李落星，葉 拓， 郭鵬程，徐從昌

（1.湖南大學(xué)汽車車身先進(jìn)設(shè)計(jì)制造國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南長(zhǎng)沙410082）（2.湖南大學(xué)機(jī)械與運(yùn)載工程學(xué)院，湖南長(zhǎng)沙410082）

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擠壓態(tài)6061鋁合金動(dòng)態(tài)力學(xué)性能及微觀組織演變

李落星1，2，葉 拓1，2， 郭鵬程1，2，徐從昌1，2

（1.湖南大學(xué)汽車車身先進(jìn)設(shè)計(jì)制造國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南長(zhǎng)沙410082）（2.湖南大學(xué)機(jī)械與運(yùn)載工程學(xué)院，湖南長(zhǎng)沙410082）

摘 要：采用分離式霍普金森壓桿（SHPB），在應(yīng)變速率為2 000 s-1和5 500 s-1條件下，對(duì)不同熱處理狀態(tài)下的6061鋁合金擠壓試樣進(jìn)行動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)。采用維氏硬度（HV）、光學(xué)顯微鏡（OM）和透射電鏡（TEM）對(duì)微觀結(jié)構(gòu)演變進(jìn)行研究。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明:隨著固溶溫度增加，材料的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能不斷增加，當(dāng)固溶溫度達(dá)到535℃達(dá)到穩(wěn)定，此時(shí)基體中的二次相粒子基本溶解，同時(shí)未見發(fā)現(xiàn)晶粒尺寸明顯長(zhǎng)大現(xiàn)象。由于溶質(zhì)原子溶入基體形成置換式固溶體，金屬的晶體點(diǎn)陣發(fā)生畸變，固溶合金在高速?zèng)_擊下，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受到阻礙，位錯(cuò)密度增加，并形成位錯(cuò)墻。將535℃/1 h固溶后材料在180℃條件下進(jìn)行人工時(shí)效，6061鋁合金的動(dòng)態(tài)流變應(yīng)力隨著時(shí)效時(shí)間增加而增加；當(dāng)人工時(shí)效時(shí)間為8 h時(shí)，合金動(dòng)態(tài)力學(xué)性能達(dá)峰值。時(shí)效初期形成了大量GP區(qū)，隨著時(shí)效時(shí)間增加，GP區(qū)向β″轉(zhuǎn)變，β″強(qiáng)化相的密度不斷增加，并在8 h達(dá)到峰值。在高速?zèng)_擊過程中，析出相有顯著的釘扎作用，阻礙了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致大量的位錯(cuò)堆積，形成大量位錯(cuò)墻和位錯(cuò)胞。

關(guān)鍵詞：鋁合金；熱處理；微觀組織；動(dòng)態(tài)力學(xué)性能

第一作者：李落星，男，1968年生，教授，博士生導(dǎo)師，Email:luoxing-li@yahoo.com

1 前 言

6061鋁合金是一種典型的可熱處理強(qiáng)化合金，具有中等強(qiáng)度，優(yōu)良的焊接性能和擠壓性能，良好的加工性能等，在建筑、運(yùn)輸和航天等領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用［1-3］。為獲得良好的強(qiáng)度和塑性，通常對(duì)Al-Si-Mg合金進(jìn)行熱處理。熱處理主要包括固溶處理和人工時(shí)效［4-6］。當(dāng)然在實(shí)際生產(chǎn)過程中也不可避免在人工時(shí)效前引入自然時(shí)效［7-8］。固溶處理通常在高溫下進(jìn)行，溫度接近于合金的共晶溫度。其目的是溶解含鎂的可溶相，使合金均勻化，使硅相球化［9］。這3個(gè)過程都隨著固溶溫度提高而速率變快，且在時(shí)效后鋁合金強(qiáng)度也會(huì)相應(yīng)提高。這是因?yàn)殡S著溫度升高，基體中溶質(zhì)原子的溶解度也增高。固溶處理的最高溫度應(yīng)低于富鎂相的初始熔化溫度，以避免局部熔化而導(dǎo)致的基體變形及合金機(jī)械性能變差等問題。固溶淬火后通常對(duì)Al-Si-Mg合金進(jìn)行時(shí)效處理，其目的是獲得細(xì)小且分布均勻的析出相以提高強(qiáng)度。目前6061鋁合金多采用人工時(shí)效處理［10-11］，這主要是因?yàn)橥ㄟ^人工時(shí)效處理可獲得較高的強(qiáng)度。自然時(shí)效也是一種強(qiáng)化材料的方法，此法操作簡(jiǎn)單而且低成本。由于時(shí)效過程的復(fù)雜性，有關(guān)自然時(shí)效的研究結(jié)果不盡一致［12-14］，多數(shù)人認(rèn)為是:與室溫條件下停留時(shí)產(chǎn)生的GP區(qū)重新溶解有關(guān)，隨著停留時(shí)間的延長(zhǎng)，GP區(qū)將長(zhǎng)大到人工時(shí)效溫度下難以溶解的尺寸，減少了沉淀硬化物析出的數(shù)量，從而降低了合金的強(qiáng)度特性。

隨著鋁合金在汽車、航空、航天行業(yè)的大量使用，復(fù)雜的工作環(huán)境對(duì)鋁合金材料的性能要求越來越高，逐漸對(duì)結(jié)構(gòu)材料提出了沖擊載荷下的力學(xué)性能要求［15-18］。目前，國內(nèi)外學(xué)者對(duì)鋁合金顯微組織和生產(chǎn)工藝進(jìn)行了大量的研究［19-21］，張新明等［16］研究了高應(yīng)變速率沖擊下2519A鋁合金組織微觀結(jié)構(gòu)的演變，隨著沖擊變形應(yīng)變率上升，試樣受沖擊后沉淀相θ′向θ相發(fā)生轉(zhuǎn)變并粗化，與基體共格或半共格的正方結(jié)構(gòu)θ′相體積分?jǐn)?shù)減小，與基體非共格體心正方結(jié)構(gòu)θ相體積分?jǐn)?shù)增加；減少材料受沖擊后θ′相向θ相的轉(zhuǎn)變數(shù)量，可提高材料抗沖擊性能。朱耀等［17］采用分離式Hopkinson壓桿裝置對(duì)AA7055鋁合金試件分別進(jìn)行多次動(dòng)態(tài)壓縮，隨著壓縮次數(shù)的增加，材料的力學(xué)響應(yīng)由應(yīng)變硬化轉(zhuǎn)變?yōu)閼?yīng)變軟化，同時(shí)試件微觀組織由均勻變形轉(zhuǎn)變?yōu)樾纬杉羟芯植炕５匆娪袑?duì)6061擠壓棒材的熱處理工藝及其動(dòng)態(tài)性能與微觀組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行綜合分析的相關(guān)研究。本文作者采用微觀硬度試驗(yàn)、霍普金森壓桿試驗(yàn)和顯微鏡技術(shù)，研究了固溶-時(shí)效處理對(duì)6061鋁合金擠壓棒材組織與性能的影響，旨在優(yōu)化該合金熱擠壓后的固溶-時(shí)效制度，為該合金在動(dòng)態(tài)沖擊載荷下的運(yùn)用提供試驗(yàn)依據(jù)。

2 試驗(yàn)材料及方法

本文試驗(yàn)采用6061鋁合金，化學(xué)成分為Mg:0.91、 Si:0.52、Cu:0.21、Zn:0.007、Ti:0.025、Fe:0.18、Mn:0.016、Al余量（質(zhì)量百分?jǐn)?shù)，下同）。鑄錠經(jīng)560℃/16 h均勻化，在8 MN臥式擠壓機(jī)上進(jìn)行擠壓試驗(yàn)，得到直徑為16mm的棒材，擠壓速度為5mm/s，擠壓比為25，擠壓型材出口溫度為550℃。合金擠壓后得到均勻的纖維組織，如圖1所示。采用SRJ-45箱式電阻爐和DWK-702型溫控儀，對(duì)擠壓棒材進(jìn)行溫度分別為505，515，525，535，545和555℃，時(shí)間為1 h的固溶處理，固溶后水冷至室溫以保持組織形貌。人工時(shí)效溫度選擇為180℃，時(shí)效時(shí)間分別為2，4，6，8，10 h，時(shí)效后空冷至室溫。

圖1 6061擠壓態(tài)鋁合金的金相照片F(xiàn)ig.1 Metallograph of the extruded 6061 aluminum alloy

采用數(shù)控線切割沿鋁合金棒材擠壓方向切取壓縮試樣。試樣尺寸為Φ8mm×4mm的圓柱體。通過分離式霍普金森壓桿（SHPB）對(duì)不同熱處理狀態(tài)鋁合金進(jìn)行動(dòng)態(tài)強(qiáng)度測(cè)試（圖2），沖擊方向和擠壓方向一致。分別在不同的應(yīng)變速率下進(jìn)行動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)，通過應(yīng)變環(huán)控制試樣的應(yīng)變量。采用HV-1000顯微硬度計(jì)對(duì)不同處理狀態(tài)樣品進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試，每個(gè)硬度值為5組值的平均值。將需觀察金相的試樣依次用500#～2 000#水磨砂紙預(yù)磨之后進(jìn)行機(jī)械拋光，然后進(jìn)行陽極覆膜，其中電解液成分為:5%氟硼酸+95%蒸餾水，試驗(yàn)樣品在POLYVER-MET偏光顯微鏡上進(jìn)行金相組織觀察。采用透射電鏡對(duì)物相進(jìn)行觀察，薄膜樣品經(jīng)機(jī)械預(yù)減薄后再用雙噴電解減薄，在TECNAIG2 F20電鏡上進(jìn)行透射顯微組織觀察。

圖2 霍普金森桿裝置圖Fig.2 Experimental setup of split Hopkinson pressure bar

3 試驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1 固溶溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

圖3 不同固溶溫度下6061合金棒材硬度值Fig.3 The hardness of 6061 aluminum alloy under different solution treatments

圖3給出了固溶溫度對(duì)固溶態(tài)合金硬度的影響。由圖3可以看出，隨著固溶溫度的升高，固溶合金的硬度呈先快速升高的變化趨勢(shì)，并在535℃時(shí)達(dá)到峰值70 HV，而后隨著固溶溫度的繼續(xù)增加硬度值變化較小。這是因?yàn)樵?35℃時(shí)，大部分合金元素都已入基體，合金的過飽和度趨于穩(wěn)定。

圖4為6061鋁合金擠壓棒材經(jīng)不同溫度固溶處理1 h后的顯微組織。由圖可知，隨著固溶溫度的升高，晶內(nèi)及晶界粗大的相粒子逐步減少，溶入到基體內(nèi)。515℃固溶時(shí)，由于固溶溫度相對(duì)較低，原子擴(kuò)散遷移速率慢，合金中殘留了較多未溶解的第二相，導(dǎo)致基體內(nèi)強(qiáng)化相濃度低，后續(xù)時(shí)效后基體組織中析出相相對(duì)較少，時(shí)效強(qiáng)化效果較差，強(qiáng)度偏低，塑性較高。隨固溶溫度升高，原子擴(kuò)散速率加快，可溶第二相粒子溶入基體的數(shù)量增多，時(shí)效析出的強(qiáng)化相數(shù)量也相應(yīng)增多，因而強(qiáng)度不斷提高。當(dāng)固溶535℃達(dá)時(shí)，第二相已基本固溶于基體中。繼續(xù)升高固溶溫度到545℃時(shí)，微觀組織與535℃時(shí)無明顯變化。由此可知，將6061擠壓棒材在535℃，進(jìn)行1 h固溶處理工藝可以達(dá)到較好的固溶效果。

圖4 不同固溶條件下6061擠壓鋁合金金相組織照片:（a）515℃；（b）525℃；（c）535℃；（d）545℃Fig.4 Metallographs of the samples after different solution treatment:（a）515℃；（b）525℃；（c）535℃；and（d）545℃

圖5給出了經(jīng)過不同固溶溫度處理的6061鋁合金擠壓棒材在不同應(yīng)變速率下的流變應(yīng)力曲線。結(jié)果表明，在2 000 s-1、5 500 s-1的應(yīng)變速率下變形時(shí)，6061鋁合金力學(xué)性能隨固溶溫度改變的規(guī)律與其表面硬度的變化趨勢(shì)一致。在高速?zèng)_擊載荷下，抗變形能力隨著固溶溫度的升高而升高，535℃時(shí)達(dá)到峰值，隨著溫度繼續(xù)升高，其動(dòng)態(tài)流變應(yīng)力變化不大。

圖6為不同固溶溫度下6061合金棒材在2 000 s-1下沖擊的微觀組織，試樣的應(yīng)變量均為0.2。由圖可以看出，當(dāng)試樣固溶溫度較低時(shí)，由于未能獲得高溶質(zhì)原子濃度，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻礙較小，因而材料的變形抗力較低，只看到少量的位錯(cuò)組織。而當(dāng)試樣固溶溫度升高時(shí)，固溶強(qiáng)化效果明顯，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受到的阻礙力顯著增加，且位錯(cuò)的分布也較為均勻，形成了大量的位錯(cuò)胞，因此試樣在變形時(shí)流變應(yīng)力增加。

圖5 不同固溶溫度下6061合金棒材高速?zèng)_擊曲線:（a）2 000 s-1；（b）5 500 s-1Fig.5 Dynamic flow stress of 6061 aluminum alloy under different solution treatments:（a）2 000 s-1and（b）5 500 s-1

圖6 不同固溶溫度處理6061鋁合金2 000 s-1沖擊變形后微觀組織照片:（a）515℃；（b）525℃；（c）535℃；（d）545℃Fig.6 The microstructures of the deformed aluminum alloy at strain rate 2000 s-1and different solution treatments:（a）515℃；（b）525℃；（c）535℃；and（d）545℃

3.2 人工時(shí)效時(shí)間對(duì)力學(xué)性能的影響

采用上述試驗(yàn)結(jié)果分析得到的固溶工藝為535℃/1 h，對(duì)試樣進(jìn)行固溶處理后，繼續(xù)對(duì)試驗(yàn)樣品進(jìn)行180℃溫度下，不同保溫時(shí)間的人工時(shí)效處理。由圖7可知，6061鋁合金有明顯的時(shí)效強(qiáng)化效果，時(shí)效合金的硬度呈先快速升高后略微下降的變化趨勢(shì)，在8 h時(shí)達(dá)到峰值104 HV，之后隨著時(shí)效時(shí)間增加硬度值緩慢下降。圖8a和圖8b為不同時(shí)效處理樣品的動(dòng)態(tài)壓縮曲線，在應(yīng)變速率為2 000 s-1和5 500 s-1的沖擊載荷下，合金的應(yīng)變強(qiáng)化和應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)非常明顯；隨著時(shí)效時(shí)間的增加，合金動(dòng)態(tài)強(qiáng)度不斷上升，同樣在在人工時(shí)效8 h時(shí)達(dá)到力學(xué)性能峰值。隨著應(yīng)變率升高，材料的流變應(yīng)力略微增加。

圖7 180℃時(shí)效不同時(shí)間6061鋁合金棒材硬度值Fig.7 The hardness of 6061 aluminum alloy under different artificial heat treatments

圖8 不同時(shí)效時(shí)間下6061鋁合金棒材動(dòng)態(tài)性能:（a）2 000 s-1；（b）5 500 s-1Fig.8 Dynamic flow stress of 6061 aluminum alloy under different artificial heat treatment time:（a）2 000 s-1and（b）5 500 s-1

圖9為6061鋁合金棒材經(jīng)不同保溫時(shí)間的人工時(shí)效處理的顯微組織。A1-Mg-Si合金沉淀相對(duì)合金性能影響各不相同，沉淀相析出順序?yàn)?α（SSSS）-GP區(qū)-β″-β′-β［22］。由圖9a可知，通過固溶處理后的試樣，相粒子基本全部溶解。在時(shí)效初期，6061鋁合金的Si原子在基體上的晶面上聚集，形成溶質(zhì)原子偏聚區(qū)，與基體保持共格關(guān)系，稱為GP區(qū)（圖9b），這些聚合體構(gòu)成了提高抗變形的共格應(yīng)變區(qū)，故提高了合金的強(qiáng)度和硬度。隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，GP區(qū)向針狀的強(qiáng)化相β″相轉(zhuǎn)化，β″相為與基體共格的單斜晶系，β″又會(huì)轉(zhuǎn)化為桿狀β′，β′為六方結(jié)構(gòu)，與基體局部共格，強(qiáng)化效果較 β″小；最后β′會(huì)轉(zhuǎn)化為β相，β為相沿基體｛100｝面上析出的盤狀平衡相。4 h時(shí)效的樣品透射電子顯微觀察表明該狀態(tài)下合金中沿Al基體的<100>方向析出了納米級(jí)并且與基體共格的β″強(qiáng)化相（圖9c）。共格邊界原子為兩相共有，基體發(fā)生彈性應(yīng)變以適應(yīng)兩相原子的不同排列。而這種彈性畸變對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)會(huì)造成嚴(yán)重的阻礙，從而提高合金的強(qiáng)度。當(dāng) β″相長(zhǎng)大到一定尺寸，其應(yīng)力場(chǎng)遍布整個(gè)基體時(shí)合金的強(qiáng)度達(dá)到峰值。在本研究中，時(shí)效初期，GP區(qū)的形成是引起6061鋁合金棒材高強(qiáng)度的主要原因。隨著人工時(shí)效時(shí)間的增加，固溶體中β″析出相不斷增加，經(jīng)過8 h時(shí)效后（圖9d），固溶體中沿鋁基體<100>方向析出β″大量細(xì)小彌散的針狀β″析出相。

圖9 不同人工時(shí)效時(shí)間下6061擠壓鋁合金微觀組織照片:（a）固溶；（b）2 h；（c）4 h；（d）8 hFig.9 Microstructures of the samples after different artificial heat treatment time:（a）solution treated；（b）2 h；（c）4 h；and（d）8 h

圖10為經(jīng)過人工時(shí)效處理后6061鋁合金試樣在2 000 s-1應(yīng)變速率下沖擊后的微觀組織照片。圖10a為人工時(shí)效2 h試樣組織，由圖可知，此時(shí)的析出相主要為GP區(qū)，在變形過程中，對(duì)位錯(cuò)有一定的阻礙作用，但是由于析出相粒子尺寸較小，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的釘扎作用不顯著。大量位錯(cuò)可以自由運(yùn)動(dòng)，位錯(cuò)密度較低。圖10b為人工時(shí)效4 h試樣，由于有部分析出相由GP去轉(zhuǎn)化為β″，β″對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用較強(qiáng)，材料變形時(shí)的阻力增加，開始出現(xiàn)位錯(cuò)堆積現(xiàn)象，位錯(cuò)密度也有所提高。當(dāng)人工時(shí)效為8 h時(shí)，試樣達(dá)到峰值時(shí)效，此時(shí)材料的析出強(qiáng)化作用最佳，高的β″密度能夠有效地釘扎位錯(cuò)，有效地提升材料的變形抗力。因?yàn)槲诲e(cuò)的不斷堆積，位錯(cuò)密度明顯增高，位錯(cuò)成網(wǎng)狀均勻分布，并有位錯(cuò)胞形成。因而材料的動(dòng)態(tài)流變應(yīng)力達(dá)到最高值。

圖10 不同人工時(shí)效時(shí)間處理的6061鋁合金在2 000 s-1沖擊變形后微觀組織照片:（a）2 h；（b）4 h；（c）8 hFig.10 The microstructures of the deformed 6061 aluminum alloy at strain rate 2 000 s-1and different aging treatment time:（a）2 h；（b）4 h and（c）8 h

4 結(jié) 論

（1）6061鋁合金擠壓棒材在535℃/1 h條件下能夠充分固溶。相對(duì)于其他溫度條件下的固溶處理，該工藝下固溶強(qiáng)化效果最佳，硬度達(dá)峰值70 HV，且動(dòng)態(tài)沖擊載荷下的抗變形能力較大。

（2）固溶溫度處理后的6061鋁合金擠壓棒材，溶質(zhì)原子溶入基體形成置換式固溶體，使金屬的晶體點(diǎn)陣發(fā)生畸變。因此，固溶合金在高速?zèng)_擊下形成了高位錯(cuò)密度，并形成了大量的位錯(cuò)胞。

（3）6061鋁合金擠壓棒材在535℃/1 h固溶處理后，繼續(xù)在180℃溫度條件下進(jìn)行人工時(shí)效處理，隨著時(shí)間的不斷增長(zhǎng)，合金的硬度和沖擊載荷變形抗力升高。當(dāng)時(shí)效處理時(shí)間達(dá)8 h時(shí)，合金硬度和沖擊載荷變形抗力等力學(xué)性能均達(dá)到峰值。

（4）人工時(shí)效處理后的6061鋁合金在高速?zèng)_擊下，微觀組織發(fā)生顯著的變化。2 h時(shí)效試樣，由于GP區(qū)阻礙作用較小，位錯(cuò)密度相對(duì)較低。4 h時(shí)效試樣，由于β″析出相強(qiáng)烈的釘扎作用，位錯(cuò)開始堆積明顯，并形成了位錯(cuò)墻。8 h時(shí)效試樣，位錯(cuò)成網(wǎng)狀均勻分布，并有位錯(cuò)胞形成。

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（編輯 蓋少飛）

The Dynamic Property and Microstructure Evolution of Extruded 6061 Aluminum Alloy

LI Luoxing1，2，YE Tuo1，2，GUO Pengcheng1，2，XU Congchang1，2
（1.State Key Laboratory of Advanced Design and Manufacturing for Vehicle Body，Hunan University，Changsha 410082，China）（2.College of Mechanical and Vehicle Engineering，Hunan University，Changsha 410082，China）

Abstract:The dynamic mechanical properties of extruded 6061 aluminum alloy under different heat treatment conditions were investigated by split Hopkinson pressure bar（SHPB）.The compression strain rates were 2 000 s-1and 5 500 s-1.Vickers hardness，optical microscopy（OM）and transmission electron microscopy（TEM）have been used to study the microstructure evolution.The results showed that the dynamic stress of extruded 6061 aluminum alloy increased with increasing solution temperature until the temperature reaches 535℃.Most of the phases have dissolved in the matrix，and the grain size has no obvious change.During dynamic deformation，the motion of the dislocations was impeded due to the lattice distortion，and the dislocation walls were found.The solution treated 6061 aluminum alloy was aging treated at 180 ℃.The dynamic stress increases with aging time.The peak stress of the alloy was obtained when the aging time was 8 h.At the beginning of artificial aging，a number of GP zones are formed.As the aging time increasing，the GP zones transform to β″.The density of strengthening precipitation reached the peak when the aging time was 8 h.The pinning effect of the precipitation on the dislocation during dynamic deformation，resulted in the pile-up of dislocation，and formed a large number of dislocation walls and dislocation cells.

Key words:aluminum alloy；heat treatment；microstructure；dynamic property

中圖分類號(hào)：TG146.21

文獻(xiàn)標(biāo)識(shí)碼：A

文章編號(hào)：1674-3962（2016）04-0268-07

收稿日期：2015-12-16

基金項(xiàng)目：國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目（51475156）；國家重點(diǎn)科技項(xiàng)目（2014ZX04002071）

DOI:10.7502/j.issn.1674-3962.2016.04.04