爾茲曼常數(shù)；T為相變熱力學(xué)溫度；R為氣體常數(shù)。

與合金在180℃時(shí)效6h相比，合金在170℃時(shí)效2h后的過飽和度更高，過冷度更大，脫溶相晶核尺寸更小，相變形核功更低，故形核率N更大，析出相更加細(xì)小且彌散分布，如圖2（a）所示。合金經(jīng)170℃×2h的時(shí)效處理后，晶內(nèi)析出了大量細(xì)小的β″相，繼續(xù)進(jìn)行200℃×1.5h的時(shí)效處理則繼續(xù)析出溶質(zhì)原子，細(xì)小的β″相長(zhǎng)大。由于析出是一個(gè)擴(kuò)散型相變，析出相的長(zhǎng)大受原子遷移速率影響，根據(jù)阿累尼烏斯公式：

式中：D為擴(kuò)散系數(shù)；D0為頻率因子；Q′為擴(kuò)散活化能；T為溫度。

時(shí)效溫度越高，溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)越大，析出相長(zhǎng)大速率越快，在200℃時(shí)效1.5h后，合金內(nèi)原有的細(xì)小β″相即可長(zhǎng)大到一定尺寸，如圖1（b）所示。合金雙級(jí)時(shí)效后的析出相較180℃×6h單級(jí)時(shí)效后的析出相更加細(xì)小彌散，密度更大，如圖1（a），（b）所示。晶界具有高的界面能，是原子短路擴(kuò)散的通道和擇優(yōu)取向位置，晶界上原子擴(kuò)散快，一般短時(shí)間內(nèi)即可形成平衡析出相，時(shí)間對(duì)晶界原子擴(kuò)散速率的影響大于溫度的影響，單級(jí)時(shí)效的保溫時(shí)間長(zhǎng)于雙級(jí)時(shí)效的，故合金經(jīng)180℃×6h單級(jí)時(shí)效后的晶界析出相球化程度、尺寸和PFZ寬度均大于經(jīng)170℃×2h＋200℃×1.5h時(shí)效處理后的。

合金強(qiáng)化取決于位錯(cuò)與脫溶相質(zhì)點(diǎn)的相互作用。當(dāng)合金中析出相為共格β″相時(shí)，合金的強(qiáng)化增量是由位錯(cuò)線切割質(zhì)點(diǎn)決定的。

式中：Δτ為切應(yīng)力增量；a為比例常數(shù)；f為析出相的密度；r為析出相尺寸。

由式（3）可見，合金的切應(yīng)力增量與f呈正比，與r呈反比，故合金經(jīng)雙級(jí)時(shí)效處理后的強(qiáng)度、硬度比180℃×6h單級(jí)時(shí)效處理后的更高。

鋁合金的韌性與變形時(shí)的共面滑移、應(yīng)變局域化以及粗大晶內(nèi)、晶界析出相等多種因素有關(guān)［11］。試驗(yàn)中6063鋁合金經(jīng)單級(jí)或雙級(jí)時(shí)效處理后，晶內(nèi)析出相主要是與基體共格的β″相，在拉伸變形時(shí)，晶內(nèi)位錯(cuò)沿著一定的晶面和晶向滑移，β″相可以被位錯(cuò)剪切，導(dǎo)致粒子體積變小，引起長(zhǎng)程共面滑移，位錯(cuò)滑移阻力減小，進(jìn)而強(qiáng)化了位錯(cuò)在該滑移面上的進(jìn)一步滑移變形，從而形成集中剪切帶，這種集中剪切帶在晶界相交處形成晶界臺(tái)階，且位錯(cuò)滑移至晶界處形成位錯(cuò)塞積，在晶界處產(chǎn)生應(yīng)力集中。6063鋁合金經(jīng)180℃×6h單級(jí)時(shí)效處理后，晶界析出相球化，PFZ較寬，晶界強(qiáng)度降低，晶界位錯(cuò)塞積產(chǎn)生的應(yīng)力集中導(dǎo)致試樣沿晶界臺(tái)階開裂，即為剪切型穿晶開裂；同時(shí)，合金中殘留有難溶的雜質(zhì)相Al－FeSi，位錯(cuò)在該相周圍塞積，產(chǎn)生應(yīng)力集中，裂紋在粒子與基體界面處形核并圍繞第二相粒子擴(kuò)展，形成韌窩型穿晶斷裂，如圖3（a）所示。6063鋁合金經(jīng)雙級(jí)時(shí)效處理后，晶界析出相呈斷續(xù)狀，PFZ較窄，晶界強(qiáng)度較高，亞穩(wěn)析出相細(xì)小且分布均勻，應(yīng)力集中程度低，合金變形均勻，塑性增加，變形過程中的裂紋主要在第二相與基體之間的界面處形成并擴(kuò)展，因此拉伸斷口為韌窩型斷裂，如圖3（b）所示。

3 結(jié) 論

（1）6063鋁合金固溶后經(jīng)170℃×2h＋200℃×1.5h雙級(jí)時(shí)效處理后的硬度、抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率等力學(xué)性能均較經(jīng)180℃×6h單級(jí)時(shí)效處理后的要好。

（2）6063鋁合金經(jīng)單級(jí)時(shí)效處理后的晶內(nèi)析出相為亞穩(wěn)β″相，晶界析出平衡相明顯球化，有明顯的PFZ。

（3）在170℃×2h預(yù)時(shí)效處理后，6063鋁合金晶內(nèi)析出了大量細(xì)小彌散的β″相，再經(jīng)200℃×1.5h二次時(shí)效處理后，晶內(nèi)細(xì)小的β″相長(zhǎng)大，但較單級(jí)時(shí)效處理后的要小，晶界析出相呈斷續(xù)狀，PFZ較窄。

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