李慎蘭，邱曉慧，劉傳生

(廣州民航職業(yè)技術(shù)學(xué)院 飛機維修工程學(xué)院，廣東 廣州 510470)

Al-Mg-Si系合金由于具有良好的抗腐蝕性和易加工成型等優(yōu)點被大量應(yīng)用于民用建筑、航空飛行以及汽車等領(lǐng)域[1-2]。該系合金的機械性能大部分取決于時效過程中的析出相種類、尺寸、數(shù)量和分布。

Al-Mg-Si系合金中析出相的析出順序一般為，固溶體或原子團簇→溶質(zhì)原子聚集區(qū)(GP區(qū))→β″相→β′相→β相[3-4]。然而，隨著合金成分和熱處理制度的變化，析出相的析出順序可能會發(fā)生改變。如Cu元素可以抑制β′相的形成，并且在峰時效狀態(tài)下可形成其它含Cu的亞穩(wěn)態(tài)析出相，如L、S、C、QP和QC相[5]，在過時效狀態(tài)下可形成Q′相[6]。Mn作為溶質(zhì)元素保留在鋁基體中比其他元素更穩(wěn)定，能生成含Mn的高熔點金屬間化合物[7]。Mn還能提高Al-Mg-Si系合金的再結(jié)晶溫度，抑制再結(jié)晶過程，從而使再結(jié)晶后的晶粒細(xì)化[8]。

本文采用透射電鏡(TEM)、差熱分析(DSC)和硬度測試等方法，詳細(xì)研究了Al-Mg-Si-Mn合金在不同時效階段的顯微組織和力學(xué)性能，從微觀角度分析了合金的析出過程和硬化機理，以期為實際生產(chǎn)工藝提供理論依據(jù)。

1 實驗材料與方法

實驗所用的原材料為擠壓板材，3mm厚，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為1.21 Si，0.50 Mn，0.69 Mg，余量為Al。將實驗合金在550℃固溶30min并水淬，然后在170℃時效不同時間。采用WOLPERT 401MVD型數(shù)顯維氏硬度計對不同時效時間的合金進(jìn)行硬度測試，加載載荷為9.8N，保荷時間為10s。TEM顯微組織觀察在Tecnai G220型透射電子顯微鏡上進(jìn)行，加速電壓為200kV。透射電鏡樣品直徑為3mm，厚度為0.08mm，在含有30%(體積分?jǐn)?shù))HNO3的甲醇溶液中進(jìn)行雙噴減薄，溫度需要控制在-25℃以下，電壓為15V～20V，電流為60mA～80mA。采用NETZSCH STA 449C儀器對尺寸為Φ5mm×3mm的淬火試樣進(jìn)行DSC分析，實驗在純氬氣氣氛中進(jìn)行，以10℃/min的升溫速率從室溫加熱到550℃。

2 實驗結(jié)果及討論

2.1 時效時間對合金硬度的影響

圖1是實驗合金經(jīng)550℃固溶淬火后，在170℃時效后得到的硬度和時效時間的關(guān)系曲線?？梢钥闯?，在時效開始8h范圍內(nèi)，硬度隨著時效時間的延長快速提高。固溶淬火后實驗合金的硬度只有62.7HV1，時效0.1h后硬度就可以上升到78.7HV1，說明該合金在時效過程中幾乎不存在孕育期；時效2.5h達(dá)到了110HV1，8h后達(dá)到最高值115HV1。此后，硬度從115HV1經(jīng)歷14h快速下降到108HV1；接著從22h到57h時效過程中，硬度在107HV1～109HV1之間波動；時效57h后硬度迅速下降，到200h硬度只有74.6HV1左右。

圖1 實驗合金在170℃時效后硬度和時間關(guān)系曲線Fig.1 Age-hardening curve of investigated alloy at 170℃

2.2 TEM組織觀察

圖2為實驗合金經(jīng)550℃固溶淬火后，在170℃時效不同時間的TEM顯微組織照片。從圖2(a)可以看出，時效0.5h時，晶內(nèi)未觀察到明顯的第二相襯度，但此時合金硬度卻明顯增加，這可能是由于溶質(zhì)原子團簇(富Mg、富Si原子團簇或Mg-Si共同原子團簇)或GP區(qū)與基體屬于共格關(guān)系，具有一定的強化作用。

圖2(b)為實驗合金峰時效狀態(tài)(8h)下的TEM組織照片。此時合金中析出大量的20nm～30nm針狀β″相。β″相是Al-Mg-Si合金在時效硬化過程中最重要的析出相，其共格畸變程度比GP區(qū)更大，正是由于這些高密度β″相和共格應(yīng)變場的存在，阻止了位錯的運動，因此硬度顯著提高。

圖2(c)和(d)分別給出了實驗合金在時效22h和57h的TEM組織照片。時效22h，合金中仍然以β″相為主，但β″相已有所長大，平均尺寸在40nm左右，因此合金硬度略有降低；而當(dāng)合金在57h時效后，此時仍有一定數(shù)量的β″相存在，一部分針狀β″相轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽鐬?00nm左右的桿狀β′相。此外，還有橫截面為矩形的板狀B′相，尺寸為100nm～200nm。由此可見，在22h～57h時效過程中，雖然晶內(nèi)已經(jīng)存在少量的桿狀β′相和板狀B′相，但仍然以針狀β″相為主。因此實驗合金在峰時效過后表現(xiàn)出很強的抗過時效能力。

時效時間達(dá)到200h后，β″相基本消失，合金組織以200nm～300nm的桿狀β′相和板狀B′相為主(圖2(e))，這些大尺寸的析出相的存在使合金硬度迅速下降。

圖2 實驗合金在170℃時效不同時間的TEM明場像Fig.2 Bright-filed TEM images of investigated alloy aged at 170℃ for different time

2.3 DSC分析曲線

圖3所示為實驗合金在550℃固溶淬火后，在STA 449C同步熱分析儀上，以10℃/min的升溫速率所獲得的DSC曲線。

由圖3可見，在30℃～550℃之間存在峰A(約120.2℃)、峰B(約254.3℃)、峰C(約為304.7℃)和峰D(約為469.3℃)四個較為明顯的放熱峰。Miao等[9]對6022鋁合金進(jìn)行DSC分析時發(fā)現(xiàn)了四個明顯的放熱峰，并且峰位與本實驗相似，它們認(rèn)為從峰A到峰D依次對應(yīng)于GP區(qū)、β″相、β′相和β相的形成。對固溶態(tài)6061鋁合金進(jìn)行DSC分析時也發(fā)現(xiàn)了類似峰位的放熱峰[10]。研究發(fā)現(xiàn)，對于Al-Mg-Si合金在30℃～120℃溫度范圍內(nèi)存在的放熱峰，與Mg原子團簇、Si原子團簇和Mg-Si原子共同團簇以及GP區(qū)的形成有關(guān)[11-12]。本實驗中第一個明顯的放熱峰A出現(xiàn)在120.2℃附近，對應(yīng)于實驗合金中原子團簇或者GP區(qū)的生成。

圖3 實驗合金淬火態(tài)的DSC曲線Fig.3 DSC thermo gram of as-quenched investigated alloy

放熱峰B(254.3℃)一般認(rèn)為與β″相的形成有關(guān)。楊文超[12]通過對時效溫度為250℃的6005A合金進(jìn)行TEM觀察，明顯看到三個<100>方向并在基體中平均分布的針狀β″相。這個溫度基本上與放熱峰B所對應(yīng)的溫度接近，因此可認(rèn)為放熱峰B對應(yīng)于針狀β″相的析出。

放熱峰C一般對應(yīng)于亞穩(wěn)β′相析出。但在本實驗中，通過TEM觀察發(fā)現(xiàn)，除了有桿狀β′相存在外，還有板條狀B′相存在。Zhen等人[13]對Al-0.95%Mg-1.55%Si-0.3%Mn-0.1%Zr進(jìn)行DSC分析，在290℃附近發(fā)現(xiàn)了放熱峰，并認(rèn)為這個放熱峰的出現(xiàn)與B′相的形成有關(guān)。據(jù)此可知，放熱峰C(304.7℃)與亞穩(wěn)β′相和B′相有關(guān)。本文中放熱峰D(469.3℃)應(yīng)該是平衡的β相的形成。

綜上所述，根據(jù)實驗合金時效過程中TEM組織觀察及DSC分析，可以認(rèn)為該合金的析出相析出順序為，首先是過飽和固溶體，其次團簇，隨后GP區(qū)，β″相次之，然后β′相+B′相，最后β相。

3 結(jié)論

(1)實驗合金在170℃時效時，無明顯孕育期，8h達(dá)到峰值硬度，并具有明顯的抗過時效能力，57h后，硬度開始快速下降。

(2)實驗合金在170℃時效過程中，β″相能夠長期存在；當(dāng)桿狀β′相和板狀B′相大量析出時，合金硬度明顯降低。

(3)實驗合金的析出相析出順序為，過飽和固溶體→團簇→GP區(qū)→針狀β″相→桿狀β′相+板狀B′相→盤狀β相。