陳懿,郭明星,易龍,袁波,李高潔,莊林忠,張濟山

北京科技大學新金屬材料國家重點實驗室 北京 100083

摘要

關鍵詞：Al-Mg-Si-Cu-Zn合金;熱加工;織構;成形性能;沉淀析出

隨著汽車輕量化進程的加快,近年來車身外板用新型Al-Mg-Si-Cu系合金的研究也取得了長足進步[1~3]。不過為了更好滿足實際應用需求,該系合金板材的成形性能、烤漆硬化性能、抗腐蝕性能、彎邊性能等均有待進一步提高[1~4],尤其成形和烤漆硬化性能。大量研究[1~3,5]表明,合金成形性能主要受其組織和織構分布情況影響,而車身外板用Al-Mg-Si系合金的制備工藝普遍按如下流程進行：熔煉鑄造→均勻化→熱軋→中間退火→冷軋→固溶處理→預時效→沖壓成形→刷漆→烤漆硬化。因此,提高合金板材成形性能的主要手段包括成分設計和后續加工工藝調控。本課題組前期研究發現,充分利用粒子刺激再結晶形核(PSN效應)可有效調控合金的組織和織構,并據此設計了含不同濃度富Fe相的新型Al-Mg-Si-Cu系合金[5]。開發的合金不僅可充分利用工業純Al或回收Al進行熔煉鑄造,而且還可以充分利用由Fe、Mn和Si等元素構成的富Fe相調控其組織和織構演化,最終預時效態合金板材可兼具有接近隨機取向的細晶組織和較好的成形性能(表征沖壓成形性能的平均塑性應變比可達0.58)。由此可見,PSN效應可以很好地應用于調控合金組織和織構演化過程。

除此之外,近年來對Al-Mg-Si-Cu系合金的時效析出行為也進行了較多研究,包括合金時效析出規律、烤漆硬化增量以及自然放置對其惡化效應調控方面的研究[6~10],但是為了使得該系鋁合金能夠更好地在汽車輕量化過程中獲得廣泛應用,其烤漆硬化增量仍有待進一步提高。考慮到Zn與淬火空位有比較高的結合能[11],如果在傳統的Al-Mg-Si-Cu系合金內添加少量的Zn,淬火后其必然會與淬火空位結合在一起,進而作為Mg-Si溶質原子團簇的形核點而加快合金的時效響應能力,最終使得合金烤漆硬化增量獲得大幅提高。前期預研確實發現這一設計思路非常有效[4,12~16],但是要想使其能夠真正獲得應用,其組織、織構和性能的一體化調控和提高非常重要。鑒于文獻[5]中利用PSN效應能有效調控合金組織和織構演化,本工作提出改變合金板材中間退火前后的冷軋變形量,一方面影響中間退火過程中沉淀相(如Mg2Si、Si和Q相等粒子)的形成和分布,另一方面,利用形成的沉淀相誘發PSN效應,最終實現對合金組織和織構演化能很好調控的新思路。同時,為了更好調控這些沉淀相的析出行為,還對其固溶之后的等溫時效析出行為進行了深入研究。截止到目前為止,很少有相關報道,尤其關于新型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金方面的研究更少。如果基于此調控思路以及深入的析出行為表征研究,能夠開發出提高新型鋁合金綜合性能的有效熱加工和時效析出過程調控方法,其對于該新型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金的實際應用,以及汽車輕量化用鋁合金的整體發展均具有重要推動作用。因此,本工作除了從加工工藝調控出發提高鋁合金的成形性能之外,同時還對成形性能獲得提高后的合金板材進行了后續時效析出規律研究,以期更好掌握該系合金組織性能一體化調控方法。

1 實驗方法

實驗用合金成分為Al-0.8Mg-0.9Si-0.5Cu-0.5Zn-0.1Mn-0.2Fe-0.02Ti (質量分數,%)。所用原材料為純度99.99%的高純Al、工業純Mg、工業純Zn,以及中間合金Al-20%Si、Al-50%Cu、Al-10%Mn,晶粒細化劑Al-5%Ti-1%B (質量分數)等。將材料按一定順序放入中頻感應爐中進行熔煉,并采用DC-casting系統進行鑄造;將切頭、銑面后厚度為50 mm的鑄錠進行485 ℃、3 h+555 ℃、16 h的雙級均勻化處理;板材熱軋的開軋溫度為550 ℃,終軋溫度低于300 ℃,終軋厚度為6.5 mm。此后將試樣分為2組：首先將6.5 mm熱軋板材冷軋至4 mm,然后經400 ℃、1 h中間退火后冷軋至1 mm,最終冷軋變形量為75%,最后進行555 ℃、2 min鹽浴固溶處理和80 ℃、12 h的預時效處理,記為工藝I;將6.5 mm熱軋板材首先冷軋至2 mm,然后再進行400 ℃、1 h中間退火,隨后再繼續冷軋至1 mm,最終冷軋變形量為50%,最后進行555 ℃、2 min鹽浴固溶處理和80 ℃、12 h預時效處理,記為工藝II。經工藝I和工藝II處理后的合金試樣在室溫下放置14 d (T4P態)后,對其進行不同方向的力學性能測試。此外,為了表征合金的時效析出行為,選取成形性能較好的一種工藝所制備的固溶淬火態合金直接在185 ℃進行不同時間的時效熱處理。

拉伸試樣分別沿與軋向成0°、45°、90°進行取樣,每組實驗取2組平行試樣進行測試,最終的結果取其平均值,試樣規格按照GB/T228-2002要求進行切取,拉伸實驗在MTS810電液伺服材料試驗機上進行,拉伸速率為3 mm/min。硬度測量在401MVD型維氏硬度計上進行,加載載荷為200 g,加載時間15 s,每個試樣至少測5個點,然后取其平均值。機械拋光好的金相試樣經Kellar試劑腐蝕后,使用Axio Imager A2光學顯微鏡(OM)進行組織觀察。使用帶有能譜儀(EDS)的SUPRA 55掃描電鏡(SEM)進行物相和拉伸斷口分析。在Tecnai G2F30 S場發射透射電鏡(TEM)下進行顯微組織觀察,樣品采用機械減薄后電解雙噴減薄(雙噴液體積比為H2NO3:CH3OH=1:2)獲得。冷軋態織構測試在D5000型X射線衍射儀(XRD)上進行,管電壓為35 kV,管電流為28 mA,采用CuKα輻射,Ni濾波片,利用Schulz背散射法測量(111)、(200)和(220)極圖,通過級數展開法計算取向分布函數(orientation distribution function,ODF)。在帶有背散射衍射(EBSD)系統的LTRA55掃描電鏡(SEM)上進行織構測定,加速電壓為20 kV,工作距離為15~20 mm,70°傾斜,數據采集由計算機完成,采用二步法計算三維ODF,結果用恒Euler角φ2(Δφ2=5°)截面圖表示。樣品經機械拋光加電解拋光(電解液體積比為HClO4:CH3CH2OH=5:95,電壓為20 V) 制備而成。

2 實驗結果與分析討論

2.1 熱加工工藝對T4P態試樣力學性能的影響

圖1示出了經過2種不同熱加工工藝制備的Al-Mg-Si-Cu-Zn合金板材處于T4P態時沿不同方向拉伸的工程應力-應變曲線。從圖中可以看出,不同的熱加工工藝對T4P態合金板材各向異性影響較為顯著,其相關的力學性能如表1所示。由圖1和表1可見,采用工藝I制備的合金板材其各向異性最為顯著,沿軋向的強度和斷后伸長率均最高,而沿軋板橫向均最低;采用工藝II制備的合金板材其強度基本與工藝I制備的類似,不過其沿3個不同方向的斷后伸長率差異明顯減小,而且其對應的平均塑性應變比$\begin{array}{c}\stackrel{\text{?}}{?}\end{array}$($\begin{array}{c}\stackrel{\text{?}}{?}\end{array}$=(r0°+2r45°+r90°)/4,式中,r0°、r45°、r90°分別為合金板材沿與軋向成0°、45°、90°的塑性應變比)明顯高于經工藝I制備的合金板材的$\begin{array}{c}\stackrel{\text{?}}{?}\end{array}$,同時還具有較小的塑性應變比各向異性度Δr(Δr=(r0°+r90°-2r45°)/2),僅為-0.031。此外,由表1還可以看出,改變熱加工工藝對合金板材的應變硬化指數n影響不大,基本均在0.3以上。

圖1工藝I和II處理后的T4P態Al-Mg-Si-Cu-Zn合金沿不同方向的工程應力-應變曲線

Fig.1Engineering stress-strain curves of T4P treated Al-Mg-Si-Cu-Zn alloy in different directions (a) processing I (b) processing II

雖然根據所測r、Δr和n的高低可初步判斷合金板材沖壓成形性能的好壞,但是其畢竟并非實測值(如杯突值或極限拉深比(LDR)等)。因此,研究人員期望盡量建立塑性應變比r與成形性能間的定量關系,以期能更準確地表征成形性能。Fukui和Kudo[17]憑經驗發現沖壓成形時的制耳可通過Δr=(r0°+r90°-2r45°)/2來預測;而Lankford等[18]則建立了r和LDR間的定量關系,LDR=$\begin{array}{c}\sqrt[]{\mathit{exp}\left[2\mathit{fexp}\right(-?\left)\sqrt[]{\frac{1+\stackrel{\text{?}}{?}}{2}}\right]+\mathit{exp}\left[2?\sqrt[]{\frac{1+\stackrel{\text{?}}{?}}{2}}\right]-1}\end{array}$,并普遍認為式中拉伸效率因子f=0.9時預測結果較為準確。據此,也可發現采用工藝II制備的合金板材具有更加優異的沖壓成形性能。不過也有研究者持反對觀點,Inoue等[19]認為熱加工制備的鋁合金板材,其平均$\begin{array}{c}\stackrel{\text{?}}{?}\end{array}$一般處在0.55~0.85之間,遠低于商用鋼板的,但是兩者實際的沖壓成形性能并非差異如此大。因此,其提出采用應變比q來代替r來表征板材的深沖性能,即：q=-dεw/dεl=r/(1+r),式中εw和εl分別為板材橫向和軋向的真應變。根據此關系式可求得采用工藝I和II制備的板材所對應的理論q分別為0.389和0.421。由于LDR同樣隨q的增加而呈線性增加,所以,依據該觀點可發現工藝II制備的合金板材同樣具有更好的LDR。由此可見,無論采用那種評價方式,工藝II均有利于提高合金板材的沖壓成形性能。

2.2 不同熱加工工藝對組織演化的影響

圖2示出了2種熱加工工藝下合金組織演化過程。由圖2a可以看出,6.5 mm熱軋板冷軋至4 mm然后進行400 ℃、1 h的中間退火處理后,合金發生了不完全再結晶,但晶界不夠清晰;同時合金基體內還出現了大量沉淀相,這主要是由于退火過程中生成了Mg2Si和Si等粒子[20]。隨后將其冷軋至1 mm,合金基體內以拉長的纖維狀組織為主,由于變形量和彌散粒子尺寸均較小,所以基體內的彌散粒子尺寸基本無變化(圖2b)。最后對冷軋態合金板材進行固溶處理,合金發生完全再結晶,基體內出現大量等軸晶,而且彌散粒子濃度有一定降低(圖2c),這主要是由于熱加工過程中形成的Mg2Si和Si等沉淀相發生了回溶所致,而殘留的彌散粒子主要以富Fe相為主,如Al(Fe, Mn)Si粒子。與工藝I制備的合金板材組織相比,工藝II制備的合金板材在金相尺度下基本很難觀察到兩者的差異。不過由于工藝II主要是改變了6.5 mm熱軋板的冷軋變形量以及經中間退火后的冷軋變形量,其對中間退火過程影響顯著,所以有必要對中間退火態的組織差異作進一步的分析。圖3示出了2種加工工藝處理的中間退火態合金板材的SEM像和EDS分析。由圖可見,2種工藝處理后合金基體內分布有一定量的白色粗大粒子,經EDS分析發現其主要是Al(Fe, Mn)Si富Fe相粒子,這些彌散分布的富Fe相粒子主要在熔鑄過程中形成并在后續熱加工過程獲得破碎所致。此外,在高倍SEM下仍然未能觀察到由于中間退火前變形量不同導致退火后基體內沉淀相分布情況的差異,由此推斷兩者差異性較小,進一步由其引起的組織和性能差異也不大,然而合金板材的成形性能卻發生了較為明顯的變化(圖1)。因此,很有必要對2種工藝制備的合金板材的織構演化進行深入表征。

圖2工藝I和II處理后的Al-Mg-Si-Cu-Zn合金組織演化過程的OM像

Fig.2OM images of microstructure evolutions in Al-Mg-Si-Cu-Zn alloy prepared by processing I (a~c) and processing II (d~f) (a, d) intermediate annealing (b, e) cold rolling (c, f) solid solution

圖3工藝I和II處理后的中間退火態Al-Mg-Si-Cu-Zn合金SEM像及EDS分析

Fig.3SEM images (a, b) and EDS analysis of particle A inFig.3b (c) of the intermediate annealed Al-Mg-Si-Cu-Zn alloy prepared by processing I (a) and processing II (b, c)

2.3 不同熱加工工藝對織構演化的影響

圖4示出了2種工藝制備的1 mm冷軋板材對應織構的ODF圖。由圖可見,2種工藝均出現了Cube{001}<100>織構,不過工藝II對應的織構強度較高,其主要由中間退火后的冷軋變形量較小所致。此外,工藝I由于中間退火后的冷軋變形量較大,還存在一些軋制織構,如Cu={112}<111>、B={011}<211>和S={123}<634>,其取向密度逐漸增強,同時還存在明顯的β取向線(從Cu{112}<111>穿過S{123}<634>延伸到B{011}<211>取向);而冷軋變形量較小的工藝II則含有少量的Goss{011}<100>織構,除了存在β取向線之外還存在明顯的α取向線(從Goss{011}<100>取向開始延伸到Brass{011}<211>取向)。普遍認為α取向線的形成主要源于較低軋制變形程度,而β取向線上的典型織構特征主要與中、高程度軋制變形有關,其一般是在冷軋過程中由立方取向(冷軋之前的400 ℃、1 h的中間退火使熱軋變形帶轉變成立方取向和Goss取向)逐步轉變而來[21,22]。因此,本工作通過改變軋制變形量直接使冷軋板材織構組分和強度發生了改變。

圖4工藝I和II處理的冷軋態合金板材的ODF圖

Fig.4ODF maps of cold rolled sheets with processing I (a) and processing II (b)

由以上結果可知,不同的加工工藝會使冷軋態合金所含織構組分和強度發生改變,由于織構演化具有遺傳效應,再加上中間退火后的冷軋變形量不同使合金板材內應變儲能也存在較大差異,所有這些因素必然又會使所制備合金板材在固溶處理過程中的組織和織構演化顯著不同。圖5示出了2種熱加工工藝制備合金板材經固溶處理后的EBSD晶粒取向和尺寸分布圖。圖中不同顏色代表晶粒的不同取向,顏色越淺,偏離實際設定的理想取向越大。由圖可以看出,經工藝I處理的合金板材晶粒相對較為細小,平均晶粒尺寸約為13 μm,而工藝II對應的合金板材平均晶粒尺寸約為18 μm。雖然工藝II處理的板材平均晶粒尺寸略大于工藝I的,但是兩者晶粒尺寸分布情況值得關注,工藝II對應的晶粒尺寸分布出現典型的雙晶粒尺寸分布模型(圖5d),此種組織特征由于粗細晶粒相互搭配分布,在變形時具有更好的協調變形能力,所以這也是工藝II對應板材具有較好成形性能的原因之一。

圖5工藝I和II處理的固溶態合金板材對應的EBSD晶粒取向和尺寸分布圖

Fig.5EBSD analysis maps of grain orientation (a, c) and grain size distributions (b, d) of solution treated alloy sheets with processing I (a, b) and processing II (c, d)

雖然OM觀察并未發現2種工藝處理的冷軋態顯微組織存在明顯區別(圖2),但是由于2種工藝中間退火前后的變形量存在較大差異,尤其工藝II中間退火前變形量較大,非常有利于中間退火過程中Mg2Si、Si、Q相等尺寸和密度較大的沉淀相析出,在后續小變形量冷軋過程中,這些析出的粗大粒子和最初形成的富Fe相周圍就會產生較高的應變儲能,在隨后固溶處理過程中必然會在這些粗大粒子周圍優先形核(PSN效應)。而粗大粒子濃度較低的區域形核率就會較低,這樣隨著固溶時間的延長,必然會出現2種尺度的再結晶晶粒,即所謂的雙模型晶粒尺寸分布特征。而工藝I由于中間退火前變形量較低,應變儲能較低使得退火過程中析出的沉淀相尺寸較小,再加上中間退火后的冷軋變形量較大,使得板材整體應變儲能較高,而非工藝II僅在粗大粒子附近顯著增加應變儲能,這樣在固溶過程中必然會使得板材整體再結晶形核率較高;同時由于沉淀相尺寸細小,其對再結晶晶粒長大還會起到一定的阻礙作用,最終必然使得板材晶粒尺寸較為細小(圖5a和b)。

此外,PSN效應能否發生在很大程度上還取決于基體內粒子的臨界尺寸dcrit,其一般受如下多方面因素影響,如下式所示[23]：

$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{crit}}=\frac{4{?}_{?}}{{?}_{?}-{?}_{?}}=\frac{4{?}_{?}}{(\mathit{\alpha \rho G}{?}^2/2)-(3{?}_{?}{?}_{?}/{?}_{?})}\end{array}$(1)

式中,γb、PD和PZ分別為比界面能、應變儲能以及細小粒子對再結晶晶粒的Zener釘扎力,FV和dp分別為小粒子體積分數和直徑,ρ、G、b分別為位錯密度、剪切模量、Burgers矢量模,α通常取0.5。由式(1)可知,在dp一定時,PZ會隨FV的增加而增加,從而使粒子臨界尺寸增加,即基體內粒子尺寸和體積分數對再結晶織構的演化均有重要影響[20]。因此,在設計加工工藝時必須全面考慮粒子分布以及加工變形量,才可能很好利用PSN效應來調控合金板材的再結晶過程。

不同的熱加工工藝除了會導致再結晶晶粒尺寸和形態存在較大差異之外,其織構分布也會受到嚴重影響。圖6示出了2種熱加工工藝對應固溶態合金板材的織構ODF圖,詳細的織構組分及其強度如表2所示。由圖可以看出,采用工藝I制備的合金板材由于固溶之前的冷軋變形量較大,再結晶驅動力較大,鋁合金中常見的再結晶織構,如Cube{001}<100>、CubeND{001}<310>、P{001}<122>、R{124}<211>、Q{013}<231>和Goss{011}<100>等,均出現而且其強度和體積分數均較高,說明再結晶程度比較徹底。而固溶之前冷軋變形量較低的工藝II由于應變儲能較低,再加上PSN效應的作用,最終使得再結晶織構相對較弱,CubeND織構基本不存在,同時還殘留有一定量的Brass{011}<211>和S{123}<634>軋制織構。整體而言,采用工藝II對應的固溶態合金所含織構組分較多,但是其強度較低(表2)。由此可見,工藝II制備的合金板材具有更加優異的成形性能除了受上文觀察到的雙模型再結晶晶粒尺寸影響之外,還在一定程度上受較多的織構組分及其較弱的強度所影響(也可以說織構趨向隨機分布狀態)。

圖6工藝I和II對固溶態合金板材經固溶處理后沿軋向(φ1=0°,Φ=90°,φ2=0°)的ODF圖

Fig.6ODF maps of solution treated alloy sheets with processing I (a) and processing II (b)

除了2種工藝對應的織構整體上的差異之外,部分織構形成過程也存在相似之處,如Cube、Goss和R等。研究[22,24]表明,鋁合金內形核的晶粒如果能與周圍晶粒呈40°<111>取向關系,那么其長大速率會較大。立方帶上形核的Cube取向晶粒除了具有較高的對稱性,其還與軋制織構S{123}<634>滿足40°<111>取向關系,致使此種Cube取向晶粒普遍長大速率較大[22,25],且最容易觀察到。因此,本工作采用2種不同熱加工工藝制備的固溶態合金板材均觀察到了Cube織構(圖6)。此外,與此類似的R、P、Q以及Goss織構由于與主要軋制織構S{123}<634>和C{112}<111>等存在較好的40°<111>長大取向關系,所以在固溶態合金板材中也均能觀察到,不過有所不同的是部分取向晶粒的形核一般發生在剪切帶上[22]。此外,P和R織構的出現在一定程度還與PSN效應有關[22,26]。由于立方帶上形核的Cube織構與PSN誘發的P織構存在一定的競爭關系,只有合理調控其形成和生長速率才有可能使合金板材的織構得到合理搭配,進而大幅度提高其成形性能。

整體而言,通過改變熱加工工藝不僅可使得冷軋態合金基體內不同尺寸粒子分布狀態存在差異,而且也使得其周圍的應變儲能差異較大,最終兩方面因素導致合金固溶時的PSN效應、組織和織構演化過程均不同。具體而言,雖然工藝I制備的合金所含CubeND和P織構較多(表2),其應該有利于提高合金板材的成形性,但是由于所含織構整體強度較大,各向異性較大,不利于合金成形性能的提高,$\begin{array}{c}\stackrel{\text{?}}{?}\end{array}$僅為0.585;相比而言,采用工藝II制備的合金板材所含Goss織構以及其它織構均較弱(表2),織構弱化非常有利于提高合金板材的成形性能,因此,$\begin{array}{c}\stackrel{\text{?}}{?}\end{array}$可達0.654,且Δr僅為-0.031。

2.4 后續時效對性能和組織的影響

熱加工工藝對合金組織和織構影響顯著,進而影響其成形性能,但是如果成形性能較好,合金板材的強度不能滿足應用要求,所開發的材料仍然不能獲得很好應用,汽車用鋁合金板材也不例外。因此,本工作針對工藝II制備的成形性能較好的固溶淬火態合金板材作進一步的人工時效,分析其時效析出規律及其對板材的強度貢獻能力。圖7示出了固溶淬火態合金板材經185 ℃時效后的硬度變化規律以及峰時效態的工程應力-應變曲線。由圖7a可以看出,合金具有非常快的時效析出速率,經過20 min短時熱處理后,其硬度很快由淬火態的55 HV升高到120 HV,增量達65 HV以上;隨著時效時間的進一步增加,合金硬度開始緩慢增加,約在5 h達峰值硬度132 HV。隨后隨時效時間的延長,合金硬度緩慢降低,其降低速率明顯低于傳統Al-Mg-Si-Cu系合金,說明該新型合金具有較好的熱穩定性,文獻[27]報道,含Cu較高的Al-Mg-Si-Cu合金具有較快的時效析出特性,并能快速形成Q'相的前驅相L,而L相的存在對提高合金的熱穩定性具有重要作用。由此可見,該新型合金在峰時效以及隨后的過時效過程中應該有一定比例的L相存在。選取峰時效態樣品進行拉伸性能測量,發現合金的綜合性能較為優異,屈服和抗拉強度分別可達318和364 MPa,而延伸率約為13% (圖7b)。為了更好分析其斷裂行為,圖8示出了合金峰時效態拉伸斷口形貌及相應的EDS分析。由圖可見,拉伸斷口以韌窩組織為主,且其尺寸較小,為典型的韌性斷裂。此外,在拉伸斷口表面還觀察到一些粗大白色粒子(圖8b),經EDS分析發現其為Al(Fe, Mn)Si相(圖8c),這些粒子由于比較均勻地分布于合金基體內,并未觀察到由此誘發的微裂紋等現象。

圖7工藝II處理的固溶態合金板材再經185 ℃時效后的硬度變化規律以及峰時效態應力-應變曲線

Fig.7Hardness change of the solution treated alloy sheet with processing II after ageing at 185 ℃ (a) and the engineering stress-strain curve in the peak ageing condition (185 ℃, 5 h) (b)

圖8工藝II處理的固溶態合金板材再經185 ℃時效5 h后峰時效態拉伸斷口的SEM像和EDS分析

Fig.8SEM images (a, b) and EDS analysis of particle A inFig.8b (c) of processing II treated alloy sheet in the peak ageing condition (T6: 185 ℃, 5 h)

由于實驗合金為含Zn的新型Al-Mg-Si-Cu系合金,該類合金普遍具有優異的烤漆硬化增量[4,14,28],而且本工作還發現該新型鋁合金除了具有優異的時效硬化速率之外,還具有相對比較好的高溫時效熱穩定性,即在高溫時效時能維持較長時間的高強度特性(圖7a)。為了清楚掌握該合金峰時效態高強度和高溫時效熱穩定特性,對峰時效和過時效態合金分別進行了HRTEM組織結構表征(圖9)。由圖可以看出,峰時效態出現大量的針狀和點狀沉淀相(圖9a),HRTEM分析發現其主要為β″相,不過其與基體間的取向存在較大差異,圖9c中右上角平躺式β″與基體間的取向關系為：[$\begin{array}{c}\stackrel{\text{?}}{1}06\end{array}$]β"//[001]Al,(020)β"//(200)Al;而右下角插入式β″與基體間的取向關系為：[$\begin{array}{c}0\stackrel{\text{?}}{1}0\end{array}$]β"//[001]Al,($\begin{array}{c}40\stackrel{\text{?}}{3}\end{array}$)β"//(200)Al。隨著時效時間的延長,沉淀相不斷長大,從圖9c可以看出,沉淀相尺寸主要沿長軸方向生長,而點狀沉淀相尺寸基本變化不大。對其進行HRTEM分析發現沉淀相已經由β″轉化為β'和Q'(圖9d),圖9d中的左上方沉淀相β'與基體間的取向關系為：[0001]β'//[001]Al,($\begin{array}{c}12\stackrel{\text{?}}{3}0\end{array}$)β'//(200)Al;而右下角Q'與基體間的取向關系為：[0001]Q'//[001]Al,($\begin{array}{c}3\stackrel{\text{?}}{2}\stackrel{\text{?}}{1}0\end{array}$)Q'//(200)Al。由此可見,含0.5%Zn的合金中并未觀察到Mg-Zn相,其原因可能是由于Mg與Zn以及Mg與Si之間的相互作用力不同,淬火后雖然會在基體內出現大量空位,并與Mg、Si和Zn均會相互作用形成溶質原子-空位對,但是由于Mg-Si之間的形成焓ΔHMg-Si(-16.4 kJ/mol)遠大于Mg-Zn溶質原子團簇的形成焓ΔHMg-Zn(-6.1 kJ/mol)[29]。因此,經短時間時效后由于溶質原子間的相互擴散,合金基體內必然會出現大量Mg-Si溶質原子團簇和溶質原子偏聚(GP)區,隨著時間的延長GP區會逐漸長大并向與基體仍呈共格或半共格關系的β″相轉變,此時其與基體間的錯配度較低,β″相的析出強化作用高,并且合金中較高的Cu含量顯著加快了析出動力學,促進了L相以及Q′相的快速析出,再加上溶質原子Zn開始進入β″相內部并與Mg、Si原子之間存在一定的相互作用力,最終多方面因素使得該新型鋁合金達到峰時效態后,繼續延長時效時間其硬度降低速率卻較為緩慢。此外,有關溶質元素Zn的分布,文獻[12,16]曾研究過添加少量Zn對Al-Mg-Si合金時效析出行為的影響,發現時效過程中Zn通常以替換部分Al原子而進入Si原子網格骨架參與沉淀相的析出,也就是即使沉淀相仍以Al-Mg-Si-Cu系合金常見的沉淀相β″、β′和Q′為主,但是其內部元素構成已經發生了變化。有關此方面的研究需在后續研究過程中借用三維原子探針(3DAP)對其做進一步的分析。

圖9經工藝II處理的固溶態合金板材再經185 ℃時效不同時間后的HRTEM像

Fig.9Low (a, b) and high (c, d) magnified HRTEM images of microstructure in solution treated alloy sheet with processing II after ageing at 185 ℃ for 5 h (a, c) and 30 h (b, d) (Insets show the corresponding SAED patterns)

3 結論

(1) 不同熱加工工藝對T4P預時效態Al-Mg-Si-Cu-Zn合金的強度和應變硬化指數n基本無影響,但是對$\begin{array}{c}\stackrel{\text{?}}{?}\end{array}$、Δr以及不同方向延伸率影響顯著,采用熱加工工藝II處理的合金板材具有較高的成形性能,其$\begin{array}{c}\stackrel{\text{?}}{?}\end{array}$、Δr和$\begin{array}{c}\stackrel{\text{?}}{?}\end{array}$分別為0.654、-0.031和0.309。

(2) 不同熱加工工藝對Al-Mg-Si-Cu-Zn合金熱加工過程組織演化影響不大,不過最終固溶淬火態組織出現差異,成形性能較好的合金板材平均晶粒尺寸略大(約18 μm),且呈雙模型晶粒尺寸分布特征;而合金的織構演化明顯受熱加工工藝影響,2種工藝下的冷軋態和固溶淬火態織構組分和強度均明顯不同,成形性能較好的合金板材冷軋態同時含有Goss{011}<100>、β和α取向線織構,而固溶淬火態雖然織構組分較多,但是整體強度卻較低。

(3) 成形性能較好的Al-Mg-Si-Cu-Zn合金在后續人工時效過程中具有優異的快速時效響應特性,經185 ℃、20 min短時時效后,其硬度由淬火態的55 HV快速升高到120 HV以上,增量可達65 HV;進一步時效到5 h出現峰值硬度(132 HV),繼續延長時間,合金硬度緩慢降低;此外,峰值狀態對應的屈服強度、抗拉強度和延伸率分別達318 MPa、364 MPa、13%,拉伸斷口為典型的塑性斷裂。

(4) Al-Mg-Si-Cu-Zn合金雖然含有元素Zn,但是并未出現Mg-Zn析出相,峰時效和過時效態分別以β″、β′和Q′相為主,其與基體均滿足一定的取向關系,同時峰時效后β"主要沿b軸方向生長最后轉化為β′和Q′相,合金具有較好的時效穩定性。

來源--金屬學報