擠壓態6061鋁合金動態力學性能及微觀組織演變

李落星，葉 拓， 郭鵬程，徐從昌

（1.湖南大學汽車車身先進設計制造國家重點實驗室，湖南長沙410082）（2.湖南大學機械與運載工程學院，湖南長沙410082）

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擠壓態6061鋁合金動態力學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.湖南大學汽車車身先進設計制造國家重點實驗室，湖南長沙410082）（2.湖南大學機械與運載工程學院，湖南長沙410082）

摘 要：采用分離式霍普金森壓桿（SHPB），在應變速率為2 000 s-1和5 500 s-1條件下，對不同熱處理狀態下的6061鋁合金擠壓試樣進行動態壓縮實驗。采用維氏硬度（HV）、光學顯微鏡（OM）和透射電鏡（TEM）對微觀結構演變進行研究。實驗結果表明:隨著固溶溫度增加，材料的動態力學性能不斷增加，當固溶溫度達到535℃達到穩定，此時基體中的二次相粒子基本溶解，同時未見發現晶粒尺寸明顯長大現象。由于溶質原子溶入基體形成置換式固溶體，金屬的晶體點陣發生畸變，固溶合金在高速沖擊下，位錯運動受到阻礙，位錯密度增加，并形成位錯墻。將535℃/1 h固溶后材料在180℃條件下進行人工時效，6061鋁合金的動態流變應力隨著時效時間增加而增加；當人工時效時間為8 h時，合金動態力學性能達峰值。時效初期形成了大量GP區，隨著時效時間增加，GP區向β″轉變，β″強化相的密度不斷增加，并在8 h達到峰值。在高速沖擊過程中，析出相有顯著的釘扎作用，阻礙了位錯的運動，導致大量的位錯堆積，形成大量位錯墻和位錯胞。

關鍵詞：鋁合金；熱處理；微觀組織；動態力學性能

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

1 前 言

6061鋁合金是一種典型的可熱處理強化合金，具有中等強度，優良的焊接性能和擠壓性能，良好的加工性能等，在建筑、運輸和航天等領域得到了廣泛應用［1-3］。為獲得良好的強度和塑性，通常對Al-Si-Mg合金進行熱處理。熱處理主要包括固溶處理和人工時效［4-6］。當然在實際生產過程中也不可避免在人工時效前引入自然時效［7-8］。固溶處理通常在高溫下進行，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個過程都隨著固溶溫度提高而速率變快，且在時效后鋁合金強度也會相應提高。這是因為隨著溫度升高，基體中溶質原子的溶解度也增高。固溶處理的最高溫度應低于富鎂相的初始熔化溫度，以避免局部熔化而導致的基體變形及合金機械性能變差等問題。固溶淬火后通常對Al-Si-Mg合金進行時效處理，其目的是獲得細小且分布均勻的析出相以提高強度。目前6061鋁合金多采用人工時效處理［10-11］，這主要是因為通過人工時效處理可獲得較高的強度。自然時效也是一種強化材料的方法，此法操作簡單而且低成本。由于時效過程的復雜性，有關自然時效的研究結果不盡一致［12-14］，多數人認為是:與室溫條件下停留時產生的GP區重新溶解有關，隨著停留時間的延長，GP區將長大到人工時效溫度下難以溶解的尺寸，減少了沉淀硬化物析出的數量，從而降低了合金的強度特性。

隨著鋁合金在汽車、航空、航天行業的大量使用，復雜的工作環境對鋁合金材料的性能要求越來越高，逐漸對結構材料提出了沖擊載荷下的力學性能要求［15-18］。目前，國內外學者對鋁合金顯微組織和生產工藝進行了大量的研究［19-21］，張新明等［16］研究了高應變速率沖擊下2519A鋁合金組織微觀結構的演變，隨著沖擊變形應變率上升，試樣受沖擊后沉淀相θ′向θ相發生轉變并粗化，與基體共格或半共格的正方結構θ′相體積分數減小，與基體非共格體心正方結構θ相體積分數增加；減少材料受沖擊后θ′相向θ相的轉變數量，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AA7055鋁合金試件分別進行多次動態壓縮，隨著壓縮次數的增加，材料的力學響應由應變硬化轉變為應變軟化，同時試件微觀組織由均勻變形轉變為形成剪切局部化。但未見有對6061擠壓棒材的熱處理工藝及其動態性能與微觀組織結構進行綜合分析的相關研究。本文作者采用微觀硬度試驗、霍普金森壓桿試驗和顯微鏡技術，研究了固溶-時效處理對6061鋁合金擠壓棒材組織與性能的影響，旨在優化該合金熱擠壓后的固溶-時效制度，為該合金在動態沖擊載荷下的運用提供試驗依據。

2 試驗材料及方法

本文試驗采用6061鋁合金，化學成分為Mg:0.91、 Si:0.52、Cu:0.21、Zn:0.007、Ti:0.025、Fe:0.18、Mn:0.016、Al余量（質量百分數，下同）。鑄錠經560℃/16 h均勻化，在8 MN臥式擠壓機上進行擠壓試驗，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，對擠壓棒材進行溫度分別為505，515，525，535，545和555℃，時間為1 h的固溶處理，固溶后水冷至室溫以保持組織形貌。人工時效溫度選擇為180℃，時效時間分別為2，4，6，8，10 h，時效后空冷至室溫。

圖1 6061擠壓態鋁合金的金相照片Fig.1 Metallograph of the extruded 6061 aluminum alloy

采用數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）對不同熱處理狀態鋁合金進行動態強度測試（圖2），沖擊方向和擠壓方向一致。分別在不同的應變速率下進行動態壓縮實驗，通過應變環控制試樣的應變量。采用HV-1000顯微硬度計對不同處理狀態樣品進行力學性能測試，每個硬度值為5組值的平均值。將需觀察金相的試樣依次用500#～2 000#水磨砂紙預磨之后進行機械拋光，然后進行陽極覆膜，其中電解液成分為:5%氟硼酸+95%蒸餾水，試驗樣品在POLYVER-MET偏光顯微鏡上進行金相組織觀察。采用透射電鏡對物相進行觀察，薄膜樣品經機械預減薄后再用雙噴電解減薄，在TECNAIG2 F20電鏡上進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 試驗結果與分析

3.1 固溶溫度對力學性能的影響

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給出了固溶溫度對固溶態合金硬度的影響。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，并在535℃時達到峰值70 HV，而后隨著固溶溫度的繼續增加硬度值變化較小。這是因為在535℃時，大部分合金元素都已入基體，合金的過飽和度趨于穩定。

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

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給出了經過不同固溶溫度處理的6061鋁合金擠壓棒材在不同應變速率下的流變應力曲線。結果表明，在2 000 s-1、5 500 s-1的應變速率下變形時，6061鋁合金力學性能隨固溶溫度改變的規律與其表面硬度的變化趨勢一致。在高速沖擊載荷下，抗變形能力隨著固溶溫度的升高而升高，535℃時達到峰值，隨著溫度繼續升高，其動態流變應力變化不大。

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，試樣的應變量均為0.2。由圖可以看出，當試樣固溶溫度較低時，由于未能獲得高溶質原子濃度，位錯運動阻礙較小，因而材料的變形抗力較低，只看到少量的位錯組織。而當試樣固溶溫度升高時，固溶強化效果明顯，位錯運動受到的阻礙力顯著增加，且位錯的分布也較為均勻，形成了大量的位錯胞，因此試樣在變形時流變應力增加。

圖5 不同固溶溫度下6061合金棒材高速沖擊曲線:（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 人工時效時間對力學性能的影響

采用上述試驗結果分析得到的固溶工藝為535℃/1 h，對試樣進行固溶處理后，繼續對試驗樣品進行180℃溫度下，不同保溫時間的人工時效處理。由圖7可知，6061鋁合金有明顯的時效強化效果，時效合金的硬度呈先快速升高后略微下降的變化趨勢，在8 h時達到峰值104 HV，之后隨著時效時間增加硬度值緩慢下降。圖8a和圖8b為不同時效處理樣品的動態壓縮曲線，在應變速率為2 000 s-1和5 500 s-1的沖擊載荷下，合金的應變強化和應變率強化效應非常明顯；隨著時效時間的增加，合金動態強度不斷上升，同樣在在人工時效8 h時達到力學性能峰值。隨著應變率升高，材料的流變應力略微增加。

圖7 180℃時效不同時間6061鋁合金棒材硬度值Fig.7 The hardness of 6061 aluminum alloy under different artificial heat treatments

圖8 不同時效時間下6061鋁合金棒材動態性能:（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鋁合金棒材經不同保溫時間的人工時效處理的顯微組織。A1-Mg-Si合金沉淀相對合金性能影響各不相同，沉淀相析出順序為:α（SSSS）-GP區-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，形成溶質原子偏聚區，與基體保持共格關系，稱為GP區（圖9b），這些聚合體構成了提高抗變形的共格應變區，故提高了合金的強度和硬度。隨著時效時間延長，GP區向針狀的強化相β″相轉化，β″相為與基體共格的單斜晶系，β″又會轉化為桿狀β′，β′為六方結構，與基體局部共格，強化效果較 β″小；最后β′會轉化為β相，β為相沿基體｛100｝面上析出的盤狀平衡相。4 h時效的樣品透射電子顯微觀察表明該狀態下合金中沿Al基體的<100>方向析出了納米級并且與基體共格的β″強化相（圖9c）。共格邊界原子為兩相共有，基體發生彈性應變以適應兩相原子的不同排列。而這種彈性畸變對位錯運動會造成嚴重的阻礙，從而提高合金的強度。當 β″相長大到一定尺寸，其應力場遍布整個基體時合金的強度達到峰值。在本研究中，時效初期，GP區的形成是引起6061鋁合金棒材高強度的主要原因。隨著人工時效時間的增加，固溶體中β″析出相不斷增加，經過8 h時效后（圖9d），固溶體中沿鋁基體<100>方向析出β″大量細小彌散的針狀β″析出相。

圖9 不同人工時效時間下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為經過人工時效處理后6061鋁合金試樣在2 000 s-1應變速率下沖擊后的微觀組織照片。圖10a為人工時效2 h試樣組織，由圖可知，此時的析出相主要為GP區，在變形過程中，對位錯有一定的阻礙作用，但是由于析出相粒子尺寸較小，對位錯運動的釘扎作用不顯著。大量位錯可以自由運動，位錯密度較低。圖10b為人工時效4 h試樣，由于有部分析出相由GP去轉化為β″，β″對位錯運動的阻礙作用較強，材料變形時的阻力增加，開始出現位錯堆積現象，位錯密度也有所提高。當人工時效為8 h時，試樣達到峰值時效，此時材料的析出強化作用最佳，高的β″密度能夠有效地釘扎位錯，有效地提升材料的變形抗力。因為位錯的不斷堆積，位錯密度明顯增高，位錯成網狀均勻分布，并有位錯胞形成。因而材料的動態流變應力達到最高值。

圖10 不同人工時效時間處理的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 論

（1）6061鋁合金擠壓棒材在535℃/1 h條件下能夠充分固溶。相對于其他溫度條件下的固溶處理，該工藝下固溶強化效果最佳，硬度達峰值70 HV，且動態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，溶質原子溶入基體形成置換式固溶體，使金屬的晶體點陣發生畸變。因此，固溶合金在高速沖擊下形成了高位錯密度，并形成了大量的位錯胞。

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

（4）人工時效處理后的6061鋁合金在高速沖擊下，微觀組織發生顯著的變化。2 h時效試樣，由于GP區阻礙作用較小，位錯密度相對較低。4 h時效試樣，由于β″析出相強烈的釘扎作用，位錯開始堆積明顯，并形成了位錯墻。8 h時效試樣，位錯成網狀均勻分布，并有位錯胞形成。

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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：TG146.21

文獻標識碼：A

文章編號：1674-3962（2016）04-0268-07

收稿日期：2015-12-16

基金項目：國家自然科學基金資助項目（51475156）；國家重點科技項目（2014ZX04002071）

DOI:10.7502/j.issn.1674-3962.2016.04.04