拉伸變形對AA6016鋁合金汽車外板再結(jié)晶組織及性能的影響

高冠軍， 李家棟， 李 勇， 王昭東，賀 晨， 邸洪雙

(軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(東北大學(xué))， 沈陽 110819)

拉伸變形對AA6016鋁合金汽車外板再結(jié)晶組織及性能的影響

高冠軍， 李家棟， 李 勇， 王昭東，賀 晨， 邸洪雙

(軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(東北大學(xué))， 沈陽 110819)

為優(yōu)化沖壓成形工藝，研究了不同拉伸形變量對T4P態(tài)AA6016冷軋薄板再結(jié)晶、析出行為、烘烤硬化性及斷裂方式的影響規(guī)律. 采用與氣墊爐生產(chǎn)線類似的新型熱處理設(shè)備，對合金進(jìn)行固溶處理，預(yù)時(shí)效后室溫停放，獲得T4P態(tài)合金. 以單向拉伸模擬板材局部沖壓成形過程，采用金相顯微鏡、掃描電鏡和透射電鏡，對合金再結(jié)晶組織、拉伸斷口以及位錯(cuò)進(jìn)行觀察，并結(jié)合DSC測定和拉伸性能測定，對合金析出行為及力學(xué)性能表征. 結(jié)果表明：隨拉伸形變量增加，局部晶粒有被拉長的趨勢；形變可抑制GP區(qū)溶解，并促進(jìn)強(qiáng)化相析出；烘烤硬化性隨形變增加而減弱；形變較小時(shí)，烘烤前后斷裂方式均為塑性斷裂，而形變較大時(shí)，烘烤前合金更加趨向于解理斷裂，烘烤后解理斷裂趨勢減弱.

鋁合金；拉伸變形；AA6016；再結(jié)晶；析出行為；烘烤硬化性；斷裂

鋁合金因高強(qiáng)度重量比、良好成形性和抗腐蝕性、高回收利用率等優(yōu)點(diǎn)，已成為汽車輕量化首選材料[1-3]. 汽車外板預(yù)時(shí)效后先經(jīng)過沖壓成形，再進(jìn)行涂漆烘烤處理. 沖壓平均形變量為2%，局部可達(dá)5%甚至更高，涂漆烘烤后強(qiáng)度增加. 室溫下拉伸變形對合金板材的組織及性能產(chǎn)生重要的影響，有研究指出，AA6016合金板經(jīng)固溶處理后立即進(jìn)行適量的預(yù)應(yīng)變，可以有效抑制自然時(shí)效的惡化效應(yīng)，且變形引入的位錯(cuò)可以為GP區(qū)提供不均勻形核質(zhì)點(diǎn)，以便更容易轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相[4]. 而預(yù)時(shí)效態(tài)AA6016合金板經(jīng)適當(dāng)拉伸形變處理后，可大大促進(jìn)沉淀相的析出，合金烤漆硬化增量大幅增加，從而滿足作為車身外板抗凹性的需求[5-6]. 對充分自然時(shí)效AA6082合金板進(jìn)行變形處理和烤漆處理后，會出現(xiàn)明顯烤漆軟化現(xiàn)象，但經(jīng)過拉伸形變處理，可以部分彌補(bǔ)由軟化導(dǎo)致板材屈服強(qiáng)度的降低[7]. 還有研究表明，隨拉伸變形量增大，AA6016合金板中各析出相析出溫度降低，但改變形變量并不能使其析出激活能發(fā)生變化[8]. 雖然對室溫變形后續(xù)影響的研究增多，但由于預(yù)時(shí)效態(tài)合金不同部位沖壓時(shí)變形不均，沖壓后合金組織性能變化規(guī)律較為復(fù)雜，研究仍不夠詳盡. 因此，以單向拉伸模擬板材局部沖壓成形過程，掌握不同形變條件下合金再結(jié)晶組織性能變化規(guī)律，就可以對后續(xù)時(shí)效過程進(jìn)行調(diào)控，為制定合理的熱處理及沖壓工藝提供良好的理論基礎(chǔ).

本文以AA6016車身外板為研究對象，采用與氣墊爐生產(chǎn)線類似的特色熱處理實(shí)驗(yàn)設(shè)備，重點(diǎn)研究和討論了不同拉伸變形量對預(yù)時(shí)效態(tài)板材再結(jié)晶組織、后續(xù)析出行為、烘烤硬化性以及斷裂方式的影響規(guī)律，從而為AA6016汽車外板的生產(chǎn)與性能預(yù)測提供可參考試驗(yàn)依據(jù).

1 試 驗(yàn)

試驗(yàn)材料采用某企業(yè)提供的AA6016冷軋薄板，厚1mm，板材表面質(zhì)量與尺寸精度均符合相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)要求,其成分如表1所示.

表1 實(shí)驗(yàn)合金化學(xué)成分

一般高端鋁板帶由于在熱處理過程中強(qiáng)度低，容易表面擦傷，且處理效果對溫度敏感性較高，只能采用氣墊式連續(xù)熱處理爐進(jìn)行熱處理. 所謂氣墊式連續(xù)熱處理爐是使板帶被爐內(nèi)的氣流像墊子一樣支撐起來，不與爐體接觸的一種高速連續(xù)退火爐[3]. 本實(shí)驗(yàn)合金板經(jīng)實(shí)驗(yàn)室自行開發(fā)的新型熱風(fēng)循環(huán)式鋁合金熱處理全自動實(shí)驗(yàn)平臺進(jìn)行熱處理，該熱處理實(shí)驗(yàn)平臺的固溶爐、時(shí)效爐采用強(qiáng)制熱風(fēng)循環(huán)高速熱空氣加熱料片，配置水冷、風(fēng)冷淬火裝置，采用高速移動機(jī)械手進(jìn)行實(shí)驗(yàn)料片的快速轉(zhuǎn)移，可以進(jìn)行與氣墊爐生產(chǎn)線類似的快速及均勻固溶、預(yù)時(shí)效處理.

實(shí)驗(yàn)AA6016汽車板進(jìn)行560℃×110 s快速固溶并快速風(fēng)冷后，使可溶相充分回溶于基體及晶粒完全再結(jié)晶. 隨后立即于時(shí)效爐中進(jìn)行預(yù)時(shí)效處理，預(yù)時(shí)效溫度為100 ℃，時(shí)間8 h. 預(yù)時(shí)效后空冷至室溫，停放2周(T4P態(tài))模擬板材從鋁加工廠到汽車制造廠存儲運(yùn)輸過程. 以單向拉伸模擬板材局部沖壓成形，拉伸試樣取于T4P態(tài)，取樣方向垂直于軋制方向. 拉伸變形量分別為0%、2%、5%、10%和15%，記為S0至S15. 變形后試樣于時(shí)效爐中進(jìn)行185 ℃×20 min的模擬烤漆處理，隨后風(fēng)冷至室溫. 金相、DSC和透射樣均取自變形后拉伸板平行段，對變形及烤漆后試樣分別進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，獲取其力學(xué)性能，并進(jìn)行斷口觀察.

采用INSTRON 4206型萬能電子試驗(yàn)機(jī)，并根據(jù)GB/T228.1-2010標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行拉伸試驗(yàn). 再結(jié)晶組織經(jīng)電解拋光+陽極覆膜后，在Imager.M2m型蔡司光鏡下觀察. 采用Q100型差示掃描量熱儀(differential scanning calorimetry，DSC)進(jìn)行DSC試驗(yàn)，純鋁坩堝作參比物及樣品坩堝，以10 ℃/min的速率從室溫加熱至500 ℃，氬氣保護(hù). 透射試樣約為60 mm厚的φ3 mm圓片，雙噴減薄后在Tecnai G2 F20 型透射電鏡(TEM)下進(jìn)行位錯(cuò)觀察. 采用ZEISS ULTRA 55型掃描電鏡(SEM)對拉伸斷口進(jìn)行觀察.

2 結(jié)果與分析

2.1 拉伸形變量對再結(jié)晶組織的影響

T4P態(tài)合金板材在不同變形量條件下，經(jīng)電解拋光且陽極覆膜處理后的金相組織如圖1所示. 冷軋薄板固溶處理后，其纖維組織均已完全再結(jié)晶，形成等軸的再結(jié)晶晶粒，平均晶粒尺寸約為39 mm. 隨著變形量增大，再結(jié)晶晶粒變形程度增加，沿單向拉伸方向，局部等軸晶粒有伸長的趨勢. 由圖1可知，當(dāng)形變?yōu)?5%時(shí)，個(gè)別晶粒長寬比約為3∶1，而形變?yōu)?%以下時(shí)，再結(jié)晶晶粒無明顯變化.

單向拉伸時(shí)，外加載荷逐漸增大，再結(jié)晶晶粒開始進(jìn)行塑形變形，但由于受到晶界的阻礙和晶粒不同位向的影響，變形并不均勻，即各晶粒變形是不均勻的，有的晶粒變形量較大，有的晶粒變形量較小. 所以即使在較大變形條件下(見圖1(e))，也只是觀察到部分晶粒被拉長[9].

2.2 拉伸形變量對合金析出行為的影響

T4P態(tài)合金板材經(jīng)不同變形后DSC升溫曲線如圖2所示. 可以看出T4P態(tài)合金變形后，DSC曲線主要包括GP區(qū)溶解峰、β″相析出峰和β′相析出峰[10]. 合金S0曲線在210 ℃左右出現(xiàn)強(qiáng)烈的GP區(qū)溶解峰，當(dāng)變形增加到5%時(shí)，GP區(qū)溶解峰小消失，而在S15曲線的155 ℃左右重新出現(xiàn). 一方面，由變形產(chǎn)生的形變能高于某個(gè)臨界值時(shí)，可能在室溫下促使GP區(qū)向β″相轉(zhuǎn)變. 合金S5形變較大，室溫下已經(jīng)發(fā)生相轉(zhuǎn)變，從而減弱GP區(qū)溶解峰. 另一方面，變形引入的大量位錯(cuò)分布于基體中，如圖3所示. 其在升溫過程中發(fā)生回復(fù)，部分能量用于位錯(cuò)運(yùn)動，使GP區(qū)溶解能量削弱. 合金S15曲線GP區(qū)溶解峰重現(xiàn)且在120 ℃左右出現(xiàn)析出峰，這是由于過量變形產(chǎn)生大量空位，這些空位可在升溫過程中為β″相前驅(qū)相提供形核位置，形成更多GP區(qū)原子團(tuán)簇. 繼續(xù)升溫，新形成的GP區(qū)相繼溶解，故在合金S15中出現(xiàn)回溶峰.

圖1 不同拉伸變形AA6016合金再結(jié)晶金相組織

圖2 不同拉伸變形T4P態(tài)AA6016合金DSC升溫曲線

Fig.2 DSC thermograms of AA6016 alloy with T4P state after different tensile deformation

(a) 拉伸變形0% (b) 拉伸變形15%

Fig.3 Dislocation distribution of AA6016 alloy with T4P state after different tensile deformation

由圖2還可知，隨著變形量的增加，β″相以及β′相析出峰析出溫度顯著降低. 合金S0的β″相析出溫度約為250 ℃，而合金S15的β″相析出峰析出溫度降低至230 ℃. 變形產(chǎn)生的空位可為溶質(zhì)原子提供擴(kuò)散通道，加快溶質(zhì)原子擴(kuò)散速率，使其在升溫過程中可以快速聚集. 并且由變形獲得的形變存儲能也可以在一定程度上加快溶質(zhì)原子運(yùn)動，提高GP區(qū)長大速率而發(fā)生相轉(zhuǎn)變，或可以補(bǔ)充β″相及β′相重新形核長大所需的能量，降低β″相及β′相析出峰析出溫度.

2.3 拉伸形變量對合金烘烤硬化性的影響

合金板材在沖壓成形后，需進(jìn)行烘烤硬化處理, 從而大幅提高板材強(qiáng)度. 這不僅可以使合金作為汽車外板具有良好的表面光鮮性，而且還滿足客戶對其抗凹性的要求[11-12]. 一般烘烤涂裝工藝是在185 ℃溫度下加熱保溫20 min[13]. 圖4為合金板材不同變形及烘烤硬化處理后的應(yīng)力-應(yīng)變曲線. 由圖4(a)可知，隨著形變量的提高，合金強(qiáng)度增加而塑性下降. 最大形變量為15%時(shí)，其屈服強(qiáng)度Rp0.2為281.78MPa，較未變形合金S0增加152.58MPa. 形變引入大量位錯(cuò)(圖3)，位錯(cuò)密度增加，運(yùn)動時(shí)相互交割加劇，產(chǎn)生位錯(cuò)塞積群、纏結(jié)網(wǎng)等障礙，阻礙位錯(cuò)進(jìn)一步運(yùn)動，引起變形抗力增加，合金強(qiáng)度提高.

涂裝烘烤處理后，不同變形合金板材強(qiáng)度均有所提高，隨著形變量的增加，其屈服強(qiáng)度Rp0.2隨之增加，而屈服強(qiáng)度增量ΔRp0.2(烘烤處理前后屈服強(qiáng)度差)顯著降低，如圖5所示. 合金S0的強(qiáng)度增量為63.97MPa，而合金S15的強(qiáng)度增量下降至7.42MPa. 隨著變形增加，烘烤前后伸長率先降低后升高，合金S0烘烤處理后伸長率降低4.66%，當(dāng)形變量增大到15%時(shí)，合金烘烤后比烘烤前伸長率提高5.11%. 合金板材在烘烤過程中，預(yù)時(shí)效形成的GP區(qū)沿著一維方向快速長大，形成pre-β″相，強(qiáng)度大幅增加[14-15]. 但大變形導(dǎo)致位錯(cuò)過高，局部區(qū)域發(fā)生位錯(cuò)纏結(jié)，強(qiáng)化相形成過程中，溶質(zhì)原子擴(kuò)散不均勻，進(jìn)而其尺寸與分布也不均勻，強(qiáng)度提升受限[5]. 烘烤處理過程中，大變形合金發(fā)生回復(fù)，位錯(cuò)運(yùn)動消耗了部分能量，減少用于促進(jìn)GP區(qū)長大的能量，強(qiáng)度增量ΔRp0.2降低. 同時(shí)，位錯(cuò)由于運(yùn)動而相互抵消，位錯(cuò)密度降低，減少合金應(yīng)力集中和各種缺陷，而使烤漆后塑形增加.

(a) 烘烤處理前

(b) 烘烤處理后

Fig.4 Stress-strain curves of AA6016 alloy with different tensile deformation before and after baking treatment

圖5 不同拉伸變形AA6016合金烘烤處理前后強(qiáng)度及斷后伸長率變化量

Fig.5 Variation of strength and elongation of AA6016 alloy with different tensile deformation before and after baking treatment

2.4 拉伸形變量對合金斷裂的影響

圖6為合金S2和S15烘烤處理前后拉伸斷口形貌. 合金S2烘烤處理前，斷口處存在大量橢圓形韌窩，這些韌窩粗大、較深，并且分布均勻，其斷裂方式為塑形斷裂. 烘烤后，韌窩整體變小，粗大韌窩分布不均. 其原因是當(dāng)變形較小時(shí)，合金塑形較好，而烤漆處理后，強(qiáng)度提高，合金塑性顯著降低. 當(dāng)變形量增加到15%時(shí)，烘烤前，合金塑性急劇降低，伸長率僅為6.69%，大變形引起位錯(cuò)塞積，造成應(yīng)力集中，從而開裂. 韌窩數(shù)量大大減少，“河流花樣”出現(xiàn)于斷口處，其斷裂方式更趨向于解理斷裂. 烘烤后，如前文所述，合金發(fā)生回復(fù)，位錯(cuò)密度降低，應(yīng)力集中減少，塑性提升，伸長率增加至11.80%. 斷口處雖然仍存在“河流花樣”，但韌窩數(shù)量比明顯增多，解理斷裂趨勢降低.

圖6 不同拉伸變形AA6016合金烘烤處理前后斷口形貌

Fig.6 Fracture appearance of AA6016 alloy with different tensile deformation before and after baking treatment

3 結(jié) 論

1)T4P態(tài)AA6016合金板材在不同拉伸形變量條件下，局部再結(jié)晶晶粒形態(tài)發(fā)生變化，形變較小時(shí)，再結(jié)晶晶粒均為等軸晶，隨著變形增加，局部晶粒有被拉長趨勢.

2)拉伸形變可以抑制合金板材在升溫過程中低溫時(shí)GP區(qū)的溶解，但當(dāng)形變過大時(shí)，抑制作用減弱；形變能夠顯著降低β″相及β′相析出峰析出溫度，促進(jìn)強(qiáng)化相析出.

3)隨拉伸形變量增加，烘烤處理前后強(qiáng)度增量ΔRp0.2整體呈降低趨勢，伸長率先降低后升高. 不能通過大幅增加變形的方法提高合金烘烤硬化性.

4)烘烤處理前，拉伸形變較小時(shí)，斷口存在大量韌窩，合金斷裂方式為塑性斷裂；形變增加，合金趨向解理斷裂. 烘烤后，小變形合金塑性降低，但仍為塑性斷裂；形變較大時(shí)，內(nèi)應(yīng)力集中情況削弱，減弱解理斷裂趨勢.

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(編輯 王小唯， 苗秀芝)

Influence of tensile deformation on recrystallization and mechanical properties of AA6016 aluminium alloy used for automotive body outer sheet

GAO Guanjun， LI Jiadong， LI Yong， WANG Zhaodong， HE Chen， DI Hongshuang

(State Key Laboratory of Rolling and Automation (Northeastern University), Shenyang 110819, China)

In order to optimize stamping process, the effect of tensile deformation on recrystallization, precipitation behavior, bake hardenability and fracture mechanisms of a cold-rolled AA6016 sheet with T4P state were investigated. The alloy was solution heat treated in new heating treatment equipment, similar to air-cushion furnace production line, and then pre-aged immediately. After that the sheet was placed at room temperature in order to achieve T4P state. The local stamping process was simulated by uniaxial tensile. Recrystallization, fracture and dislocations were observed by optical microscopy, scanning electron microscopy and transmission electron microscopy respectively. Combined with differential scanning calorimetry (DSC) and tensile tests, precipitation behavior and mechanical property were characterized. The results indicated that local grains were elongated with the increasing of the deformation. GP zones were suppressed, and strengthening phase precipitation was promoted by deformation. Bake hardenability decreased with the increasing of the deformation. The fracture mechanisms were plastic fracture before and after bake hardening with small deformation. While the alloy tended to cleavage fracture before bake hardening, and the trend of cleavage fracture weakened after bake hardening with large deformation.

aluminium alloy；tensile deformation；AA6016；recrystallization；precipitation behavior；bake hardenability； fracture

10.11918/j.issn.0367-6234.201611133

2016-11-28

中央高?；究蒲袠I(yè)務(wù)費(fèi)專項(xiàng)資金(N140703002)

高冠軍(1989—)，男，博士研究生； 王昭東(1968—)，男，教授，博士生導(dǎo)師

李 勇，liyong@ral.neu.edu.cn

TG146.2

A

0367-6234(2017)05-0154-05