不同時效工藝對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化合金，具有中等強度、優(yōu)良的擠壓性能、對應(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］。鋁合金的時效硬化研究是Win于1906年首先開始的，隨著對沉淀相析出和合金時效強化機制研究的不斷深入，時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行時效處理，強化相逐漸在合金基體中析出，可顯著提高合金的強度［5］。6063鋁合金傳統(tǒng)的時效處理溫度是180℃，達到峰時效態(tài)需6h，生產(chǎn)周期較長。為了提升合金的綜合性能并保證生產(chǎn)效率，作者嘗試對6063鋁合金進行雙級時效處理，并與單級時效處理進行了對比，研究了不同時效工藝對6063鋁合金組織和性能的影響。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗用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)量分數(shù)／%）為0.64Mg，0.45Si，0.17Fe，0.04Cu，0.04Mn，0.10Cr，0.10Ti，0.10Zn，余Al。固溶時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)移時間小于30s）取出放入FN101－1s型鼓風(fēng)干燥箱中分別進行170℃×2h，170℃×2h＋200℃×1.5h和180℃×6h的三種時效處理。

1.2 試驗方法

采用HW187.5型布洛維硬度計測合金固溶時效處理后的硬度，取3點的平均值；拉伸試驗在CSS－44100型電子萬能材料試驗機上完成，試驗按照GB／T 228—2002進行，拉伸速度為3mm·min－1，取3個試樣的平均值；金相試樣不經(jīng)腐蝕直接用FEI Sirion 2000型場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）進行斷口形貌觀察，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）觀察合金時效后的形貌，加速電壓為200kV。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 對力學(xué)性能的影響

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

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

2.2 對顯微組織的影響

6063鋁合金經(jīng)180℃×6h時效處理后，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時效處理后，晶內(nèi)析出了大量細小彌散的針狀相，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單級時效處理后，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雙級時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

通常認為6063鋁合金的基本析出序列為過飽和固溶體（SSS）→團簇→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復(fù)雜的過程，在時效初期，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硅、鎂原子團簇和鎂硅復(fù)合原子團簇，接著，溶質(zhì)原子不斷從基體中析出，這樣，原子團簇周圍能聚集更多的溶質(zhì)原子，長大形成一定尺寸的GP區(qū)，GP區(qū)與基體依然完全共格。隨著時效時間的延長，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。因為亞穩(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，β″相具有較高的彈性應(yīng)變能，能引起基體點陣的嚴重畸變，阻礙位錯運動，提高合金的強度，合金峰時效態(tài)時的主要析出相為亞穩(wěn)β″相。

時效析出過程是一個擴散型相變，包括形核和長大。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℃時效6h相比，合金在170℃時效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，析出相更加細小且彌散分布，如圖2（a）所示。合金經(jīng)170℃×2h的時效處理后，晶內(nèi)析出了大量細小的β″相，繼續(xù)進行200℃×1.5h的時效處理則繼續(xù)析出溶質(zhì)原子，細小的β″相長大。由于析出是一個擴散型相變，析出相的長大受原子遷移速率影響，根據(jù)阿累尼烏斯公式：

式中：D為擴散系數(shù)；D0為頻率因子；Q′為擴散活化能；T為溫度。

時效溫度越高，溶質(zhì)擴散系數(shù)越大，析出相長大速率越快，在200℃時效1.5h后，合金內(nèi)原有的細小β″相即可長大到一定尺寸，如圖1（b）所示。合金雙級時效后的析出相較180℃×6h單級時效后的析出相更加細小彌散，密度更大，如圖1（a），（b）所示。晶界具有高的界面能，是原子短路擴散的通道和擇優(yōu)取向位置，晶界上原子擴散快，一般短時間內(nèi)即可形成平衡析出相，時間對晶界原子擴散速率的影響大于溫度的影響，單級時效的保溫時間長于雙級時效的，故合金經(jīng)180℃×6h單級時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時效處理后的。

合金強化取決于位錯與脫溶相質(zhì)點的相互作用。當合金中析出相為共格β″相時，合金的強化增量是由位錯線切割質(zhì)點決定的。

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)雙級時效處理后的強度、硬度比180℃×6h單級時效處理后的更高。

鋁合金的韌性與變形時的共面滑移、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］。試驗中6063鋁合金經(jīng)單級或雙級時效處理后，晶內(nèi)析出相主要是與基體共格的β″相，在拉伸變形時，晶內(nèi)位錯沿著一定的晶面和晶向滑移，β″相可以被位錯剪切，導(dǎo)致粒子體積變小，引起長程共面滑移，位錯滑移阻力減小，進而強化了位錯在該滑移面上的進一步滑移變形，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階，且位錯滑移至晶界處形成位錯塞積，在晶界處產(chǎn)生應(yīng)力集中。6063鋁合金經(jīng)180℃×6h單級時效處理后，晶界析出相球化，PFZ較寬，晶界強度降低，晶界位錯塞積產(chǎn)生的應(yīng)力集中導(dǎo)致試樣沿晶界臺階開裂，即為剪切型穿晶開裂；同時，合金中殘留有難溶的雜質(zhì)相Al－FeSi，位錯在該相周圍塞積，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展，形成韌窩型穿晶斷裂，如圖3（a）所示。6063鋁合金經(jīng)雙級時效處理后，晶界析出相呈斷續(xù)狀，PFZ較窄，晶界強度較高，亞穩(wěn)析出相細小且分布均勻，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雙級時效處理后的硬度、抗拉強度、屈服強度和伸長率等力學(xué)性能均較經(jīng)180℃×6h單級時效處理后的要好。

（2）6063鋁合金經(jīng)單級時效處理后的晶內(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)時效處理后，6063鋁合金晶內(nèi)析出了大量細小彌散的β″相，再經(jīng)200℃×1.5h二次時效處理后，晶內(nèi)細小的β″相長大，但較單級時效處理后的要小，晶界析出相呈斷續(xù)狀，PFZ較窄。

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