時(shí)效時(shí)間對(duì)Al-Mg-Si合金組織及彎曲性能的影響①

李玉萍，唐建國，3，葉凌英，3，蔣海春，劉勝膽，3，張 勇，3，陸金堃，馬樂航

（1.中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長沙 410083；2.中南大學(xué) 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 長沙 410083；3.中南大學(xué) 有色金屬先進(jìn)結(jié)構(gòu)材料與制造協(xié)同創(chuàng)新中心，湖南 長沙 410083；4.浙江敏能科技有限公司，浙江 湖州 313300；5.敏實(shí)集團(tuán)研發(fā)中心，浙江 寧波 315800）

Al-Mg-Si合金具有低密度、中等強(qiáng)度、較高的沖擊韌性、良好的可焊性和耐蝕性等特點(diǎn)，被越來越多地應(yīng)用在汽車領(lǐng)域中［1-2］。彎曲是汽車構(gòu)件常見的一種成形方法，然而彎曲時(shí)試樣外表面會(huì)受到很高的拉應(yīng)力，Al-Mg-Si合金由于存在大量彌散相、析出相而容易出現(xiàn)表面開裂的問題，從而限制了其在汽車領(lǐng)域更廣泛的應(yīng)用［3-4］。

文獻(xiàn)［5-6］認(rèn)為晶界析出相對(duì)鋁合金的塑性、斷裂韌性和成形性有很大影響。文獻(xiàn)［7-8］通過調(diào)控合金的Mg／Si比，較好地抑制了晶界處MgSi相的粗化以及Si原子的偏聚，合金具有良好的塑性。文獻(xiàn)［9-10］通過改善時(shí)效制度來調(diào)控晶界析出相的種類、尺寸及分布，合金具有較高的伸長率和彎曲性能。除了晶界析出相以外，晶粒組織、織構(gòu)類型、粗大第二相也會(huì)影響Al-Mg-Si合金的彎曲性能［3］。

本文研究了時(shí)效時(shí)間對(duì)2種不同成分Al-Mg-Si合金彎曲性能的影響規(guī)律，并嘗試從微觀組織的角度闡明合金成分和時(shí)效時(shí)間對(duì)Al-Mg-Si合金彎曲性能的影響機(jī)理，對(duì)改善合金的彎曲性能有一定的指導(dǎo)意義。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)材料為厚度2.3 mm的Al-Mg-Si合金擠壓材，其成分如表1所示。

表1 實(shí)驗(yàn)合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） %

實(shí)驗(yàn)合金經(jīng)熔鑄后經(jīng)540℃／30 h均勻化處理，而后采用熱擠壓將鑄錠擠壓成管材，鑄錠和模具加熱溫度均為500℃，擠出速度7.2 m／min，擠壓比38.2，采用噴水冷卻方式在線淬火，淬火完成后立即進(jìn)行210℃／2 h、210℃／6 h、210℃／10 h（分別對(duì)應(yīng)峰值時(shí)效、輕微過時(shí)效和過時(shí)效）的人工時(shí)效處理，研究時(shí)效時(shí)間對(duì)合金彎曲性能的影響機(jī)理。

室溫拉伸試驗(yàn)按照國標(biāo)GB／T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行，每組取3個(gè)平行樣。采用MTS810電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率2 mm／min。

彎曲試驗(yàn)按照德標(biāo)VDA 238—100《金屬材料板材彎曲測試》標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行，試驗(yàn)示意圖如圖1所示，每組取3個(gè)平行樣。采用MTS810電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行彎曲試驗(yàn)，測試速率20 mm／min，直到壓力值達(dá)到關(guān)閉閥值（試樣最大力下降60 N）即停止試驗(yàn)，采用如圖1（b）所示的彎曲角來評(píng)價(jià)彎曲性能。

圖1 彎曲試驗(yàn)示意圖

采用ZEISS EVO MA10型掃描電子顯微鏡觀察試樣擠壓方向（ED）-板平面法向（ND）面第二相粒子的形貌、尺寸、密度及分布特點(diǎn)，并使用Image Pro軟件統(tǒng)計(jì)至少5個(gè)視場下的第二相粒子的面積分?jǐn)?shù)及數(shù)量密度；使用Oxford X-MaxN型能譜分析儀對(duì)第二相粒子的成分進(jìn)行分析。

采用Titan G260-300型透射電子顯微鏡觀察晶界析出相的形貌及分布特點(diǎn)，使用Image Pro軟件統(tǒng)計(jì)至少5個(gè)視場下的晶界析出相的尺寸、間距及晶界無沉淀析出帶（PFZ）的寬度；對(duì)晶界析出相進(jìn)行能譜分析和高分辨率透射電鏡（HRTEM）觀察，使用Digital Micrograph軟件對(duì)HRTEM圖像作快速傅里葉轉(zhuǎn)換（FFT）進(jìn)行衍射花樣的標(biāo)定。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 時(shí)效時(shí)間對(duì)失穩(wěn)伸長率的影響

室溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果表明，A、B合金的斷后伸長率沒有明顯差異，并且時(shí)效時(shí)間對(duì)兩合金的斷后伸長率也沒有明顯的影響（時(shí)效時(shí)間為2 h、6 h、10 h時(shí)，A合金的斷后伸長率分別為14.2%、14.3%、14.9%，B合金的斷后伸長率分別為14.8%、14.5%、14.6%）；但是，根據(jù)文獻(xiàn)［11-12］定義的失穩(wěn)伸長率（斷后伸長率A與均勻伸長率Ag的差值，即ΔAabs＝A-Ag），計(jì)算得到A、B合金的失穩(wěn)伸長率具有較明顯的差異，相同時(shí)效時(shí)間下A合金的失穩(wěn)伸長率均大于B合金的失穩(wěn)伸長率，且兩合金的失穩(wěn)伸長率均隨著時(shí)效時(shí)間延長而逐漸增加（見圖2），時(shí)效時(shí)間為2 h、6 h、10 h時(shí)，A合金的失穩(wěn)伸長率分別為4.7%、5.5%、6.0%，B合金的失穩(wěn)伸長率分別為4.2%、4.7%、5.5%。

圖2 時(shí)效時(shí)間對(duì)失穩(wěn)伸長率的影響

2.2 時(shí)效時(shí)間對(duì)彎曲角的影響

圖3為A、B合金時(shí)效2 h、6 h、10 h后的彎曲試驗(yàn)結(jié)果。由圖3看出，在相同時(shí)效時(shí)間下，A合金的彎曲角均大于B合金的彎曲角；且兩合金的彎曲角均隨著時(shí)效時(shí)間延長逐漸增大。時(shí)效時(shí)間從2 h增加至10 h，A合金的彎曲角從90.8°增加至104.5°，B合金的彎曲角從79.0°增加至102.5°。

圖3 時(shí)效時(shí)間對(duì)彎曲角的影響

2.3 SEM分析

眾所周知，時(shí)效工藝不會(huì)影響合金中粗大第二相的形貌及分布，這里只展示A、B合金時(shí)效2 h的SEM照片，如圖4所示。由圖4（a）和（b）可知，2種合金中均含有沿ED方向分布的尺寸較大的白色第二相粒子，統(tǒng)計(jì)結(jié)果表明，A合金第二相粒子的面積分?jǐn)?shù)及數(shù)量密度均略高于B合金，A、B合金第二相粒子的面積分?jǐn)?shù)分別為0.93%和0.87%，數(shù)量密度分別為5 144個(gè)／mm2和4 670個(gè)／mm2。這些第二相粒子的EDS能譜分析結(jié)果表明大部分粒子是AlFeMnSi相，如圖4（a）（b）中箭頭所指，尺寸較大的針狀粒子是β-AlFeMnSi相（化學(xué)式Al（Fe，Mn）Si），其 余 尺 寸 較 小 的 球 狀 粒 子 是α-AlFeMnSi相（化學(xué)式Al（Fe，Mn）3Si2、Al（Fe，Mn）3Si或Al（Fe，Mn）2Si）［13-14］。將所有EDS能譜分析結(jié)果在以Si含量為橫坐標(biāo)、Fe+Mn含量為縱坐標(biāo)的平面坐標(biāo)系中標(biāo)出，如圖4（c）和（d）所示，可知A合金中α-AlFeMnSi相的比例比B合金中的高。

圖4 合金時(shí)效2 h試樣ED-ND面SEM照片及AlFeMnSi相EDS統(tǒng)計(jì)結(jié)果

2.4 TEM分析

圖5為A、B合金時(shí)效2 h、6 h、10 h后的晶界STEM照片。由圖5看出，相同時(shí)效時(shí)間下B合金晶界析出相的形狀因子（長寬比）比A合金的大；隨著時(shí)效時(shí)間延長，2種合金晶界析出相均由連續(xù)密集分布逐漸變?yōu)閿嗬m(xù)分布，且形狀因子逐漸減小。晶界析出相的等效直徑、析出相間距、PFZ寬度的具體統(tǒng)計(jì)結(jié)果見表2。由表2可知，隨著時(shí)效時(shí)間延長，2種合金晶界析出相的尺寸、間距以及PFZ寬度均逐漸增加。

表2 合金晶界析出相等效直徑、間距以及PFZ寬度統(tǒng)計(jì)表

圖5 合金晶界STEM照片

對(duì)A、B合金的晶界析出相進(jìn)行STEM-EDS分析，結(jié)果表明時(shí)效時(shí)間對(duì)晶界析出相種類影響不大，這里只展示A、B合金時(shí)效2 h試樣晶界析出相的STEMEDS面掃照片，如圖6所示。由圖6可以看出，A合金的晶界析出相中Mg、Si、Cu元素都表現(xiàn)出明顯的富集，而B合金的晶界析出相只有Si元素富集比較明顯，Mg元素和Cu元素只是輕微富集。表3給出了A、B合金所有試樣的晶界析出相的典型EDS能譜分析結(jié)果，由各元素的原子分?jǐn)?shù)可知，A合金的晶界析出相（析出相a、b、c）很有可能是Q相（Al3Mg9Si7Cu2、Al4Mg8Si7Cu2或Al5Mg8Si6Cu2）［15］；而B合金的晶界處除了Q相（析出相g）外，還存在一定數(shù)量的富Si相或Si單質(zhì)（析出相d、e、f）。

圖6 合金時(shí)效2 h試樣晶界析出相STEM-EDS面掃照片

表3 合金晶界析出相EDS結(jié)果

圖7為A、B合金晶界析出相典型HRTEM及FFT照片。圖7（a）和7（c）的左下角和右上角是晶界析出相相鄰晶粒對(duì)應(yīng)的選區(qū)電子衍射花樣，可以看出圖中的晶界都是大角度晶界。由圖7（a）和（c）可以看出，2種合金晶界析出相均具有HCP結(jié)構(gòu)，晶胞參數(shù)a＝1.039 nm，γ＝120°，且與相鄰晶粒的鋁基體存在一定的界面取向關(guān)系：Al［16-17］，從圖7（b）和7（d）中也可以看到正六邊形的衍射斑點(diǎn)。綜合以上觀察表明，2種合金晶界處均存在Q相。

圖7 合金時(shí)效10 h晶界析出相HRTEM及FFT照片

3 分析討論

3.1 失穩(wěn)伸長率與彎曲性能的關(guān)聯(lián)性

合金試樣在彎曲過程中，受拉應(yīng)力壓應(yīng)力作用變形不均勻容易出現(xiàn)表面開裂的問題。因此，用于汽車構(gòu)件的Al-Mg-Si合金應(yīng)滿足一定的強(qiáng)度、塑性和韌性要求。韌性是強(qiáng)度和塑性的綜合表現(xiàn)，韌性越好，發(fā)生脆性斷裂的可能性越小。由圖2和圖3可知，A、B合金的失穩(wěn)伸長率和彎曲角均隨著時(shí)效時(shí)間延長不斷增大。將2種合金的失穩(wěn)伸長率和彎曲角隨時(shí)效時(shí)間變化的信息繪制在圖8中，由圖8可以看出，合金的失穩(wěn)伸長率與彎曲角存在正相關(guān)，失穩(wěn)伸長率越大，彎曲角越大。由此可知，室溫拉伸試驗(yàn)的失穩(wěn)伸長率可以在一定程度上反映合金的彎曲性能。

圖8 失穩(wěn)伸長率、彎曲角與時(shí)效時(shí)間的關(guān)系

3.2 微觀組織影響彎曲性能的機(jī)理

影響Al-Mg-Si合金彎曲性能的因素主要有晶粒組織、織構(gòu)類型、粗大第二相和晶界析出相［3］。由于2種合金都采用了相同的制備工藝，其晶粒組織和織構(gòu)類型相同（由于沒有明顯差異，這里沒有列出），在本文中這兩者的影響可以忽略，因此，粗大第二相以及晶界析出相的差異是影響2種合金彎曲性能的主要因素。

由圖4及第二相掃描的統(tǒng)計(jì)結(jié)果可知，A合金中第二相粒子的面積分?jǐn)?shù)、數(shù)量密度略高于B合金，但A合金中α-AlFeMnSi相的比例比B合金中的高。根據(jù)以 往 的 研 究 結(jié) 果［6，18-19］，當(dāng) β-AlFeMnSi相 轉(zhuǎn) 化 為α-AlFeMnSi相時(shí)，合金的彎曲性能會(huì)得到一定程度的改善。由化學(xué)式可知，β-AlFeMnSi相中的Si含量比α-AlFeMnSi相中的高，因此Si含量較高的B合金中第二相以β-AlFeMnSi相為主，A合金中第二相以α-AlFeMnSi相為主，這是A合金表現(xiàn)出更好彎曲性能的原因之一。

隨著時(shí)效時(shí)間增加，晶界附近的溶質(zhì)原子繼續(xù)向晶界擴(kuò)散，使晶界析出相不斷長大粗化，PFZ寬度隨時(shí)效時(shí)間延長逐漸變寬（見圖5和表2）。文獻(xiàn)［20］的納米壓痕試驗(yàn)結(jié)果表明，PFZ區(qū)域的硬度低于晶粒內(nèi)部的硬度，且PFZ與晶內(nèi)的硬度差隨時(shí)效時(shí)間延長逐漸增大，合金更易產(chǎn)生沿晶開裂。由圖3、圖5和表2可知，PFZ寬度隨時(shí)效時(shí)間延長逐漸變寬，但合金的彎曲性能并沒有降低的趨勢，由此說明本文中PFZ寬度不是影響合金彎曲性能的主要原因。

晶界析出相與基體是非共格的，與基體間的結(jié)合力弱，合金受到外力作用后晶界析出相附近容易產(chǎn)生微裂紋。時(shí)效過程中，合金晶界附近的Mg、Si、Cu原子擴(kuò)散到晶界上生成Q相，剩余的過量Si原子在晶界處偏聚生成富Si相或Si單質(zhì)。因此，Si含量較高的B合金晶界處除了Q相外，還存在較多的富Si相（見圖6、圖7和表3）。一方面，富Si相的形狀因子大［21］，使合金在受到外部載荷時(shí)更容易造成應(yīng)力集中產(chǎn)生微裂紋，引起裂紋的萌生和長大；另一方面，富Si相和Si單質(zhì)為脆性第二相，脆性第二相的存在會(huì)使裂紋擴(kuò)展阻力減小［18，22］，合金更容易產(chǎn)生開裂現(xiàn)象。因此，晶界處含較多富Si相的B合金彎曲性能較差。

隨著時(shí)效時(shí)間增加，晶界析出相逐漸球化，且數(shù)量減少、間距增加（見圖5和表2）。合金受到外力作用后晶界析出相附近開裂傾向減小，裂紋形核位置減少，因此彎曲性能提高［23］。將A、B合金的失穩(wěn)伸長率與彎曲角隨晶界析出相間距變化的信息繪制在圖9中，可以看出失穩(wěn)伸長率、彎曲角與晶界析出相間距之間存在很好的關(guān)聯(lián)性，合金晶界析出相間距越大，失穩(wěn)伸長率越大，彎曲角越大。因此，2種合金彎曲性能隨時(shí)效時(shí)間的變化主要與晶界析出相間距的變化有關(guān)，晶界析出相間距的變化引起失穩(wěn)伸長率的變化，進(jìn)而表現(xiàn)出彎曲性能的差異。

圖9 失穩(wěn)伸長率、彎曲角與晶界析出相間距的關(guān)聯(lián)性示意圖

4 結(jié) 論

1）室溫拉伸試驗(yàn)的失穩(wěn)伸長率與合金的彎曲性能之間存在一定的關(guān)聯(lián)性，失穩(wěn)伸長率越大，合金彎曲性能越好。

2）隨著時(shí)效時(shí)間從2 h增加至10 h，晶界析出相數(shù)量減少、間距增加，導(dǎo)致裂紋形核位置減少，材料從失穩(wěn)到斷裂過程中所需要的應(yīng)變?cè)龃螅辖鸬膹澢阅艿玫礁纳啤合金的彎曲角從90.8°增加至104.5°，B合金的彎曲角從79.0°增加至102.5°。

3）晶界處的富Si相和Si單質(zhì)會(huì)顯著降低合金的彎曲性能。與A合金（Mg含量0.736%、Si含量0.685%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）相比，Si含量較高的B合金（Mg含量0.756%、Si含量0.796%）晶界處存在較多的富Si相，使合金在彎曲過程中更容易萌生裂紋，從而降低合金的彎曲性能。