Al—Mg—Si系合金高溫變形行為的研究

晉坤　王超　李晶琨

摘 要：采用光學(xué)顯微、透射電子顯微、拉伸試驗(yàn)等技術(shù)，研究了Al-Mg-Si合金的高溫拉伸行為及微觀組織特征。結(jié)果表明，Al-Mg-Si系合金在高應(yīng)力狀態(tài)下，其變形量明顯高于低應(yīng)力狀態(tài)；在同一溫度和應(yīng)力狀態(tài)下，變形量隨著時(shí)間的延長而逐漸增加，變形量-時(shí)間的曲線大致呈現(xiàn)線性關(guān)系，隨著施加應(yīng)力的增加，變形量的增量也隨之增加；在高應(yīng)力狀態(tài)下的位錯(cuò)明顯多于低應(yīng)力狀態(tài)，此外，高應(yīng)力條件下，Al-Mg-Si系合金的熱變形主要受位錯(cuò)攀移控制；而在低應(yīng)力條件下，合金的熱變形主要受原子和空位的擴(kuò)散控制。

關(guān)鍵詞：Al-Mg-Si系合金；高溫拉伸行為；微觀組織

Al-Mg-Si系合金是可熱處理鋁合金，因高強(qiáng)度和良好的韌性，在汽車、船舶、航空航天領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用[1，2]。該類合金的零件在鈑金成形領(lǐng)域加工流程主要為冷軋板材—淬火—冷成形—人工時(shí)效—零件修整—檢驗(yàn)—交付，成形過程主要以冷加工為主，常溫狀態(tài)下，零件成形因加工硬化易產(chǎn)生裂紋，尤其在旋壓成形、拉伸成形過程中，冷加工難以成形較為復(fù)雜的零件?？蔁崽幚礓X合金在熱時(shí)效過程中引入應(yīng)力，可在時(shí)效硬化的過程中，發(fā)生塑性變形，從而實(shí)現(xiàn)板材的熱加工成形[3]。目前，Al-Mg-Si系合金在高溫和低應(yīng)力方面研究較少，因此，本文主要通過對(duì)Al-Mg-Si合金高溫拉伸行為的研究，為后續(xù)該類合金熱加工成形的工藝提供研究基礎(chǔ)。

1 材料制備與試驗(yàn)方法

1.1 材料制備

試驗(yàn)用Al-Mg-合金在實(shí)驗(yàn)室條件下制備。配料采用高純鋁（99.85%）、純鎂（99.90%）、純鋅（99.92%）和Al-20%Si、Al-15%Mn中間合金，細(xì)化劑采用Al-5%Ti-B。合金的熔煉在石墨坩堝電阻爐內(nèi)進(jìn)行，熔化溫度760～780℃，澆鑄溫度為720～730℃，除氣劑采用C2Cl6，在鐵模中澆鑄。澆鑄后的合金化學(xué)成分如表1所示。合金采用550℃×24h的均勻化制度。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 合金在不同應(yīng)力條件下的變形量-時(shí)間關(guān)系

圖1為Al-Mg-Si合金在175℃溫度條件下，不同應(yīng)力的變形量-時(shí)間的關(guān)系曲線圖。從圖中可以看出，在200MPa高應(yīng)力狀態(tài)下，其變形量明顯高于150MPa，在14h時(shí)間下，150MPa的變形量為0.18%，而200MPa的合金變形量最大，為1.27%。在同一溫度和應(yīng)力狀態(tài)下，變形量隨著時(shí)間的延長而逐漸增加，同時(shí)在時(shí)間1h～14h之間，其變形量曲線大致呈現(xiàn)線性關(guān)系，通過線性擬合得出200MPa下的曲線斜率為0.022，150MPa下的曲線斜率為0.0074。通過斜率可以看出，隨著施加應(yīng)力的增加，變形量的增量也隨之增加。

2.2 合金不同應(yīng)力條件下的TEM對(duì)比

為了更加深入地研究合金微觀組織的演變，需通過透視電鏡手段進(jìn)行分析。圖3為Al-Mg-Si合金在不同應(yīng)力條件下的TEM照片。從圖中可以看出，在高應(yīng)力（200MPa）條件下，1h時(shí)間內(nèi)，晶內(nèi)受應(yīng)力的影響，產(chǎn)生大量位錯(cuò)，且位錯(cuò)處于不斷增殖的趨勢；當(dāng)處于14h時(shí)間下，晶內(nèi)位錯(cuò)逐漸向晶界處大量聚集，并纏結(jié)在一起形成位錯(cuò)的胞狀結(jié)構(gòu)，遠(yuǎn)離晶界處的位錯(cuò)逐漸減少。而在低應(yīng)力（150MPa）條件下，1h時(shí)間內(nèi)，晶內(nèi)位錯(cuò)與高應(yīng)力相比，明顯偏少，僅存在小部分條帶狀的位錯(cuò)存在；當(dāng)處于14h時(shí)間下，位錯(cuò)仍然偏少，形狀發(fā)生彎曲，逐漸形成盤片狀。

一般說來，合金的熱變形過程是受溫度、應(yīng)力、組織形態(tài)、溶質(zhì)原子濃度等諸多因素耦合的影響，對(duì)于鋁合金而言，不同熱/力條件下的緩慢變形主要由位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)（如位錯(cuò)攀移、位錯(cuò)滑移、位錯(cuò)交滑移）、晶界運(yùn)動(dòng)（如晶界遷移、晶界擴(kuò)散、晶界擴(kuò)散）及溶質(zhì)原子濃度等控制[4]。從圖3的TEM照片結(jié)果可知，高應(yīng)力下，在長時(shí)間的變形過程中，合金晶內(nèi)、晶界處均存在大量的位錯(cuò)，說明位錯(cuò)攀移在變形過程中起到重要作用；而在低應(yīng)力下，在長時(shí)間變形條件下，合金晶內(nèi)和晶界處的位錯(cuò)始終很少，且位錯(cuò)逐漸彎曲成盤片狀，說明低應(yīng)力條件下，合金變形過程中主要受晶界遷移和原子擴(kuò)散控制。

3結(jié)論

（1）Al-Mg-Si合金在高應(yīng)力狀態(tài)下，其變形量明顯高于低應(yīng)力狀態(tài)；在同一溫度和應(yīng)力狀態(tài)下，變形量隨著時(shí)間的延長而逐漸增加，變形量-時(shí)間的曲線大致呈現(xiàn)線性關(guān)系，隨著施加應(yīng)力的增加，變形量的增量也隨之增加；

（2）在高應(yīng)力狀態(tài)下的位錯(cuò)明顯多于低應(yīng)力狀態(tài)，此外，高應(yīng)力條件下，Al-Mg-Si合金的熱變形主要受位錯(cuò)攀移控制；而在低應(yīng)力條件下，合金的熱變形主要受原子和空位的擴(kuò)散控制。

參考文獻(xiàn)：

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[2] 李海， 等. Mn和Cr對(duì)Al-Mg-Si-Cu合金組織及性能的影響[J]. 材料熱處理學(xué)報(bào)， 2011， 32（10）： 100-105.

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