劉滿平,1,2,薛周磊1,彭振,1,陳昱林1,丁立鵬3,4,賈志宏3,4

隨著節(jié)能環(huán)保和汽車輕量化的發(fā)展，Al-Mg-Si(-Cu) (6xxx系)鋁合金以低密度、中等強(qiáng)度、高比強(qiáng)度、耐蝕性好、成形性好、可回收利用、可焊性好、表面質(zhì)量好等特點(diǎn)，被廣泛運(yùn)用于汽車的車身板材和發(fā)動(dòng)機(jī)的零件[1,2]。傳統(tǒng)強(qiáng)化方法利用時(shí)效處理，在基體中形成大量納米亞穩(wěn)析出相阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，可有效提高該系材料強(qiáng)度[3]。但采用熱處理獲得更高強(qiáng)度的同時(shí)，會(huì)導(dǎo)致合金的韌性下降[4,5]。隨著應(yīng)用領(lǐng)域與規(guī)模擴(kuò)大，如何進(jìn)一步改善材料性能并制備具有高強(qiáng)度和高韌性的合金是金屬結(jié)構(gòu)材料長期面臨的問題。超細(xì)晶(UFG)鋁合金具有高強(qiáng)度、足夠的延展性、高應(yīng)變率以及良好的沖擊韌性，越來越受到研究者的關(guān)注。等通道轉(zhuǎn)角擠壓(ECAP)技術(shù)可用于獲得三維大尺寸塊體亞微米和納米結(jié)構(gòu)材料，與未變形的材料相比，材料的強(qiáng)度提高了200%~300%[6~8]。在ECAP后引入合適的時(shí)效處理工藝，在超細(xì)晶基體中形成彌散的納米亞穩(wěn)析出相，能夠有效提高該系合金強(qiáng)度的同時(shí)保證足夠的韌性。此外，析出相的析出序列、尺寸、種類和分布，對材料的最終性能有至關(guān)重要的影響。如何合理調(diào)控析出相的種類、尺寸、分布、以及與晶粒尺寸和位錯(cuò)密度之間的關(guān)系，是制備高強(qiáng)高韌的鋁合金的熱點(diǎn)[9~11]。Cerri和Leo[12]研究了ECAP后時(shí)效處理對6082鋁合金硬度的影響，結(jié)果表明，高溫后時(shí)效會(huì)降低材料的硬度；而100℃或者更低的低溫后時(shí)效，析出相強(qiáng)化的貢獻(xiàn)將遠(yuǎn)超過回復(fù)或者晶粒粗化所帶來的負(fù)面影響。此外，Kim等[13]還對一種超細(xì)晶鋁合金進(jìn)行了后時(shí)效處理，結(jié)果表明，低溫后時(shí)效后基體中高密度的位錯(cuò)得以很好的保留，并在基體中出現(xiàn)了尺寸更小的時(shí)效析出相，在納米析出相與位錯(cuò)的交互作用下，材料的強(qiáng)度顯著增加。目前關(guān)于未變形6000系鋁合金析出行為的研究較多，但關(guān)于超細(xì)晶6061鋁合金在不同后時(shí)效溫度下的析出演變以及析出強(qiáng)化機(jī)制的研究較少。本工作通過透射電子顯微鏡(TEM)、高分辨透射電鏡(HRTEM)、X射線衍射(XRD)和力學(xué)性能測試等手段對不同后時(shí)效條件下超細(xì)晶6061鋁合金的微觀組織和力學(xué)性能進(jìn)行對比研究，討論和解釋了后時(shí)效合金中時(shí)效析出相的演變規(guī)律以及后時(shí)效析出相對其強(qiáng)韌性的影響。

1實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)材料為商用6061鋁合金，合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：Mg 0.8~1.2，Si 0.4~0.8，Cu 0.15~0.40，Cr 0.15~0.35，Mn 0.15，F(xiàn)e 0.7，Zn 0.25，Ti 0.15，Al余量。材料為圓棒狀擠壓棒材，直徑為25 mm。從圓棒中切出尺寸為19.5 mm × 19.5 mm × 100 mm的試樣，在電阻爐內(nèi)進(jìn)行560℃、2 h的固溶處理，隨后直接水淬至室溫。固溶后取部分試樣以Bc路線進(jìn)行兩道次的ECAP處理。ECAP溫度控制在室溫，擠壓速率控制在5 mm/s。ECAP實(shí)驗(yàn)在MTS 810萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行，其模具內(nèi)角Φ為90°，外圓弧角Ψ為20.6°。ECAP后試樣分別在80、110、170℃下后時(shí)效2、5、10、20、30和180 min。為了與ECAP態(tài)和后時(shí)態(tài)試樣對比，固溶處理后試樣立即進(jìn)行T6態(tài)峰時(shí)效處理，即在電阻爐中170℃下保溫24 h。拉伸實(shí)驗(yàn)在計(jì)算機(jī)控制的DDL100電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行，拉伸應(yīng)變速率10-4s-1。顯微硬度測試在FM-ARS900型全自動(dòng)顯微硬度計(jì)上進(jìn)行，載荷1 N，持續(xù)加載時(shí)間15 s，每項(xiàng)測試至少重復(fù)3次，以確保結(jié)果的準(zhǔn)確性。采用D8 ADVANCE型XRD測定物相成分，試樣尺寸為15 mm × 15 mm，將試樣的一個(gè)面磨平。XRD實(shí)驗(yàn)電流30 mA，電壓40 kV，CuKα，實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)使用MDI Jade 6.5軟件進(jìn)行處理。并由XRD譜計(jì)算平均晶粒尺寸(DXRD)、微觀應(yīng)變(<ε2>1/2)和位錯(cuò)密度(ρ)。計(jì)算時(shí)，由所測各衍射峰的衍射角(θ)和半高寬(β)信息，通過Cauchy-Gaussian公式建立β2/ tan2θ與β/ (tanθsinθ)的關(guān)系，得到斜率(λ/D)與截距(25ε2)，進(jìn)而算出DXRD和<ε2>1/2。將DXRD和<ε2>1/2分別代入文獻(xiàn)[6]相關(guān)公式計(jì)算得到ρ(ρ =$\mathrm{2}\sqrt[]{\mathrm{3}}\frac{{〈{?}^{\mathrm{2}}〉}^{\mathrm{1}/\mathrm{2}}}{{?}_{\mathrm{X}\mathrm{R}\mathrm{D}}^{?}}$，b為Burgers矢量模)。從上述樣品上切取TEM試樣薄片，用砂紙兩面輕磨至厚度約0.1 mm，用沖孔器沖孔成直徑3 mm的圓片，隨后用Gatan手動(dòng)研磨盤將圓片減薄至30~70 μm，再用Gatan凹坑儀減薄至15 μm左右，最后用Gatan 691精密離子減薄儀減薄到電子束能透明的厚度(即剛開始穿孔時(shí))。采用Tecnai G2F20 TEM觀察材料的微觀形貌，工作電壓200 kV。

2實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 XRD分析

圖1和表1分別是6061鋁合金不同狀態(tài)下的XRD譜及定量分析。對比圖1a(T6態(tài))和1b(ECAP態(tài)和ECAP后時(shí)效態(tài))可見，由于ECAP變形合金的晶粒尺寸急劇細(xì)化并且在晶粒內(nèi)部引入了晶格畸變，ECAP處理后XRD衍射峰寬化，峰強(qiáng)減弱。隨著在80℃下后時(shí)效時(shí)間從20 min增加到180 min，DXRD從211 nm大幅度增加到488 nm，相應(yīng)的<ε2>1/2從0.15%減少到0.11%。在170℃下后時(shí)效時(shí)間從5 min增加到180 min后，DXRD從395 nm增加到770 nm，<ε2>1/2從0.14%減少到0.08%。對于等通道轉(zhuǎn)角擠壓材料而言，位錯(cuò)密度與微觀應(yīng)變成正比，與晶粒尺寸成反比。從表1可以看出，80℃、20 min后時(shí)效后微觀參數(shù)變化最小。造成這種現(xiàn)象的原因是，在低溫短時(shí)后時(shí)效時(shí)，由于原子活動(dòng)能力較弱，材料能積累大量的晶體缺陷，且這些晶體缺陷可長時(shí)間保留。高密度位錯(cuò)有利于細(xì)化晶粒，因此低溫短時(shí)時(shí)效的位錯(cuò)密度最高且晶粒尺寸最小。另一方面，ECAP在基體中引入的大量位錯(cuò)也利于時(shí)效析出相的形核，從而加速后時(shí)效過程中的析出動(dòng)力學(xué)[14]。值得注意的是，對超細(xì)晶納米晶材料，TEM測得的平均晶粒尺寸通常大于XRD測定結(jié)果[15]。

圖1

圖16061鋁合金不同處理態(tài)XRD譜

Fig.1XRD spectra of 6061 aluminum alloy at T6 state (a) and ECAPed and post-aged state (b) (ECAP—equal channel angular pressing, RT—room temperature)

表1ECAP態(tài)和ECAP后時(shí)效態(tài)合金的XRD分析

Table 1XRD analyses of the ECAPed and post-aged alloy

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2.2力學(xué)性能

圖2a為6061鋁合金ECAP后80、110、170℃后時(shí)效的硬度曲線。隨著時(shí)效時(shí)間的延長，硬度迅速增加到最大值，而后緩慢降低。與作者之前工作[15]中未變形的鋁合金相比，ECAP后的合金在后時(shí)效后具有更高的硬度，并且達(dá)到峰值硬度的時(shí)間更短。顯然，ECAP可以增強(qiáng)Al-Mg-Si-Cu合金的析出動(dòng)力學(xué)，合金達(dá)到峰值時(shí)效的時(shí)間大大縮減，溫度越高達(dá)到峰值時(shí)效的時(shí)間越短。如圖2a所示，80℃下后時(shí)效峰值硬度達(dá)到187 HV。Hockauf等[16]認(rèn)為鋁合金的時(shí)效溫度對合金的最大硬度有影響，通常通過長時(shí)間低溫時(shí)效來達(dá)到最高峰值硬度，在較低溫度下時(shí)效時(shí)，合金的析出相會(huì)更加細(xì)小，并且更加彌散。

圖2

圖2不同狀態(tài)6061鋁合金的力學(xué)性能

Fig.2Mechanical properties of 6061 aluminum alloy after ECAPed and post-aged states

(a) hardness curves of ECAP + post-aged at 80, 110, and 170oC specimens

(b) engineering stress-strain curves of the ECAPed and post-aged specimens

(c) normalized work hardening rates against true strain

為了研究材料的強(qiáng)度和韌性，對ECAP后的試樣在不同溫度下進(jìn)行后時(shí)效處理，得到了不同溫度下的峰值強(qiáng)度，如圖2a所示。作為對比，一些材料固溶處理后直接在170℃下進(jìn)行時(shí)效(T6態(tài))。圖2b為6061鋁合金在不同處理狀態(tài)下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。ECAP后合金的抗拉強(qiáng)度從T6態(tài)的342 MPa增加到室溫ECAP態(tài)的483 MPa，并且在80℃下后時(shí)效20 min后達(dá)到514 MPa，同時(shí)均勻延伸率從20.6%分別變?yōu)?0.2%和15.1%。但是，170℃、5 min短時(shí)間峰值后時(shí)效表現(xiàn)出較差的性能，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和均勻伸長率分別為378 MPa、366 MPa和12.5%。與170℃、5 min短時(shí)間峰值后時(shí)效相比，110℃、10 min峰值后時(shí)效的強(qiáng)韌性均有所提高，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和均勻伸長率分別為471 MPa、434 MPa和16.8%，但是其抗拉強(qiáng)度仍低于ECAP后合金的抗拉強(qiáng)度483 MPa。合金在80℃、20 min峰值后時(shí)效的性能為強(qiáng)韌性的最佳組合，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和均勻伸長率分別為514 MPa、483 MPa和15.1%。ECAP后合金中引入大量的缺陷，導(dǎo)致合金加工硬化和合金強(qiáng)度提高。然而，大塑性變形后的材料塑韌性往往較低，塑韌性低的主要原因是應(yīng)變硬化能力低，位錯(cuò)在晶粒中積累和儲(chǔ)存的能力喪失，導(dǎo)致局部塑性應(yīng)變失穩(wěn)(頸縮)[17]。本工作制備的Al-Mg-Si-Cu鋁合金試樣經(jīng)過ECAP和時(shí)效處理后，既具有較高的強(qiáng)度，又具有較好的均勻伸長率。通過計(jì)算發(fā)現(xiàn)，該合金表現(xiàn)出較高的硬化速率(圖2c)，從而延緩了頸縮。高硬化率的原因是后時(shí)效過程中存在大量時(shí)效析出相與位錯(cuò)的交互作用，增加了在晶粒內(nèi)部積聚位錯(cuò)的能力，從而獲得了較高的韌性[18]。

2.3 TEM分析

圖3顯示了不同狀態(tài)下超細(xì)晶6061鋁合金的TEM像和晶粒尺寸分布。ECAP態(tài)和80℃、20 min后時(shí)效態(tài)試樣中均存在大量納米晶，并且晶粒中存在嚴(yán)重的晶格畸變(圖3a和d)。圖3a插圖中選區(qū)電子衍射(SAED)花樣呈環(huán)狀，說明ECAP后試樣內(nèi)部晶粒顯著細(xì)化。此外，較大的晶粒中晶界往往是彎曲、定義不清或者出現(xiàn)了一定厚度的輪廓蔓延，這說明晶粒內(nèi)部存在局部高密度的位錯(cuò)和應(yīng)力集中，正是因?yàn)榫Ц裰袠O高的內(nèi)應(yīng)力和彈性扭曲，晶粒變得更加細(xì)小。ECAP變形后試樣中引入了大量的剪切應(yīng)變，以及位錯(cuò)密度的增加形成了非平衡晶界，這些晶粒會(huì)在進(jìn)一步引入剪切應(yīng)變時(shí)轉(zhuǎn)化為超細(xì)晶[19]。

圖3

圖3不同狀態(tài)下超細(xì)晶6061鋁合金的TEM像和晶粒尺寸分布

Fig.3TEM images and grain size distributions of ultrafine-grained 6061 aluminum alloy (a-c) TEM bright field (a) and dark field (b) images, and grain size distribution (c) of the ECAPed specimen (Inset in Fig.3a is the corresponding SAED pattern) (d, e) TEM bright field image (d) and grain size distribution (e) of the ECAP + 80oC, 20 min post-aged specimen

如圖3c所示，ECAP樣品的平均晶粒尺寸為243 nm，最小晶粒尺寸僅為151 nm，最大晶粒尺寸可達(dá)319 nm。圖3d和e是合金經(jīng)ECAP及80℃、20 min后時(shí)效的TEM像和晶粒尺寸分布圖?？梢钥闯?，經(jīng)過短時(shí)間的低溫時(shí)效后合金的晶粒尺寸不變，合金中依然存在較大密度的位錯(cuò)，晶界多為非平衡晶界。由TEM測得的平均晶粒尺寸較XRD測得的結(jié)果更大，這是因?yàn)門EM分析通常是局部定性的，而且僅能分辨出晶界清晰的大角度晶界，對于位向差較小的晶粒(如小角度晶界和亞晶界)則難以區(qū)分[20]。而XRD不僅可以區(qū)分大角度晶界分割晶粒和位相差很小的亞晶界，而且還能分辨出基體內(nèi)部很小的晶格畸變區(qū)域，因此測得的晶粒尺寸較小。該結(jié)果也證實(shí)了大塑性變形制備的超細(xì)晶/納米晶材料，其晶粒分布極不均勻，并且處于非平衡狀態(tài)。

圖4a是T6態(tài)6061鋁合金的TEM明場像?？梢钥闯?，T6態(tài)合金出現(xiàn)了3種析出相：β''相、Q'相和L相[21,22]。β''相、Q'相和L相雖然都是在不同取向下的短棒狀，但是由于其晶體結(jié)構(gòu)及與Al基體錯(cuò)配度各向異性的不同，其在棒狀的橫截面上依然有一定的區(qū)別[21,22]。β''相的橫截面呈圓形，橫縱比約為1，Q'相三維形貌為板條狀，因此它的橫截面為細(xì)長的矩形，橫縱比大于3，其慣習(xí)面為{510}面，與{100}面有11°的夾角，在TEM中很容易分辨。而L相雖然也呈板條狀，橫截面為細(xì)長的矩形，但其慣習(xí)面為{100}面，與Q'呈11°夾角，因而在TEM中易于分辨。這些析出相都呈針狀或者板條狀，針狀β''相總是沿著Al基體的<100>Al方向析出，具有很好的強(qiáng)化效果，是鋁合金峰值時(shí)效最主要的強(qiáng)化相。圖中圓點(diǎn)看到的實(shí)際上是β''相的端部，其平均直徑約4 nm，平均長度約30 nm。圖中一些短棒狀析出相是L相，沿<001>α方向生長，L相實(shí)際上是C相的無序相，具有較大的強(qiáng)化能力和優(yōu)異的熱穩(wěn)定性[23]。圖4b和c給出了6061鋁合金經(jīng)ECAP變形及80℃、20 min后時(shí)效的析出相TEM像及相應(yīng)的SAED花樣和快速Fourier變換(FFT)圖。可見，經(jīng)過ECAP后時(shí)效處理的合金中出現(xiàn)了大量不同形態(tài)的析出相，包括針狀的β''相以及板條狀的Q'相和L相。主要析出相β''的直徑約為4 nm，長度約為26 nm (圖4e)，這些針狀β''相總是沿著Al基體的<100>Al方向析出。與圖4a中T6態(tài)峰時(shí)效6061鋁合金中相比，經(jīng)過ECAP后時(shí)效處理的合金中的β''相尺寸較小，L相數(shù)量較少且分布情況與峰時(shí)效類似，彌散分布的β″相與少量的L相分布是合金時(shí)效硬化強(qiáng)度高的主要原因。80℃、20 min后時(shí)效合金就達(dá)到峰值狀態(tài)，與原始ECAP變形態(tài)相比，合金中析出相和晶粒尺寸迅速增大，析出相β''相和Q'相也轉(zhuǎn)化為Q相，合金的強(qiáng)度開始下降。從圖4d還可觀察到，在β''相周圍存在大量的位錯(cuò)，即β''相與高密度位錯(cuò)同時(shí)存在。β''析出相的尺寸和分布及其與位錯(cuò)的交互作用對增強(qiáng)材料的強(qiáng)度和韌性起到了重要的作用[24]。即，ECAP引起的更細(xì)的析出相和高密度的位錯(cuò)在后時(shí)效過程中增強(qiáng)了合金的位錯(cuò)強(qiáng)化和析出強(qiáng)化。

圖4

圖4T6態(tài)及ECAP + 80oC、20 min后時(shí)效態(tài)6061鋁合金樣品TEM像及β''析出相尺寸統(tǒng)計(jì)

Fig.4TEM analyses of T6 state (a) and ECAP + 80oC, 20 min post-aged states (b-e) 6061 aluminum alloy (a-c) TEM bright field images (Insets show the corresponding SAED and FFT pattern, respectively) (d) interaction betweenβ''and dislocation in the post-aged specimen (e) statistical measurements from Fig.4b showing the width and the length of theβ''precipitates

3討論

3.1析出相演變

圖5a為6061鋁合金ECAP后的HRTEM像。可見，ECAP大塑性變形給合金引進(jìn)大量的位錯(cuò)，同時(shí)在圖中觀察到少量的GP區(qū)(Guinier-Preston zone)析出。圖5b為對圖5a中黑色方框處的快速Fourier逆變換(IFFT)圖。ECAP后合金中存在極高的位錯(cuò)密度，局部位錯(cuò)密度高達(dá)2.75 × 1017m-2，遠(yuǎn)高于同一樣品XRD分析測得的平均位錯(cuò)密度9.19 × 1014m-2(表1)。此外圖5b中的位錯(cuò)大多數(shù)以成對的位錯(cuò)偶形式存在，圖中還存在間隙型(圖5b中黑色圓圈所示)和空位型(圖5b中白色圓圈所示)位錯(cuò)環(huán)。這些都是大塑性變形條件下受到較高的局部應(yīng)變導(dǎo)致劇烈點(diǎn)陣畸變的表現(xiàn)，位錯(cuò)環(huán)和位錯(cuò)偶的引入，增加了儲(chǔ)存能，同時(shí)為第二相提供了形核核心，促進(jìn)了第二相的析出[25]。圖5c為合金ECAP后80℃、20 min后時(shí)效的HRTEM像。低溫時(shí)效后，合金中的位錯(cuò)密度大大降低，位錯(cuò)纏結(jié)和位錯(cuò)環(huán)基本消失，并且出現(xiàn)了細(xì)小的析出相。從圖2b中可以看出，過高的時(shí)效溫度會(huì)使材料的強(qiáng)度大幅度下降，其主要原因可能是高溫對析出相的尺寸分布和結(jié)構(gòu)產(chǎn)生了負(fù)面的影響。圖5d給出了ECAP后170℃、180 min后時(shí)效的HRTEM像。高溫時(shí)效后，合金中位錯(cuò)和層錯(cuò)的密度大大降低，并析出了粗大的析出相。通過提高時(shí)效溫度能夠極大地加快回復(fù)過程，但是析出活動(dòng)僅緩慢加快了速度，最終將在基本上恢復(fù)的微觀結(jié)構(gòu)中形成析出相。這意味著，析出相達(dá)到臨界尺寸以固定和限制位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)之前，位錯(cuò)就已經(jīng)很大程度上消除和重新排列。在進(jìn)一步時(shí)效期間，高度扭曲尚未回復(fù)的微觀結(jié)構(gòu)處就表現(xiàn)出有利的析出位置，利于析出相的形核，并促進(jìn)析出相生長。

圖5

圖5不同狀態(tài)6061鋁合金樣品的HRTEM像及快速Fourier逆變換(IFFT)圖

Fig.5HRTEM images of the ECAPed specimen (a), ECAP + 80oC, 20 min post-aged specimen (c), ECAP + 170oC, 180 min post-aged specimen (d), and inverse fast Fouier transform (IFFT) map of lattice fringe at the black box in Fig.5a (b) (The ellipses show examples of dislocation dipoles. The black circles mark interstitial loops and the white circles mark vacancy loops)

依據(jù)上述實(shí)驗(yàn)結(jié)果分析，得到合金不同狀態(tài)微觀結(jié)構(gòu)和時(shí)效析出相的演變示意圖。如圖6a所示，固溶態(tài)時(shí)合金中第二相幾乎全部融入基體內(nèi)，且合金中位錯(cuò)密度很低。與固溶態(tài)相比(圖6a)，ECAP后合金中位錯(cuò)密度迅速增加(見表1、圖5a和b)，晶粒尺寸明顯減小(見表1和圖3a~c)。合金在ECAP過程中同時(shí)存在3種時(shí)效析出相：(1) 由ECAP動(dòng)態(tài)時(shí)效作用[14,15]而析出的動(dòng)態(tài)時(shí)效相(見圖6b中紅色析出相)；(2) 動(dòng)態(tài)時(shí)效相在ECAP的作用下發(fā)生破碎[15]而形成的析出相(見圖6b中藍(lán)色析出相)，部分破碎的時(shí)效析出相重新融入基體形成新的過飽和固溶體[14,15,26]；(3) 因時(shí)效析出相重新融入基體形成的新的過飽和固溶體在ECAP過程中將再次析出，即產(chǎn)生再析出相(見圖6b中粉紅色析出相)。圖6c為合金ECAP后高溫時(shí)效微觀結(jié)構(gòu)示意圖。與ECAP態(tài)相比(圖6b)，高溫時(shí)效態(tài)合金中位錯(cuò)密度迅速減少，晶粒尺寸有所長大(見表1)；上述過飽和固溶體在高溫時(shí)效過程中析出較細(xì)小的時(shí)效析出相(見圖6b中細(xì)小粉紅色析出相)，同時(shí)，ECAP態(tài)中存在的時(shí)效析出相經(jīng)高溫時(shí)效后繼續(xù)長大形成較粗大的時(shí)效析出相(見圖6b中粗大粉紅色析出相)，即ECAP高溫時(shí)效后合金中既有粗大時(shí)效析出相又有細(xì)小時(shí)效析出相(圖5d)。圖6d為合金ECAP后低溫時(shí)效微觀結(jié)構(gòu)示意圖。與ECAP態(tài)相比(圖6b)，低溫時(shí)效態(tài)合金中位錯(cuò)密度和晶粒尺寸基本不變(見表1和圖3)；在低溫時(shí)效過程中，上述過飽和固溶體同樣會(huì)析出較細(xì)小的析出相，而原ECAP態(tài)可能存在的上述3種時(shí)效析出相的尺寸則基本保持不變，即ECAP后低溫時(shí)效不會(huì)引起原ECAP態(tài)存在的時(shí)效析出相明顯長大(見圖4b~e和圖5c)，ECAP低溫時(shí)效后合金中的時(shí)效析出相均為較細(xì)小的時(shí)效析出相(見圖6d中細(xì)小粉紅色析出相)。

圖6

圖6不同狀態(tài)下合金內(nèi)部析出的演變示意圖

Fig.6Schematics of the evolution of the internal precipitation of the alloy in different states

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(a) solid-solution treatment (SST) (b) ECAPed

(c) high temperature (> 110oC) post-aging after ECAP (d) low temperature (< 80oC) post-aging after ECAP

3.2強(qiáng)化機(jī)制

拉伸實(shí)驗(yàn)表明，6061鋁合金經(jīng)過ECAP和后時(shí)效處理后的力學(xué)性能明顯高于未處理合金。變形合金所涉及的強(qiáng)化機(jī)制包括固溶強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化和析出強(qiáng)化。假設(shè)它們對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)都是獨(dú)立的，并且來自不同強(qiáng)化機(jī)制的貢獻(xiàn)通常被認(rèn)為是可相加，則本工作納米結(jié)構(gòu)鋁合金的總強(qiáng)度可用下式來估算[27,28]：

式中，σ0.2是總屈服強(qiáng)度；M是Taylor因子，通常為3；σo是摩擦應(yīng)力；σss是固溶強(qiáng)化對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)；σgs是細(xì)晶強(qiáng)化對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)；σρ是位錯(cuò)強(qiáng)化對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)；σprec是6061鋁合金ECAP和后時(shí)效所產(chǎn)生的析出強(qiáng)化對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)。考慮到其他強(qiáng)化機(jī)制會(huì)增加鋁合金中的摩擦應(yīng)力，因此ECAP合金的摩擦應(yīng)力取為純Al的摩擦應(yīng)力(約10 MPa)[29]。合金的固溶強(qiáng)化與晶格參數(shù)有關(guān)。本工作中，晶格參數(shù)的波動(dòng)范圍在0.017%~0.208%之間，可以忽略固溶強(qiáng)化。

如圖1和表1所示，尺寸較小的晶粒表明更多的晶界或亞晶界而有助于強(qiáng)化，σgs可用Hall-Petch公式描述[29]：

其中，σ1為純Al的屈服應(yīng)力(20 MPa)，K為一個(gè)正的屈服常數(shù)，d為平均晶粒尺寸(參見表1DXRD)。K通常與晶界位錯(cuò)堆積的應(yīng)力強(qiáng)度有關(guān)，一般取值為K= 0.06~0.09 MPa·m1/2，與純納米晶Al的估計(jì)值一致[30]。本工作ECAP鋁合金中的K值取為0.040 MPa·m1/2，與高純Al[31]相同。

如表2所示，在后時(shí)效過程中位錯(cuò)密度會(huì)顯著降低，可見位錯(cuò)強(qiáng)化仍然是合金最重要的強(qiáng)化機(jī)制之一。σρ通常由Tayler公式計(jì)算[32]：

式中，α是常數(shù)(α= 0.3)，G是剪切模量(對于鋁合金而言，G= 26 GPa)，b= 0.286 nm，ρ值見表1。

表2ECAP后時(shí)效合金中各強(qiáng)化機(jī)制對合金總強(qiáng)度的貢獻(xiàn)及所占比例

Table 2Contributions and proportions of strengthening mechanisms to the strength of the post-aging alloy

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圖7

圖7國內(nèi)外Al-Mg-Si鋁合金屈服強(qiáng)度-延伸率綜合對比[10,13,27,34~42]

Fig.7Comprehensive comparisons of yield strength and uniform elongation of Al-Mg-Si alloys[10,13,27,34-42]

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4結(jié)論

(1) ECAP后試樣的平均晶粒尺寸為210 nm，位錯(cuò)密度為9.19 × 1014m-2。隨著時(shí)效溫度和時(shí)間的增加，晶粒尺寸不斷增大，位錯(cuò)密度不斷減小，微應(yīng)變不斷變小。

(2) ECAP后合金低溫短時(shí)后時(shí)效性能達(dá)到最高，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和均勻伸長率分別為514 MPa、483 MPa和15.1%。

(3) 兩道次ECAP + 80℃、20 min低溫后時(shí)效合金的平均晶粒尺寸為278 nm，基體中彌散分布著細(xì)小的針狀β''、L相和Q'相納米級(jí)析出物。

(4) ECAP低溫后時(shí)效合金的高強(qiáng)度和高韌性與細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化和納米析出相強(qiáng)化有關(guān)。

(5) ECAP在基體中引入的大量位錯(cuò)促進(jìn)了析出相的形核，加速了時(shí)效過程中的析出動(dòng)力學(xué)。

(6) 與ECAP態(tài)相比，低溫后時(shí)效合金中的位錯(cuò)密度和晶粒尺寸基本不變，且時(shí)效析出相均較為細(xì)??；相反，高溫后時(shí)效合金中位錯(cuò)密度迅速減小，晶粒尺寸有所長大，既有粗大時(shí)效析出相又有細(xì)小時(shí)效析出相。