高強Al-Mg-Si-Cu鋁合金的時效工藝研究

張偉，朱科杰

高強Al-Mg-Si-Cu鋁合金的時效工藝研究

張偉，朱科杰

（湖南中創(chuàng)空天新材料股份有限公司，湖南 岳陽 414000）

研究時效工藝參數(shù)對高強Al-Mg-Si-Cu鋁合金微觀組織和力學性能的影響規(guī)律，以得到Al-Mg-Si-Cu鋁合金時效后最優(yōu)的性能和微觀組織。在不同時效處理工藝參數(shù)條件下，通過對Al-Mg-Si-Cu鋁合金時效處理后的硬度、電導率、室溫力學性能進行測試與對比分析，并結合微觀組織觀察實驗，分析了不同時效溫度及時效時間對Al-Mg-Si-Cu鋁合金時效強化相及力學性能的影響規(guī)律。在不同時效溫度條件下，經(jīng)不同時效時間的時效處理后，Al-Mg-Si-Cu鋁合金的電導率隨時效溫度的升高和時間的延長而增大，當時效溫度為170、180、190 ℃時，硬度和力學性能在時效時間為16、12、8 h時達到峰值。同時，當時效時間為8、12、16 h時，Al-Mg-Si-Cu鋁合金的時效強化相分別是β''相、β'相和Q'相；在峰值時效和過時效工況下，Al-Mg-Si-Cu鋁合金的析出相均存在Q'相，該相對合金的強度具有明顯的貢獻。在過時效階段，Al-Mg-Si-Cu鋁合金強化相明顯初化，力學性能和硬度均有明顯降低。經(jīng)淬火處理+180 ℃/12 h時效處理后，高強Al-Mg-Si-Cu鋁合金的力學性能最優(yōu)，抗拉強度和屈服強度分別為404 MPa和388 MPa，硬度為136HV。

Al-Mg-Si-Cu合金；時效；析出相；彌散分布

隨著鋁在工業(yè)領域的應用越來越廣泛，Al-Mg- Si-(Cu)系合金作為中等強度變形鋁合金得到了廣泛的應用[1-2]。市場對中高強度鋁合金（抗拉強度在400 MPa附近）的需求日益增加，如汽車結構件、高鐵車廂、便攜電子產(chǎn)品結構件等，這類產(chǎn)品不但要求強度高，而且對材料抗腐蝕性能的要求極高，且要求耐疲勞性優(yōu)、焊接性能好、表面陽極處理性能好。因此，開發(fā)高強度（抗拉強度接近400 MPa）且具有良好抗腐蝕性能、焊接性能以及良好表面陽極處理性能的合金具有重要的意義。

Al-Mg-Si-(Cu)系鋁合金可以通過固溶和時效熱處理進行強化，鋁基體中的合金元素Mg、Si和Cu在固溶過程中可以完全固溶到基體中，后續(xù)可通過時效析出納米級別的Mg2Si亞穩(wěn)相，該相具有很好的強化效果，Al-Mg-Si-(Cu)系鋁合金的時效析出順序為：S.S.S.S→Clusters→GP zones→亞穩(wěn)相β''→亞穩(wěn)相β'→穩(wěn)定的β(Mg2Si)[3-6]。此外，國內(nèi)外針對時效處理工藝對Al-Mg-Si-(Cu)系鋁合金力學性能和腐蝕性能的影響規(guī)律開展了大量研究。李海等[7]研究表明，Al-Mg-Si-Cu鋁合金強度隨時效時間的延長而先升高后降低，且晶間腐蝕深度先增大后減小。曹培元等[8]研究發(fā)現(xiàn)，采用雙極時效工藝（T6+140 ℃×8 h）可綜合提升Al-Mg-Si-Cu鋁合金強度及耐晶間腐蝕性能。聶寶華等[9]研究發(fā)現(xiàn)，通過雙極時效工藝（170 ℃× 4 h+190 ℃×4 h）可提高Al-Mg-Si-Cu鋁合金的耐晶腐蝕性能。

目前，軌道交通、新能源汽車以及5G手機等領域都急需高強Al-Mg-Si-Cu鋁合金，尤其是強度達到400 MPa的合金。目前主要通過2種手段調(diào)控性能：一種是通過合金成分設計提高合金化元素，增加Mg、Si和Cu的含量，但這同時也帶來了負面作用，導致成形性能、氧化性能及腐蝕性能下降；另一種是通過熱處理技術調(diào)控，尤其是時效熱處理。目前關于400 MPa級Al-Mg-Si-Cu合金時效熱處理的研究未見報道。本文研究了高強Al-Mg-Si-Cu鋁合金的時效工藝，以期為400 MPa級的Al-Mg-Si-Cu合金產(chǎn)業(yè)化提供理論依據(jù)。

1 實驗

實驗用材料為105 mm×8 mm×200 mm的板材，合金的實際化學成分為Al-0.85Si-0.95Mg-0.81Cu- 0.12Mn（質(zhì)量分數(shù)），余量為Al。樣品在RX-6小型時效爐中固溶，固溶溫度為560 ℃，保溫時間為2 h，而后立即轉(zhuǎn)移至水中淬火，轉(zhuǎn)移時間不超過10 s。淬火冷卻至室溫后，置于RX-6小型時效爐中進行時效，時效溫度為170、180、190 ℃，時效時間為0、4、8、12、16、20 h。

針對不同時效工藝處理后的厚板，在表層分別切取相應的樣品進行硬度、電導率和室溫拉伸實驗。硬度測試設備為HVS-10F觸摸屏維氏硬度計；電導率測量在7501型渦流電導儀上進行，測試樣品尺寸約為50 mm×50 mm；室溫拉伸力學性能測試設備為HSM-E-002型萬能材料力學實驗拉伸機，拉伸速度為2 mm/min。

采用FEI TECNAI G2 20電鏡觀察不同時效機制下的納米析出相形貌、尺寸和分布，透射電鏡樣品的制備采用雙噴制樣，樣品通過機械研磨減薄至約80 μm的厚度，沖壓成直徑為3 mm的圓盤，在按70%（體積分數(shù)）甲醇和30%（體積分數(shù)）硝酸配備的溶液中通過雙噴減薄，電解液溫度采用液氮控制在?20 ℃以下，電流為50～70 mA，電壓為10～20 V。設備為MTP-1A型雙噴電解減薄儀。

2 結果與分析

3個時效溫度下的時效硬化曲線如圖1所示。可以看出，180 ℃時效硬化曲線在最上方，其硬度最高。在170 ℃時效時，隨著時效時間從0 h增至20 h，硬度先升高后降低，在時效16 h時達到峰值，為131HV。在180 ℃時效時，隨著時效時間從0 h增至20 h，硬度先升高后降低，在時效12 h時達到峰值，為136HV。在190 ℃時效時，隨著時效時間從0 h增至20 h，硬度先升高后降低，在時效8 h時達到峰值，為130HV。

圖1 3個時效溫度下的時效硬化曲線

3個時效溫度下的電導率曲線如圖2所示。可以看出，190 ℃時電導率曲線在最上方，170 ℃時電導率曲線在最下方，電導率隨時效時間的延長而增大。在170 ℃時效時，隨著時效時間從0 h增至20 h，電導率從40.4%IACS增至45.4%IACS，增大了5%IACS。在180 ℃時效時，隨著時效時間從0 h增至20 h，電導率從40.4%IACS增至46.1%IACS，增大了5.7%IACS。在190 ℃時效時，隨著時效時間從0 h增至20 h，電導率從40.4%IACS增至46.4%IACS，增大了6%IACS。

圖2 3個時效溫度下的電導率曲線

170 ℃時效的拉伸性能如圖3所示。在170 ℃時效時，隨著時效時間從0 h增至20 h，抗拉強度m和屈服強度p0.2逐漸增大，時效16 h后基本穩(wěn)定，從290 MPa和173 MPa分別增至386 MPa和368 MPa，延伸率逐漸降低，從28%降低至12%。

圖3 170 ℃時效的拉伸性能

180 ℃時效的拉伸性能如圖4所示。在180 ℃時效時，隨著時效時間從0 h增至20 h，抗拉強度m和屈服強度p0.2先升高后降低，在時效12 h時達到峰值，分別為404 MPa和388 MPa，延伸率逐漸降低，從28%降低至8%。

圖4 180 ℃時效的拉伸性能

190 ℃時效的拉伸性能如圖5所示。在190 ℃時效時，隨著時效時間從0 h增至20 h，抗拉強度m和屈服強度p0.2先升高后降低，在時效8 h時達到峰值，分別為379 MPa和362 MPa，延伸率逐漸降低，從28%降低至11%。

圖5 190 ℃時效的拉伸性能

2個時效溫度下的屈強比曲線如圖6所示。可以看出，隨著時效時間的延長，屈強比逐漸增大，尤其是在時效時間4 h以內(nèi)，屈強比增大幅度最大。在170 ℃時效時，隨著時效時間從0 h增至20 h，屈強比從0.6增至0.96；在180 ℃時效時，隨著時效時間從0 h增至20 h，屈強比從0.6增至0.97；在190 ℃時效時，隨著時效時間從0 h增至20 h，屈強比從0.6增至0.96。

圖6 3個時效溫度下的屈強比曲線

3種時效制度下的拉伸斷口SEM照片如圖7所示。可以看出，3種時效制度下的拉伸斷口均是混合型斷裂，存在明顯的沿晶斷裂。在170 ℃/16 h時效的拉伸斷口中，除了沿晶斷裂，還可以觀察到許多小韌窩（見圖7a），此時延伸率為12%。在180 ℃/12 h時效的拉伸斷口中，主要是沿晶斷裂，且韌窩較少（見圖7b），此時延伸率為8%。在190 ℃/8 h時效的拉伸斷口中，除了沿晶斷裂，還可以觀察到一些小韌窩（見圖7c），此時延伸率為11%。

T4狀態(tài)下的TEM照片如圖8所示。可以看出，在自然時效狀態(tài)下，只觀察到粗大的彌散相Al6Mn，未觀察到時效強化相的析出。

不同時效工藝下的TEM照片如圖9所示。在170 ℃/16 h時效時，可以清晰地觀察到點狀和針狀的時效析出相。在180 ℃/12 h時效時，點狀和針狀的時效析出相數(shù)量更多且更加彌散，從<001>衍射斑照片（見圖10）可以看出，時效析出相的斑點非常清晰，可以觀察到β''相和β'相斑點，時效析出大量的β''相和更加彌散的β'相，因此力學性能較高。在190 ℃/ 8 h時效時，點狀和針狀的時效析出相有所粗化，因此力學性能有所下降。

3 分析討論

在6×××系鋁合金中添加Cu元素，可獲得高強度的Al-Mg-Si-Cu系合金，該系合金的時效析出序列為[10-11]：過飽和固溶體→原子團簇→GP區(qū)→亞穩(wěn)相β''→亞穩(wěn)相β'→亞穩(wěn)相Q'→穩(wěn)定的Q+Si相。6×××系鋁合金時效析出相的結構如表1所示。大量研究認為，Al-Mg-Si系合金存在2種GP區(qū)[12-14]，其強化效果不佳。β''和β'相是Al-Mg-Si系合金主要的時效強化相，強化效果較好，該相與基體完全共格，其形貌為針狀，在峰值時效過程中析出。Andersen等[15]通過3DAP獲得了β''相的化學成分，他們認為，β''相的成分為Mg5Si6。以前的研究認為β''亞穩(wěn)相的成分跟β-Mg2Si穩(wěn)定相差不多，Mg和Si的原子比接近1。Hakon等[16]基于APT測量，獲得了β''亞穩(wěn)相的化學成分（Mg5Al2Si4）。Banhart等[17]研究認為，該系合金中的亞穩(wěn)相是過渡產(chǎn)物，是時效過程中β''亞穩(wěn)相向平衡相β轉(zhuǎn)變的中間產(chǎn)物。

圖7 3種時效制度下的拉伸斷口SEM照片

圖8 T4狀態(tài)下的TEM照片（<001>，明場相）

圖9 不同時效工藝下的TEM照片（<001>）

圖10 β′和Q'在Al基體中的衍射圖（a）以及[100]Al//[0001] β', (020)Al//(0220) β'和[100]Al//[0001] Q', (020)Al//(2130) Q'之間的取向關系（b）

從析出系列可以看出，在6×××系鋁合金中添加Cu元素，會形成新的Q'相[18-30]。Al-Mg-Si-Cu系合金經(jīng)過峰值時效后，基體中析出大量的β''亞穩(wěn)相，同時β'相也更加均勻彌散，具有很好的強化效果，所以其強度顯著提高。Q'相只在過時效狀態(tài)下才會被觀察到。眾所周知，過時效狀態(tài)的合金強度有所下降。Chakrabarti等[19]研究發(fā)現(xiàn)，峰值時效存在Q'先導相的析出。該板條狀的相對Al-Mg-Si-Cu系合金的強度有明顯的貢獻。在峰值時效和過時效過程中，在本文所研究的合金中均觀察到了Q'相，并且Q'相的熱穩(wěn)定性比較好，隨著時效時間的延長，粗化不明顯，但會發(fā)生轉(zhuǎn)化，在180 ℃時效時，Q'相的數(shù)量較多，因此該合金的強度較高，峰值可達到400 MPa以上。在170 ℃時效時，Q'相的數(shù)量相對較少，因此強化效果沒有180 ℃時的好。當時效溫度為190 ℃時，Q'相發(fā)生轉(zhuǎn)變，因此數(shù)量有所降低。因此，180 ℃時效最有利于Q'相的析出，強化效果最佳，性能也最好。

表1 Al-Mg-Si-Cu系合金析出結構

Tab.1 Precipitation structure of Al-Mg-Si-Cu alloy

4 結論

1）在170、180、190 ℃時效溫度下，高強Al-Mg-Si-Cu鋁合金分別在時效時間為16、12、8 h時力學性能達到峰值，其中180 ℃/12 h的力學性能最好，抗拉強度和屈服強度分別為404 MPa和388 MPa，硬度為136HV。

2）在170 ℃/16 h、180 ℃/12 h和190 ℃/8 h 3種時效工藝下，時效強化相主要是β''相、β'相和Q'相，峰值時效和過時效均存在Q'相，該相對合金的強度具有明顯的貢獻，在180 ℃/12 h時效時，β''相和β'相均勻、彌散且Q'相數(shù)量最多，因此力學性能最好。

[1] 沈元元, 肖罡, 干甜, 等. Al-Mg-Si-Cu合金雙道次熱變形流變軟化行為[J]. 機械工程材料, 2020, 44(10): 92-97.

SHEN Y Y, XIAO G, GAN T, et al. Flow Softening Behavior of Al-Mg-Si-Cu Alloy during Two-Pass Hot Deformation[J]. Materials for Mechanical Engineering, 2020, 44(10): 92-97.

[2] 王芝秀, 朱凡, 鄭凱, 等. 過時效階段Al-Mg-Si-Cu合金的晶間腐蝕再敏化[J]. 中國有色金屬學報, 2018, 28(11): 2199-2205.

WANG Z X, ZHU F, ZHENG K, et al. Re-Sensitization to Intergranular Corrosion in Al-Mg-Si-Cu Alloy during Over-Ageing[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2018, 28(11): 2199-2205.

[3] RINGER S P, HONO K. Microstructural Evolution and Age Hardening in Aluminium Alloys: Atom Probe Field-Ion Microscopy and Transmission Electron Microscopy Studies[J]. Materials Characterization, 2000, 44(1/2): 101-131.

[4] POGATSCHER S, ANTREKOWITSCH H, WERINOS M, et al. Diffusion on Demand to Control Precipitation Aging: Application to Al-Mg-Si Alloys[J]. Physical Review Letters, 2014, 112(22): 225701.

[5] MARIOARA C D, ANDERSEN S J, ZANDBERGEN H W, et al. The Influence of Alloy Composition on Precipitates of the Al-Mg-Si System[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2005, 36(3): 691-702.

[6] POGATSCHER S, ANTREKOWITSCH H, LEITNER H, et al. Mechanisms Controlling the Artificial Aging of Al-Mg-Si Alloys[J]. Acta Materialia, 2011, 59(9): 3352-3363.

[7] 李海, 田奎生, 王芝秀. 單級時效對Al-Mg-Si-Cu合金拉伸及晶間腐蝕性能的影響[J]. 熱加工工藝, 2023, 52(16): 111-114.

LI H, TIAN K S, WANG Z X. Effects of Single-Stage Aging on Tensile Properties and Intergranular Corrosion of Al-Mg-Si-Cu Alloy[J]. Hot Working Technology, 2023, 52(16): 111-114.

[8] 曹培元, 袁峰, 李瑞雷, 等. 雙級時效對Al-Mg-Si-Cu合金力學性能和耐晶間腐蝕性能的影響[J]. 上海金屬, 2022, 44(1): 50-55.

CAO P Y, YUAN F, LI R L, et al. Effect of Two-Step Aging on Mechanical Properties and Intergranular Corrosion Resistance of Al-Mg-Si-Cu Alloy[J]. Shanghai Metals, 2022, 44(1): 50-55.

[9] 聶寶華, 陳東初, 易鵬, 等. 時效工藝對Al-Mg-Si-Cu合金性能影響[J]. 裝備制造技術, 2020(9): 22-24.

NIE B H, CHEN D C, YI P, et al. Effect of Aging Process on the Properties of Al-MG-Si-Cu Alloy[J]. Equipment Manufacturing Technology, 2020(9): 22-24.

[10] WANG X, ESMAEILI S, LLOYD D J. The Sequence of Precipitation in the Al-Mg-Si-Cu Alloy AA6111[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2006, 37(9): 2691-2699.

[11] CHAKRABARTI D J, LAUGHLIN D E. Phase Relations and Alloys with Cu Additions[J]. Progress in Materials Science, 2004, 49(3/4): 389-410.

[12] MURAYAMA M, HONO K. Pre-precipitate Clusters and Precipitation Processes in Al-Mg-Si Alloys[J]. Acta Materialia, 1999, 47(5): 1537-1548.

[13] MATSUDA K, KAWABATA T, UETANI Y. Hrtem Observation of G.P. Zones and Metastable Phase in Al-Mg-Si Alloys[J]. Materials Science Forum, 2000, 331: 989-994.

[14] MARIOARA C D, ANDERSEN S J, JANSEN J, et al. The Influence of Temperature and Storage Time at RT on Nucleation of the β″ Phase in a 6082 Al-Mg-Si Alloy[J]. Acta Materialia, 2003, 51(3): 789-796.

[15] ANDERSEN S J, ZANDBERGEN H W, JANSEN J, et al. The Crystal Structure of the β″ Phase in Al-Mg-Si Alloys[J]. Acta Materialia, 1998, 46(9): 3283-3298.

[16] HAKON S H, ANDERS Q F, SIGMUND J, et al. Composition of β″ Precipitates in Al-Mg-Si Alloys by Aatom Probe Tomography and First Principles Calculations[J]. Journal of Applied Physics, 2009, 106(12): 123527.

[17] BANHART J, CHANG C, LIANG Z, et al. Natural Aging in Al-Mg-Si Alloys-A Process of Unexpected Complexity[J]. Advanced Engineering Materials, 2010, 12(7): 559-571.

[18] SAGALOWICZ L, LAPASSET G, HUG G, et al. Intl Conf of Al Alloys 4[M]. Switzerland: TransTech, 1994: 636.

[19] CHAKRBARTI D J, LAUGHLIN D E. Phase Relations and Precipitation in Al-Mg-Si Alloys with Cu Additions[J]. Progress in Materials Science, 2004, 49(3/4): 389-410.

[20] THANABOONSOMBUT B, SANDERS T H. The Effect of Cooling Rate from the Melt on the Recrystallization Behavior of Aluminum Alloy 6013[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1997, 28(10): 2137-2142.

[21] LIANG W J, ROMETSCH P A, CAO L F, et al. General Aspects Related to the Corrosion of 6XXX Series Aluminium Alloys: Exploring the Influence of Mg/Si Ratio and Cu[J]. Corrosion Science, 2013, 76: 119-128.

[22] ZANDBERGEN M W, CEREZO A, SMITH G D W. Study of Precipitation in Al-Mg-Si Alloys by Atom Probe Tomography ⅡInfluence of Cu Additions[J]. Acta Materialia, 2015, 101: 149-158.

[23] HASTING H S, WALMSLEY J C, van HELVOORT A T J, et al. Z-contrast Imaging of the Arrangement of Cu in Precipitates in 6XXX-series Aluminium Alloy[J]. Phiosophical Magazine Letters, 2006, 86(9): 589-597.

[24] TABATABAEI N, TAHERI A K, VASEGHI M. Dynamic Strain Aging of a Commercial Al-Mg-Si-Cu Alloy during Equal Channel Angular Extrusion Process[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2010, 502(1): 60-62.

[25] BUHA J, LUMLEY R N, CROSKY A G, et al. Secondary Precipition in an Al-Mg-Si-Cu Alloy[J]. Acta Materialia, 2007, 55(9): 3015-3024.

[26] EDWARDS G A, STILLER K, DUNLOP G L, et al. The Precipitation Sequence in Al-Mg-Si Alloys[J]. Acta Materialia, 1998, 46(11): 3893-3904.

[27] ESMAEILI S, LLOYD D J, JIN H. A Themomechanical Process for Grain Refinement in Precipitation Hardening AA6XXX Aluminium Alloys[J]. Materials Letters, 2011, 65(6): 1028-1030.

[28] GUBICZA J, CHINH N Q, CSANADI T, et al. Microstructure and Strength of Severely Deformed fcc Metals[J]. Materials Science and Engineering: A, 2007, 462(1/2): 86-90.

[29] WANDERKA N, LAZAREV N, CHANG C S T, et al. Analysis of Clustering in Al-Mg-Si Alloy by Density Spectrum Analysis of Atom Probe Data[J]. Ultramicroscopy, 2011, 111(6): 701-705.

[30] NAGESWARA R P, VISWANADH B, JAYAGANTHAN R. Effect of Cryorolling and Warm Rolling on Precipitation Evolution in Al 6061 Alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2014, 606: 1-10.

Investigation on Aging Technology of High Strength Al-Mg-Si-Cu Aluminum Alloy

ZHANG Wei, ZHU Kejie

(Hunan Inno China Advanced Materials Co., Ltd., Hunan Yueyang 414000, China)

The work aims to study the effects of aging processing parameters on microstructures and mechanical properties of Al-Mg-Si-Cu aluminum alloy to obtain the optional properties and microstructures of aged Al-Mg-Si-Cu aluminum alloy. Under the condition of different aging treatment parameters and based on the testing analysis of electrical conductivity, hardness and tensile properties as well as microstructural observation, the effects of aging time and temperature on the aging precipitation phases and mechanical properties were analyzed. Results showed that the electrical conductivity increased with the increase of aging temperature or aging time, when the Al-Mg-Si-Cu aluminum alloy was subject to aging treatment under different aging temperatures and aging time. When the aging temperature is 170, 180, 190 ℃, the peak values of electrical conductivity, hardness and tensile properties were reached at the aging temperatures of 16 h, 12 h and 8 h, respectively. Meanwhile, the types of aging strengthening phases for the Al-Mg-Si-Cu aluminum alloy under aging temperatures of 16 h, 12 h and 8 h were β'' phase, β' phase and Q' phase, respectively. The Q' phase, which had a significant contribution to the strength of the Al-Mg-Si-Cu aluminum alloy, could be founded under peak aging and over-aging treatments. Furthermore, the coarsening behaviors of aging precipitation phases occurred under the over-aging process, and then both the hardness and tensile properties were reduced. The mechanical properties of the Al-Mg-Si-Cu aluminum alloy under quenching treatment and aging treatment of 180 ℃/12 h are the best, and its tensile strength and yield strength are 404 MPa and 388 MPa, respectively. Moreover, the hardness was 136HV.

Al-Mg-Si-Cu alloy; aging treatment; precipitation phase; dispersion distribution

10.3969/j.issn.1674-6457.2024.03.021

TG146.2

A

1674-6457(2024)03-0188-07

2023-05-10

2023-05-10

張偉, 朱科杰. 高強Al-Mg-Si-Cu鋁合金的時效工藝研究[J]. 精密成形工程, 2024, 16(3): 188-194.

ZHANG Wei, ZHU Kejie. Investigation on Aging Technology of High Strength Al-Mg-Si-Cu Aluminum Alloy [J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2024, 16(3): 188-194.