Si含量对6060铝挤压型材组织与力学性能的影响

2019-11-13吕晓霞李金龙张丽丽刘旭东

有色金属加工 2019年5期

吕晓霞，李金龙，赵芳，张丽丽，王操，刘旭东

(辽宁忠旺集团有限公司，辽宁辽阳 111003)

Al-Mg-Si合金作为可热处理强化铝合金，具有质量轻、比强度高、易于成形和耐腐蚀性好、表面着色性能优良等的优点，在航空航天、轨道交通、造船及建筑建材等领域得到广泛应用[1，2]。但对于一些厚大断面且形状复杂的铝合金型材，其经过热挤压工艺后，会出现抗拉强度、屈服强度以及断后伸长率低的情况[3]。据研究表明，铝合金的力学性能和物理性能与其晶粒尺寸、时效析出特性等具有密切联系，通过添加微量的合金元素可以影响合金的组织和性能，Si元素作为6xxx系铝合金中重要元素之一，对合金的组织和时效过程中第二相的析出行为有重要影响，从而影响Al-Mg-Si合金的综合力学性能[4-6]。

本试验通过对比两种不同Si含量的6060铝合金挤压型材，对其时效后的合金进行室温力学性能拉伸试验，研究Si含量变化对铝合金力学性能的影响，并利用体视显微镜、金相组织观察来分析Si对合金晶粒的尺寸、第二相的析出情况以及微观断裂机制的影响，为改善合金的组织与力学性能提供相关的理论依据。

1 试验

本试验所用的材料为两种不同Si含量的6060铝合金铸锭，其合金成分如表1所示。两种Si含量不同的铝合金铸锭在12500 T挤压机上进行热挤压变形，变形系数为21.39，挤压后变形后型材形貌如图1所示。挤压前铸锭预热温度为480℃～520℃，挤压后以0.784m/min～1.373m/min的速度室温下水雾淬火，淬火后的合金控制适当速度进行0.5%～1.5%的拉伸变形，最后再进行T6人工时效，即175℃加热8h的峰值时效。

将经过时效后的铝合金型材取图1中7A位置进行力学性能试验取样，拉伸试样如图2所示。试样沿板材挤压方向切取，小棒试样平行区域标距长度为50mm，外径5mm，拉伸速率12mm/min。利用体式显微镜观察不同Si含量试样拉伸断口的形貌以及断口侧面宏观形貌变化。拉伸试验后，沿轴向切取拉伸试样剖面，并进行金相显微组织观察，分析合金组织状态对其力学性能的影响。

图1 热挤压变形后的型材形貌Fig.1 Profile appearance after hot extrusion deformation

图2 室温拉伸力学试样Fig.2 Tensile mechanical test specimen at room temperature

2 试验结果

2.1 Si含量对合金组织形貌的影响

由表1可知1号合金中的Mg/Si=1.12，小于1.73，Si含量过剩，2号合金在此基础上又增加了Si的含量，使过剩的Si含量进一步增加。两种铝合金经过上述挤压、水雾淬火以及175℃保温8h的峰值时效后的金相组织如图3所示。其中图3(a)为1号合金的组织形貌，该合金的晶粒尺寸相对较大，在0.1mm～0.4mm范围内，其中晶粒尺寸在0.2mm～0.4mm范围内的比例较大。图3(b)为2号合金的组织形貌，晶粒尺寸在0.05mm～0.30mm，可以看出当Mg/Si=1.12时，随着合金中Si含量的增加，合金晶粒尺寸没有明显变化。

进一步放大倍数，可以观察到两种合金组织中第二相的析出形貌，如图4所示。其中图4(a)为1号合金的析出相微观形貌，可以观察到该组织内析出相尺寸较大，密度较低，且分布不均匀。随着Si含量的增加，2号合金晶粒内析出相的尺寸明显降低、密度增加且分布更加均匀(图4(b))。综上所述，随着过剩Si含量的增加，峰值时效后析出相的尺寸降低，密度增大，分布均匀。

(a) 1号合金； (b) 2号合金图3 不同成分铝合金的组织形貌Fig.3 Microstructure of two different compositions of aluminum alloy

(a) 1号合金的析出相形貌； (b) 2号合金的析出相形貌图4 两种合金组织中析出相对比Fig.4 Relative ratio of precipitation in two alloy structures

2.2 常温拉伸性能

对不同Si含量6060铝合金T6态型材进行室温力学拉伸性能对比测试。测试结果可知，硅含量相对较少的1号合金的抗拉强度和屈服强度相对较低，分别为256 MPa、229MPa，断后伸长率为9.96%。当Si含量提高至6%后，2号合金的抗拉强度提高至274MPa，屈服强度提高至261MPa，但合金的断后延伸率有所降低，平均值降至约6.75%。

综上所述，提高6060铝合金T6态型材中的Si含量，且Mg/Si<1.73时，有助于改善合金的抗拉和屈服强度。

2.3 宏观组织观察

图5为两种合金拉伸断裂后的试样在体式显微镜下的宏观形貌，可以观察到两种合金经室温拉伸断裂后均无明显的缩颈现象，表明合金的室温塑性较差。另一方面，在近断口区域可观察到较明显的橘皮现象。研究表明[7]，由于合金在拉伸期间晶界发生滑移，导致大量晶粒产生相对位移，且由于各晶粒取向不同，导致拉伸期间晶内堆垛原子层滑移方向不同，是产生橘皮现象的主要原因。因此，可以认为拉伸断裂后近断口区域表面橘皮现象的程度主要取决于合金的晶界强度、晶粒大小以及位错在晶内滑移受到的阻力。图5(b)为2号合金拉伸断裂后试样的宏观形貌，虽然两种合金拉伸断裂后近断口区域均有橘皮现象产生，但2号合金近断口区域橘皮程度较重，这可能是导致2号合金断后伸长率降低的一个原因。

图5 两种合金试样断后的宏观形貌Fig.5 Macroscopic morphology of two alloy sample after fracture

1号合金拉伸断裂后的断口形貌如图6(a)所示，可以看出，合金断口处存在较多撕裂棱，无明显韧窝，结合图5(a)中合金的宏观断口形貌，可以推断出该合金在室温下，以12mm/min速度拉伸期间的断裂方式为脆性断裂。近断口区域的组织形貌如图6(b)所示，图中黑色的双向箭头为施加应力的方向。可以看出裂纹的萌生及扩展主要在晶界区域发生，如图5(b)中白色箭头所示。另一方面，部分晶粒内可观察到大量滑移带，如图5(b)中白色方框区域所示，说明拉伸期间，合金中晶内位错滑移与晶界滑移同时进行，但由于晶界为合金的薄弱环节，因此裂纹首先在晶界处萌生，随后扩展，形成宏观裂纹，并释放晶粒内部的变形应力[8]，因此1号合金晶粒内部无裂纹出现。

(a)拉伸断口形貌； (b)断口附近的组织形貌图6 1号合金断口的组织形貌Fig.6 Microstructure of No. 1 alloy fracture

2号合金的断口形貌如图7(a)所示，与1号合金断口形貌相比，该合金断口的中心处较为平整，并且无明显撕裂棱特征，但仍没有观察到韧窝，结合图5(b)中观察到的合金无明显的缩颈现象，可以推断出，该合金断裂方式以脆性断裂为主。2号合金拉伸断裂后近断口区域的组织形貌如图7(b)所示，图中黑色双向箭头为施加应力的方向。与1号合金相比，该断口附近，2号合金中裂纹的萌生与扩展主要发生在晶粒内部，如图7(b)中黑色箭头所示，少量裂纹沿晶界萌生扩展，如图7(b)中白色箭头所示。

另一方面，2号合金近断口区域的晶粒内部无明显滑移带产生，由此可以推断出，Si在6060铝合金中具有钉扎晶界及阻碍晶粒内部位错运动的作用，晶粒内部大量位错开动并发生位错塞积导致晶粒内部局部区域产生微观应力集中，是裂纹萌生的主要裂纹源[9]，随拉伸试验进行，晶粒内部发生裂纹萌生扩展，并导致合金发生拉伸断裂，是合金的主要断裂机制。

3 分析与讨论

分析认为，拉伸试验期间，与应力轴呈45°方向为最大剪切应力方向，为释放变形应力，晶粒内部大量位错增殖开动，并伴随堆垛原子层滑移；与此同时，晶界两侧的晶粒产生微量位移，随拉伸继续进行，合金产生塑形变形，并产生微区应力集中[10]。由于晶界的强度较低，因此当应力集中值超过晶界的屈服强度时，将导致裂纹在晶界处萌生，并沿着晶界扩展[11]，随拉伸进行，形成宏观裂纹，如图4(b)中黑色箭头所示，是1号合金断裂机制为沿晶断裂的主要原因。

研究表明，当Si含量较高时，过剩的Si元素将可形成细小均匀的β″相[12]，并且随着过剩硅含量的增加析出相尺寸降低，析出密度增加(图6(b))，一方面可以产生一定的沉淀强化作用，提高合金强度，是2号合金抗拉及屈服强度较高的主要原因。另一方面，当过剩Si含量过高时，部分Si元素将以沉淀颗粒的形式析出，由于Si颗粒与Al基体之间为非共格关系，因此大量滑移至两相界面处的位错将发生位错塞积，并导致两相界面处产生微区应力集中，使该处容易发生裂纹萌生，随后在晶内发生裂纹扩展直至断裂，如图7(b)中黑色箭头所示，是2号合金在室温期间以穿晶断裂为主，且断后伸长率较低的主要原因。