1、第50卷第10期 12522014年10月第1244-1252頁ACTA METALLURGICA SINICAOct. 2014預(yù)時效+冷軋變形+再時效對6061鋁合金微觀組織和力學(xué)性能的影響*李海1,3毛慶忠1王芝秀1,2,3苗芬芬1方必軍1宋仁國1,3鄭子樵21 常州大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院, 常州2131642 中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院, 長沙4100833 常州大學(xué)江蘇省材料表面技術(shù)重點實驗室, 常州213164摘要采用硬度測試、拉伸實驗、XRD 分析和TEM 觀察等方法, 研究了一種新型形變熱處理(預(yù)時效+冷軋變形+再時效對時效硬化型鋁合金微觀組織和力學(xué)性能的影響. 結(jié)果表明, 這

2、種形變熱處理不僅能夠大幅度提高6061鋁合金強度, 還能使其保持良好塑性. 經(jīng)過優(yōu)化處理(180, 2h 欠時效+75%壓下量冷軋變形+100, 48h 再時效, 6061鋁合金的抗拉強度和屈服強度分別為560和542MPa, 延伸率為8.5%.微觀組織觀察表明, 合金強度的提高來源于析出強化、位錯強化、位錯胞強化和高Taylor 因子的綜合作用; 相對于冷軋狀態(tài), 延伸率的改善則與再時效過程中強化相的再析出和位錯的輕微回復(fù)有關(guān).關(guān)鍵詞鋁合金, 形變熱處理, 力學(xué)性能, 微觀組織, 強化機制中圖法分類號TG147文獻標(biāo)識碼A文章編號0412-1961(201410-1244-09EFFECT

3、OFTHE THERMO-MECHANICALTREATMENT OF PRE-AGEING, COLD-ROLLING AND RE-AGEING ON MICROSTRUCTURES AND MECHANICAL PROPERTIES OF 6061Al ALLOYLI Hai 1,3 , MAO Qingzhong 1 , WANG Zhixiu 1,2,3 , MIAO Fenfen 1 , F ANG Bijun 1 , SONG Renguo 1,3 ,ZHENG Ziqiao 21 School of Materials Science and Engineering, Chan

4、gzhou University, Changzhou 2131642 School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 4100833 Jiangsu Key Laboratory of Materials Surface Technology, Changzhou University, Changzhou 213164Correspondent:LI Hai, associate professor, Tel:(051986330069,E-mail:Lehigh_73Suppo

5、rted by National Basic Research Program of China (No.2005CB623705,National NaturalManuscript received 2014-03-12, in revised form 2014-07-26ABSTRACT In order to improve mechanical properties of age-hardenable Al alloys markedly based on the con-ventional processing conditions, a novel thermo-mechani

6、cal treatment, which was consisted of pre-ageing, cold-rolling and re-ageing, was proposed in the present work. The effects of the thermo-mechanical treatment on micro-structure evolution and mechanical properties of the 6061Al alloy were investigated further by hardness measure-ment, tensile testin

7、g, XRD, TEM and HRTEM. It was shown that both the increased strength and elongation of the 6061Al alloy were achieved simultaneously by the thermo-mechanical treatment. Especially, after the combination of under-ageing at 180for 2h, cold-rolling with the thickness reduction of 75%and re-ageing at 10

8、0for 48h, the ultimate tensile strength and yield strength of the alloy were 560and 542MPa, respectively, and the elongation was about 8.5%.The strength increment of the thermo-mechanically treated 6061Al alloy was attributed mainly to the additional introduction of dislocation strengthening, disloc

9、ation cell strengthening and high Taylor factor value except for precipitation strengthening as compared to the conventional peak-aged alloy. Furthermore, the improved elongation of the thermo-mechanically treated 6061Al alloy was mainly due to both the re-precipitation of strength-ening precipitate

10、s and slight recovery of dislocations during re-ageing, which increased the accumulation ability of dislocations during the tensile deformation.KEY WORDS Al alloy, thermo-mechanical treatment, mechanical property, microstructure, strengthening mech-anism時效硬化型鋁合金具有低密度、中等強度以及良好的耐蝕性和成形性, 廣泛應(yīng)用于航空航天、軌道交通

11、、汽車制造及建材等行業(yè)1,2. 對于金屬結(jié)構(gòu)材料來說, 強度和塑性是一對極為重要、但通常又呈現(xiàn)此消彼長趨勢的力學(xué)性能. 如何實現(xiàn)既大幅度提高強度又不犧牲塑性, 一直是金屬結(jié)構(gòu)材料研究領(lǐng)域的熱點課題. 金屬材料強化機制主要有固溶強化、形變強化(位錯強化 、晶界強化和第二相強化. 通常情況下, 時效硬化型鋁合金的強度來源于固溶處理和淬火形成的過飽和溶質(zhì)原子在時效過程中析出相的第二相強化(析出強化 作用, 但由于受到合金元素在鋁基體中極限固溶度的限制, 這種強化方法是有限度的. 因此, 要大幅度提高時效硬化型鋁合金強度, 有必要在常規(guī)析出強化基礎(chǔ)上, 進一步引入晶界強化和/或形變強化.近年來, 采用

12、強塑性變形方法將常規(guī)微米級晶粒大幅度細(xì)化至亞微米、甚至納米級, 是提高金屬材料強度的一條重要途徑, 并由此開發(fā)出多種強塑性變形工藝. 例如等徑擠壓(equalchannel angular pressing, ECAP 3,4, 高壓扭轉(zhuǎn)(highpressure torsion, HPT 5,6, 累積軋制(accumulativeroll bonding, ARB 7,8及深冷軋制(rollingat cryogenic temperature, Cryorolling 9,10等. 然而, 這些強塑性變形方法存在成型樣品尺寸小、工藝步驟繁瑣、界面結(jié)合差、應(yīng)變量極大、裝備要求高、作業(yè)危險性

13、大等缺點, 要真正應(yīng)用于鋁合金大規(guī)模工業(yè)化生產(chǎn)仍然存在相當(dāng)大的難度.為了既能大幅度提高時效硬化型鋁合金力學(xué)性能, 同時又適合大規(guī)模工業(yè)化生產(chǎn), 本工作提出了一種新型形變熱處理方法:預(yù)時效+冷軋變形+再時效. 結(jié)果表明, 經(jīng)過優(yōu)化處理的6061鋁合金, 不僅強度顯著高于其常規(guī)峰值時效處理, 而且延伸率也能保持在8.5%這一較高水平上; 更為重要的是, 新方法所涉及到的固溶、淬火、時效及冷軋變形均是按照鋁合金板材常規(guī)生產(chǎn)工藝進行, 因此, 這種新型形變熱處理具有良好的工業(yè)化應(yīng)用前景. 本工作研究了新型形變熱處理過程中6061鋁合金力學(xué)性能和微觀組織的演變規(guī)律, 并討論了合金強化和韌化機制.1實驗方

14、法實驗材料為4mm 厚的6061鋁合金冷軋板, 主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù), %為:Mg 1.0, Si 0.72, Cu 0.2, Fe 0.14, Mn 0.13, Cr 0.09, Ti 0.01, Al 余量. 板材經(jīng)550, 1h 固溶處理及室溫水淬(solutiontreat-ment, ST 后, 立即在180分別預(yù)時效2, 8和48h, 分別對應(yīng)于6061鋁合金的欠時效(under-ageing, UA, 峰值時效(peak-ageing,PA 和過時效(over-age-ing, OA. 隨后, 將ST, UA, PA 和OA 4種預(yù)處理(pre-treatment, PT 板材

15、在室溫冷軋至1mm (cold-roll-ing, CR, 對應(yīng)軋制壓下量為75%.值得說明的是, 4種狀態(tài)板材均未出現(xiàn)明顯邊裂現(xiàn)象, 這主要歸因于6000系鋁合金具有優(yōu)良的塑性成形能力. 最后, 將冷軋板材分別在75, 100和125進行再時效處理(re-ageing,RA.采用HAZ-5型Vickers 硬度計測量形變熱處理過程中6061鋁合金硬度. 采用電火花線切割技術(shù)加工標(biāo)距為8mm35mm 的拉伸試樣, 利用WDT-030型萬能試驗機測試?yán)煨阅? 拉伸速率為2mm/min.拉伸性能為3個平行試樣的平均值.利用Tecnai G 220透射電鏡(TEM和JEM-2100高分辨透射電鏡(

16、HRTEM進行微觀組織觀察. 薄膜樣品經(jīng)機械減薄至約100mm, 然后在-20左右的30%HNO3+70%CH3OH 溶液(體積分?jǐn)?shù) 中采用雙噴電解拋光而成, 電壓約為12V , 電流約為50mA.利用Bruker D8型X 射線衍射儀(XRD,Cu K a進行織構(gòu)和位錯密度分析, 管電壓40kV , 管電流40mA. 按Schulz 背反射法掃描出111,200和2203張不完整極圖(=080,=0360,并通過Bunge 級數(shù)展開法獲取取向分布函數(shù)(orientationdistribution function, ODF, 然后根據(jù)分解法, 利用Texture Calc 軟件估算出各織構(gòu)

17、組分的體積分?jǐn)?shù)11.同時, 根據(jù)XRD 峰寬化特征, 采用Williamson-Hall 法線性擬合出晶格微應(yīng)變e和微晶直徑d , 進而根據(jù)下式估算試樣位錯密度r12:= (1式中, b 為純Al 的Burgers 矢量模, 約0.286nm.2實驗結(jié)果硬度測試結(jié)果表明, ST, UA, PA 和OA 4種預(yù)處理狀態(tài)下, 6061鋁合金硬度分別為62, 117, 124和120HV; 經(jīng)75%壓下量冷軋變形, ST+CR,UA+CR, PA+CR和OA+CR4種試樣均出現(xiàn)顯著的加工硬化現(xiàn)象, 硬度分別增加至136, 148, 146和144HV . 顯然, 與對應(yīng)的PT 試樣相比, ST+CR

18、試樣的硬度增幅最大(74HV, UA+CR試樣其次(31HV, 而PA+CR和OA+CR試樣均相對較小, 分別為22和24HV .圖2給出了PT, CR 和RA 3種狀態(tài)下6061鋁合金的拉伸性能. 從圖2a 可以看出, 當(dāng)6061鋁合金處于ST 狀態(tài)時, 試樣強度低而延伸率高. 180預(yù)時效時, 試樣強度增加而延伸率下降, 出現(xiàn)典型時效 ，圖1冷軋變形6061鋁合金在75, 100和125再時效硬化曲線Fig.1Hardening curves of four cold-rolling 6061Al alloysre-aged at 75(a,100(band 125(c(STsolutio

19、n treatment, UA under-ageing, PA peak-ageing, OA over-ageing, CR cold-rolling 硬化現(xiàn)象. 經(jīng)180, 2h 時效, 試樣處于UA 狀態(tài); 繼續(xù)時效至8h, 試樣達到PA 狀態(tài), 此時抗拉強度和屈服強度分別為365和354MPa, 延伸率為13.6%;進一步時效至48h, 試樣強度有所下降, 進入輕微OA 狀態(tài).圖2b 表明, 經(jīng)過75%壓下量冷軋變形, 4種PT 試樣均出現(xiàn)顯著加工硬化現(xiàn)象, 抗拉強度和屈服強度均提高到500MPa 以上, 而延伸率則急劇下降至5%以下. 此外, PT 狀態(tài)對CR 試樣強度具有一定影響

20、:UA+CR試樣強度最高, 抗拉強度和屈服強度分別為526和517MPa, 而ST+CR試樣強度最低, 抗拉 圖2形變熱處理過程中6061鋁合金的拉伸性能Fig.2Tensile properties of 6061Al alloy after the thermo-mechanical treatment of pre-treating (a,cold-rolling (b,re-ageing at 75(c,100(dand 125(efor 48h (sb ultimate tensile strength, sy yield strength, delon-gation強度和屈服強度分

21、別為506和502MPa.圖2c 表明, 經(jīng)過75, 48h 再時效, 除了ST+CR+RA試樣強度略有上升, 其他3種RA 試樣的強度均未發(fā)生明顯變化. 100, 48h 再時效后, 4種RA 試樣強度均有不同程度提高, 其中, UA+CR+RA試樣強度最高, 抗拉強度和屈服強度分別為560和542MPa, 比常規(guī)PA 狀態(tài)分別提高了53%和56%,而且延伸率也從UA+CR試樣的4.5%增加至8.5%(圖2d. 當(dāng)125, 48h 再時效處理時, 只有ST+CR+RA和UA+CR+RA試樣的強度增加, 而且增加幅度也低于100, 48h 再時效; 另外, PA+CR+RA試樣的強度基本保持不

22、變, OA+CR+RA試樣的強度略有下降, 但仍能保持在500MPa 以上(圖2e. 總的來看, 本工作所提出的新型形變熱處理不僅能夠大幅度提高6061鋁合金強度, 而且還能保持較好的延 伸率, 其中UA+CR+RA這一方法最為有效.2.3TEM 觀察圖3為ST, UA, PA 和OA 4種PT 狀態(tài)下基體組織的TEM 和HRTEM 像. 可見, ST 試樣中除了少數(shù)彌散相之外, 并未觀察到析出相(圖3a; UA 試樣基體出現(xiàn)了球形析出相, 相應(yīng)的HRTEM 像表明球形析出相是GP 區(qū)13(圖3b; PA 狀態(tài)下基體中大多數(shù)析出相呈針狀, 另有少量析出相呈板條狀, HRTEM 分析表明, 針狀

23、相和板條相分別為b相和Q相14(圖3c; OA 試樣基體析出相種類與PA 試樣相同, 但是b相數(shù)量減少而Q相增加(圖3d.圖4為UA 和OA 試樣經(jīng)冷軋及再時效后基體組織的TEM 和HRTEM 像. 冷軋變形后, UA+CR試樣中位錯密度急劇增加, 并且形成了位錯胞結(jié)構(gòu); HRTEM 分析表明, 基體中沒有析出相(圖4a, 這表圖3ST, UA, PA 和OA 4種預(yù)處理狀態(tài)下6061鋁合金的微觀組織Fig.3Bright-field TEM images of 6061alloys under pre-treatment conditions(aST condition(bUA condit

24、ion, inset shows the HRTEM image of GP zone(cPA condition, insets show the HRTEM images of Q (topand b(bottomphases (dOA condition 明UA 試樣中的GP 區(qū)在冷軋變形過程中重新溶解到基體中, 即發(fā)生了所謂的變形誘發(fā)溶解現(xiàn)象15. 對于OA+CR試樣來說, 盡管冷軋變形同樣造成位錯密度大幅度增加, 但是基體中仍然殘留著Q相(圖4b 中橢圓框, 表明在75%壓下量冷軋變形還不足以使Q相完全溶解; 與此同時, 基體中未發(fā)現(xiàn)b相, 表明b相也發(fā)生了變形誘導(dǎo)溶解現(xiàn)象.冷軋變形

25、通常會造成鋁合金的晶體織構(gòu)類型及其體積分?jǐn)?shù)發(fā)生改變. 表1給出了UA, UA+CR和UA+CR+RA(100, 48h 3種試樣的織構(gòu)組分及相應(yīng)體積分?jǐn)?shù). 可以看出, UA 試樣含有較強的再結(jié)晶織構(gòu)(立方織構(gòu)001和Goss 織構(gòu)011,而軋制織構(gòu)(Cu織構(gòu)112和黃銅織構(gòu)011體積分?jǐn)?shù)相對較低. 經(jīng)75%壓下量冷軋變形的UA+CR試樣, 再結(jié)晶織構(gòu)中立方織構(gòu)含量大幅降低, 而Goss 織構(gòu)基本不變; 軋制織構(gòu)中銅織構(gòu)和黃銅織構(gòu)含量增加, 并且出現(xiàn)了S 織構(gòu)123.從表1還可以看出, UA+CR+RA試樣織構(gòu)組分和體積分?jǐn)?shù)均與UA+CR試樣類似, 這是因為較低的再時效溫度不足以造成CR 試樣發(fā)

26、生再結(jié)晶而改變晶體取向(圖4a. 此外, 還需指出的是, 對于ST, PA 和OA 試樣及其相應(yīng)的CR 和RA 狀態(tài), 織構(gòu)組分和體積分?jǐn)?shù)的變化規(guī)律均與UA 狀態(tài)非常相似, 表明PT 狀態(tài)對織構(gòu)的影響不大.根據(jù)所測得的織構(gòu)組分及相應(yīng)的體積分?jǐn)?shù)和Taylor 因子, 可以按照混合法則來估算出試樣平均第 10 期 李 海等: 預(yù)時效+冷軋變形+再時效對 6061 鋁合金微觀組織和力學(xué)性能的影響 1249 圖 4 UA+CR 和 OA+CR 及其 100 , 48 h 再時效 4 種狀態(tài)下 6061 鋁合金的微觀組織 Fig.4 Microstructures of 6061 alloys unde

27、r re-ageing conditions (a UA+CR condition, inset shows the HRTEM image (b HRTEM image of Q phase in OA+CR condition (c UA+CR+RA at 100 for 48 h, inset shows the HRTEM image of the precipitates (d HRTEM image of the precipitates in the OA+CR+RA at 100 for 48 h 表 1 UA, UA+CR 和 UA+CR+RA (100 , 48 h 3 種

28、試樣的織構(gòu)組分、 體積分?jǐn)?shù)及平均 Taylor 因子 Table 1 The texture components and corresponding volume fractions (% and average Taylor factor MA of the 6061 alloys subjected to UA, UA+CR and UA+CR+RA (100 , 48 h, respectively Condition UA UA+CR UA+CR+RA (100 , 48 h Cube 46.0 10.0 10.0 Goss 19.5 21.5 20.0 Copper 15.5 23

29、.0 22.5 S 0 16.0 15.5 Brass 18.5 29.5 30.5 MA 2.6 3.1 3.1 Taylor 因子 MA: 式中, fi 和 Mi 分別為不同織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)及其 Taylor 因子. 將表 1 中各織構(gòu)組分的體積分?jǐn)?shù)及其 Taylor 因子 代入式 (2, 從而估算出 UA, UA+CR 和 UA+ 16 M A = f i M i UA+CR, PA+CR 和 OA+CR 試樣中的位錯密度分別 (2 增加至 3.51014, 4.41014, 4.21014 和 3.91014 m- 2. 顯 然, CR 試樣的位錯密度與 PT 狀態(tài)存在一定關(guān)系. 其 中

30、, UA+CR 試樣位錯密度最高. 4 種 CR 試樣經(jīng)過 100 , 48 h 再時效后, 基體位錯密度均有所降低, ST+CR+RA, UA+CR+RA, PA+CR+RA 和 OA+CR+ RA 試 樣 位 錯 密 度 分 別 為 3.41014, 4.11014, 4.0 1014 和 3.71014 m-2. 其中 , UA+CR+RA 試樣位錯密 度最高. CR+RA (100 , 48 h 試樣的 MA 分別約為 2.6, 3.1 和 3.1, 也列于表 1 中. 顯然, 新型形變熱處理能夠獲 得更高的平均 Taylor 因子. 4 種 PT 狀態(tài) 6061 鋁合金經(jīng)冷軋變形后,

31、 ST+CR, 1250 金 屬 學(xué) 報 第 50 卷 3 分析與討論 6061 鋁合金屬于時效硬化型變形鋁合金. ST 狀 態(tài)下, 試樣強度主要來源于 Cu, Si 和 Mg 等過飽和溶 質(zhì)原子的固溶強化作用, 通常強度低而塑性高. 人 工時效時, 過飽和溶質(zhì)原子逐漸析出, 此時試樣強 度取決于析出相的性質(zhì)、 形貌、 尺寸及數(shù)量等特征 參數(shù) . 對于含 Cu 的 6000 系鋁合金來說, 時效析出 17 此, 75 再時效時, ST+CR+RA 試樣可以通過析出 GPI 區(qū)產(chǎn)生時效硬化, 而 UA+CR+RA, PA+CR+RA 和 OA+CR+RA 試樣無法析出 GPI 區(qū), 所以時效硬化

32、 現(xiàn)象不明顯. 100 和 125 再時效時, UA+CR, PA+ CR 和 OA+CR 3 種試樣中變形誘發(fā)溶解形成的過飽 和溶質(zhì)原子能夠以富溶質(zhì) GPII 區(qū)或高階的 b, Q相 形式析出, 所以均出現(xiàn)時效硬化現(xiàn)象(圖 1b 和 c. (2 CR 試樣的時效硬化響應(yīng)速度加快. 從圖 1 可以看 出, CR 試樣進行 100 和 125 再時效時, 分別經(jīng)過 48 和 20 h 即可達到峰值硬化狀態(tài). 這是因為冷軋變 形產(chǎn)生的高密度位錯作為短路擴散通道, 加快強化 相的時效析出和長大. (3 位錯密度略有下降而織 構(gòu)類型和體積分?jǐn)?shù)不變. 盡管 CR 試樣存在回復(fù)和 再結(jié)晶傾向, 然而, 較

33、低的再時效溫度以及析出相 的釘扎作用使得 RA 試樣只發(fā)生輕微回復(fù)而未再 結(jié)晶, 因此, RA 試樣的織構(gòu)類型和體積分?jǐn)?shù)幾乎不 改變. 通常, 時效硬化型鋁合金屈服強度 sy 可用下式 估算 : 25 1/2 2 y = gb + M A 0 + c +( d + 2 p b b + Q b +Q . GP 區(qū)和 b 相均為共格相, 但 b 相產(chǎn)生的基體畸變程度大于 GP 區(qū), 強化效果也 更高, 是 6000 系鋁合金中最重要的強化相 19. Q 相 是 OA 狀態(tài)的主要析出相, 與基體半共格, 強化效果 低于 b 相 20. TEM 和 HRTEM 分析表明, UA, PA 和 OA 試樣

34、中析出相分別是 GP 區(qū), b+少量 Q和 b+較 多 Q( 圖 3. 以上時效析出特征反映了不同 PT 試樣 強度的差異(圖 2a. ST, UA, PA 和 OA 4 種 PT 試樣經(jīng) 75%壓下量冷 軋變形后, 微觀組織發(fā)生了變化. (1 位錯密度大幅 度增加并形成位錯胞結(jié)構(gòu) ( 圖 4a. 隨著 PT 狀態(tài)改 變, 冷軋變形過程中析出相與滑移位錯的交互作用 方式和程度發(fā)生變化, 從而產(chǎn)生不同的位錯密度和 加工硬化效果 ( 圖 2b. (2 變形誘發(fā)析出相溶解. 冷 軋變形過程中, 共格 GP 區(qū)和 b 相以剪切機制與滑 移位錯發(fā)生交互作用, 尺寸逐漸減小、 界面能增加 和熱穩(wěn)定性下降,

35、 最終重新溶解并形成高度變形的 過飽和固溶體 21,22 ( 圖 4a 中 HRTEM 像; 對于半共 格 Q相來說, 滑移位錯以繞過機制與其發(fā)生交互作 用, 難以發(fā)生變形誘發(fā)溶解而殘留在基體中(圖 4b. 結(jié)合 4 種 PT 試樣的析出特征 ( 圖 3, 可以推斷出不 同 PT+CR 試樣中過飽和溶質(zhì)濃度 w ( 質(zhì)量分?jǐn)?shù) 具 有如下關(guān)系: w(ST+CR=w(UA+CRw(PA+CRw(OA+CR. (3 軋制 織構(gòu)組分及其體積分?jǐn)?shù)增加, 而再結(jié)晶織構(gòu)體積分 數(shù)減少, 由此造成 CR 試樣平均 Taylor 因子的提高 (表 1. 當(dāng) CR 試樣再時效時, 微觀組織和性能均發(fā)生 變化. (

36、1 試樣再時效硬化行為隨著溫度升高而改 變. 從硬化曲線來看, 當(dāng)溫度為 75 時, 只有 ST+ CR 試樣出現(xiàn)較明顯的時效硬化趨勢(圖 1a. 這主要 與 GP 區(qū) 的 析 出 行 為 有 關(guān) 23. 當(dāng) 時 效 溫 度 低 于 100 時, 基體通常只析出富空位 GPI 區(qū), 而高于 100 時效時, 基體同時析出 GPI 區(qū)和富溶質(zhì) GPII 區(qū)24. 由于預(yù)時效造成過飽和空位湮滅, 冷軋變形后 只有 ST+CR 試樣含有較高濃度的過飽和空位. 因 18 序列通常為 過飽和固溶體 GP 區(qū) (GPI, GPII (3 式中, t0 是 Al 的內(nèi)摩擦力, 約 10 MPa ; Dsgb

37、 為晶界 26 強化, 取決于晶粒尺寸, 但對于基體存在尺度更小 位錯胞的變形狀態(tài)合金來說, 晶界強化貢獻取決于 位錯胞尺寸27,28; d 為位錯強化, 取決于位錯密度; p 為析出強化, 取決于析出相特征參數(shù); Dtc 為固 溶強化, 取決于溶質(zhì)原子種類和含量. 當(dāng)試樣處于 峰值時效狀態(tài)時, 溶質(zhì)原子絕大部分已析出, Dtc 可 以忽略不計. 因此, 式(3可以簡化成下式: 1/2 2 y = gb + M A 0 +( d + 2 p (4 以常規(guī) PA 和 UA+CR+RA (100 , 48 h 2 種狀 態(tài)為例, 通過比較不同強化機制的貢獻, 來定性說 明新型形變熱處理提高 606

38、1 鋁合金強度的原因. 對 常在幾十微米左右, 而形變熱處理后位錯胞尺寸保 于 gb , PA 試樣經(jīng)過固溶和時效處理, 晶粒尺寸通 持在 1 mm 以下 ( 圖 4a, 所以 UA+CR+RA 試樣的位 d , 由于 PA 試樣經(jīng)歷了高溫固溶和時效處理, 位 錯 胞 強 化 要 高 于 常 規(guī) PA 試 樣 的 晶 界 強 化; 對 于 RA 試樣只發(fā)生輕微回復(fù), 位錯密度要遠高于 PA 試 錯密度很低 ( 圖 3c, 通常不考慮 d , 而 UA+CR+ 樣(圖 4a, 所以其 d 要高于 PA 試樣; 對于 p , PA 密度強化相, 可以認(rèn)為二者 p 相近; 此外, 考慮到 試樣 (

39、圖 3c 和 UA+CR+RA 試樣 ( 圖 4a 均析出了高 第 10 期 李 海等: 預(yù)時效+冷軋變形+再時效對 6061 鋁合金微觀組織和力學(xué)性能的影響 1251 試樣宏觀屈服強度為臨界剪切屈服應(yīng)力與平均 Taylor 因子之積, 試樣平均 Taylor 因子也是影響屈服強 度的重要因素. 從表 1 可以看出, UA+CR+RA 試樣 的平均 Taylor 因子(3.1高于 PA 試樣(2.6. 這里, UA 和 PA 試樣經(jīng)歷了相同的固溶處理, 可以認(rèn)為具有相 同的平均 Taylor 因子. 從式 (4 可以看出, 試樣平均 Taylor 因子的增加將綜合提高 t0, d 和 p 的強

40、化 度主要取決于析出強化、 較弱的晶界強化以及較低 的平均 Taylor 因子. 相比之下, 新型形變熱處理試 樣除了析出強化, 附加引入了位錯強化、 位錯胞強 化以及更高的平均 Taylor 因子, 從而大幅度提高試 樣強度. 此 外 , 不 同 PT 狀 態(tài) 對 RA 試 樣 強 度 也 有 影 響 ( 圖 2. 以 100 , 48 h 再 時 效 為 例 , 4 種 RA 試 樣 中 UA+CR+RA 試 樣 強 度 最 高 ( 圖 2d. 一 方 面 , UA+CR+RA 試 樣 位 錯 密 度 最 高 , 位 錯 強 化 效 果 也 最 大 ; 另 一方面 , 更高的過飽和溶質(zhì)濃度

41、 (w(UA+CRw(PA+CRw(OA+CR 使得 UA+CR+RA 試樣析出 強 化 要 高 于 PA+CR+RA 和 OA+CR+RA 試 樣 ; 盡 管 w(ST+CR=w(UA+CR, 但是 ST+CR 試樣中高濃度過飽 和空位會促進溶質(zhì)原子擴散至位錯上擇優(yōu)析出 和長大 , 導(dǎo)致 ST+CR+RA 試樣析出強化低于 UA+ CR+RA 試 樣 . 因 此 , UA+CR+RA 試 樣 在 4 種 RA 試樣中強度最高. 從圖 2 還可以看出, 與 CR 試樣相比, RA 試樣延 伸率均得到一定程度恢復(fù). 延伸率與拉伸變形過程 中試樣位錯累積能力有關(guān). 冷軋變形造成試樣位錯 密度基本達

42、到飽和, 在拉伸變形過程中難以繼續(xù)累 積位錯, 造成 CR 試樣延伸率普遍較低(圖 2b. 然而, 當(dāng) CR 試樣進行 100 , 48 h 再時效, 一方面, 輕微 回復(fù)造成位錯密度有所降低; 另一方面, 變形誘發(fā) 溶解形成的過飽和溶質(zhì)原子重新析出強化相(圖 4c 和 d 中 HRTEM 像. 這 2 點都能提高拉伸變形過程 中試樣累積位錯能力 , 從而改善 RA 試樣延伸率. 29 T6 狀態(tài)分別提高約 53% 和 56%; 同時, 延伸率保持 在 8.5%這一較高水平上. (2 6061 鋁合金強度提高歸因于新型形變熱處 理綜合了析出強化、 位錯強化、 位錯胞強化以及較 高平均 Tayl

43、or 因子等多種強化機制. (3 6061 鋁 合 金 延 伸 率 改 善 與 再 時 效 過 程 中強化相再析出和位錯輕微回復(fù)有關(guān), 二者均 有 利 于 改 善 試 樣 在 拉 伸 變 形 過 程 中的位錯累積 能力. (4 常溫冷軋變形能夠誘發(fā)析出相溶解, 由此 形成過飽和固溶體并在再時效過程中繼續(xù)析出強 化相. 參考文獻 1 Williams J C, Starke E A. Acta Mater, 2003; 51: 5775 2 Masami S. Mater Sci Forum, 2006; 519-521: 11 3 Yang M X, Yang G, Liu Z D, Wang

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