预时效_冷轧变形_再时效对6061铝合金微观组织和力学性能的影响_李海_图文

1、第50卷第10期V ol.50No.10pp.1244- 12522014年10月第1244-1252页ACTA METALLURGICA SINICAOct. 2014预时效+冷轧变形+再时效对6061铝合金微观组织和力学性能的影响*李海1,3毛庆忠1王芝秀1,2,3苗芬芬1方必军1宋仁国1,3郑子樵21 常州大学材料科学与工程学院, 常州2131642 中南大学材料科学与工程学院, 长沙4100833 常州大学江苏省材料表面技术重点实验室, 常州213164摘要采用硬度测试、拉伸实验、XRD 分析和TEM 观察等方法, 研究了一种新型形变热处理(预时效+冷轧变形+再时效对时效硬化型铝合金微

2、观组织和力学性能的影响. 结果表明, 这种形变热处理不仅能够大幅度提高6061铝合金强度, 还能使其保持良好塑性. 经过优化处理(180, 2h 欠时效+75%压下量冷轧变形+100, 48h 再时效, 6061铝合金的抗拉强度和屈服强度分别为560和542MPa, 延伸率为8.5%.微观组织观察表明, 合金强度的提高来源于析出强化、位错强化、位错胞强化和高Taylor 因子的综合作用; 相对于冷轧状态, 延伸率的改善则与再时效过程中强化相的再析出和位错的轻微回复有关.关键词铝合金, 形变热处理, 力学性能, 微观组织, 强化机制中图法分类号TG147文献标识码A文章编号0412-1961(2

3、01410-1244-09EFFECT 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 a

4、nd Engineering, Changzhou 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

5、-mail:Lehigh_73Supported by National Basic Research Program of China (No.2005CB623705,National NaturalScience Foundation of China (No.51301027and Natural Science Foundation of the Jiangsu Higher Education Institutions of China (No.14KJB430002Manuscript received 2014-03-12, in revised form 2014-07-26

6、ABSTRACT In order to improve mechanical properties of age-hardenable Al alloys markedly based on the con-ventional processing conditions, a novel thermo-mechanical treatment, which was consisted of pre-ageing, cold-rolling and re-ageing, was proposed in the present work. The effects of the thermo-me

7、chanical treatment on micro-structure evolution and mechanical properties of the 6061Al alloy were investigated further by hardness measure-ment, tensile testing, XRD, TEM and HRTEM. It was shown that both the increased strength and elongation of the*国家重点基础研究发展计划项目2005CB623705, 国家自然科学基金项目51301027及江苏

8、省高校自然科学基金项目14KJB430002资助收到初稿日期:2014-03-12, 收到修改稿日期:2014-07-26作者简介:李海, 男, 1973年生, 副教授DOI:10.11900/0412.1961.2014.00105 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 reductio

9、n of 75%and re-ageing at 100for 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 disloc

10、ation strengthening, dislocation 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

11、 strength-ening precipitates 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时效硬化型铝合金具有低密度、中等强度以

12、及良好的耐蚀性和成形性, 广泛应用于航空航天、轨道交通、汽车制造及建材等行业1,2. 对于金属结构材料来说, 强度和塑性是一对极为重要、但通常又呈现此消彼长趋势的力学性能. 如何实现既大幅度提高强度又不牺牲塑性, 一直是金属结构材料研究领域的热点课题. 金属材料强化机制主要有固溶强化、形变强化(位错强化 、晶界强化和第二相强化. 通常情况下, 时效硬化型铝合金的强度来源于固溶处理和淬火形成的过饱和溶质原子在时效过程中析出相的第二相强化(析出强化 作用, 但由于受到合金元素在铝基体中极限固溶度的限制, 这种强化方法是有限度的. 因此, 要大幅度提高时效硬化型铝合金强度, 有必要在常规析出强化基础

13、上, 进一步引入晶界强化和/或形变强化.近年来, 采用强塑性变形方法将常规微米级晶粒大幅度细化至亚微米、甚至纳米级, 是提高金属材料强度的一条重要途径, 并由此开发出多种强塑性变形工艺. 例如等径挤压(equalchannel angular pressing, ECAP 3,4, 高压扭转(highpressure torsion, HPT 5,6, 累积轧制(accumulativeroll bonding, ARB 7,8及深冷轧制(rollingat cryogenic temperature, Cryorolling 9,10等. 然而, 这些强塑性变形方法存在成型样品尺寸小、工艺步

14、骤繁琐、界面结合差、应变量极大、装备要求高、作业危险性大等缺点, 要真正应用于铝合金大规模工业化生产仍然存在相当大的难度.为了既能大幅度提高时效硬化型铝合金力学性能, 同时又适合大规模工业化生产, 本工作提出了一种新型形变热处理方法:预时效+冷轧变形+再时效. 结果表明, 经过优化处理的6061铝合金, 不仅强度显著高于其常规峰值时效处理, 而且延伸率也能保持在8.5%这一较高水平上; 更为重要的是, 新方法所涉及到的固溶、淬火、时效及冷轧变形均是按照铝合金板材常规生产工艺进行, 因此, 这种新型形变热处理具有良好的工业化应用前景. 本工作研究了新型形变热处理过程中6061铝合金力学性能和微观

15、组织的演变规律, 并讨论了合金强化和韧化机制.1实验方法实验材料为4mm 厚的6061铝合金冷轧板, 主要化学成分(质量分数, %为:Mg 1.0, Si 0.72, Cu 0.2, Fe 0.14, Mn 0.13, Cr 0.09, Ti 0.01, Al 余量. 板材经550, 1h 固溶处理及室温水淬(solutiontreat-ment, ST 后, 立即在180分别预时效2, 8和48h, 分别对应于6061铝合金的欠时效(under-ageing, UA, 峰值时效(peak-ageing,PA 和过时效(over-age-ing, OA. 随后, 将ST, UA, PA 和OA

16、 4种预处理(pre-treatment, PT 板材在室温冷轧至1mm (cold-roll-ing, CR, 对应轧制压下量为75%.值得说明的是, 4种状态板材均未出现明显边裂现象, 这主要归因于6000系铝合金具有优良的塑性成形能力. 最后, 将冷轧板材分别在75, 100和125进行再时效处理(re-ageing,RA.采用HAZ-5型Vickers 硬度计测量形变热处理过程中6061铝合金硬度. 采用电火花线切割技术加工标距为8mm×35mm 的拉伸试样, 利用WDT-030型万能试验机测试拉伸性能, 拉伸速率为2mm/min.拉伸性能为3个平行试样的平均值.利用Tecn

17、ai G 220透射电镜(TEM和JEM-2100高分辨透射电镜(HRTEM进行微观组织观察. 薄膜样品经机械减薄至约100mm, 然后在-20左右的30%HNO3+70%CH3OH 溶液(体积分数 中采用双喷电解抛光而成, 电压约为12V , 电流约为50mA.利用Bruker D8型X 射线衍射仪(XRD,Cu K a进行织构和位错密度分析, 管电压40kV , 管电流40mA. 按Schulz 背反射法扫描出111,200和2203张不完整极图(=080°,=0360°,并通过Bunge 级数展开法获取取向分布函数(orientationdistribution fu

18、nction, ODF, 然后根据分解法, 利用Texture Calc 软件估算出各织构组分的体积分数11.同时, 根据XRD 峰宽化特征, 采用Williamson-Hall 法线性拟合出晶格微应变e和微晶直径d , 进而根据下式估算试样位错密度r12:= (1式中, b 为纯Al 的Burgers 矢量模, 约0.286nm.2实验结果2.1时效硬化行为硬度测试结果表明, ST, UA, PA 和OA 4种预处理状态下, 6061铝合金硬度分别为62, 117, 124和120HV; 经75%压下量冷轧变形, ST+CR,UA+CR, PA+CR和OA+CR4种试样均出现显著的加工硬化现

19、象, 硬度分别增加至136, 148, 146和144HV . 显然, 与对应的PT 试样相比, ST+CR试样的硬度增幅最大(74HV, UA+CR试样其次(31HV, 而PA+CR和OA+CR试样均相对较小, 分别为22和24HV .图1为4种CR 试样的再时效硬化曲线. 可以看出, 随着时效温度升高, 冷轧试样硬度增加. 75再时效时, 除了ST+CR试样存在轻微的时效硬化现象, UA+CR,PA+CR和OA+CR试样硬度均未明显增加(图1a. 100再时效时, 4种CR 试样均出现时效硬化现象, 时效约48h 时达到峰值硬度(图1b. 当再时效温度升高至125时, ST+CR,UA+C

20、R和PA+CR试样硬度逐渐增加, 并于时效约20h 时达到峰值硬度, 但是峰值硬度要略低于100, 48h 再时效试样; 此外, OA+CR试样一直呈现时效软化趋势(图1c. 通常情况下, 6000系铝合金峰值时效温度在170190范围内, 而从图1c 再时效硬化趋势来看, 冷轧变形试样在125时效20h 后开始出现软化现象, 因此, 只有合理降低时效温度才能使变形状态合金获得较好的硬化效果. 2.2拉伸性能图2给出了PT, CR 和RA 3种状态下6061铝合金的拉伸性能. 从图2a 可以看出, 当6061铝合金处于ST 状态时, 试样强度低而延伸率高. 180预时效时, 试样强度增加而延伸

21、率下降, 出现典型时效 ，图1冷轧变形6061铝合金在75, 100和125再时效硬化曲线Fig.1Hardening curves of four cold-rolling 6061Al alloysre-aged at 75(a,100(band 125(c(STsolution treatment, UA under-ageing, PA peak-ageing, OA over-ageing, CR cold-rolling 硬化现象. 经180, 2h 时效, 试样处于UA 状态; 继续时效至8h, 试样达到PA 状态, 此时抗拉强度和屈服强度分别为365和354MPa, 延伸率为1

22、3.6%;进一步时效至48h, 试样强度有所下降, 进入轻微OA 状态.图2b 表明, 经过75%压下量冷轧变形, 4种PT 试样均出现显著加工硬化现象, 抗拉强度和屈服强度均提高到500MPa 以上, 而延伸率则急剧下降至5%以下. 此外, PT 状态对CR 试样强度具有一定影响:UA+CR试样强度最高, 抗拉强度和屈服强度分别为526和517MPa, 而ST+CR试样强度最低, 抗拉 图2形变热处理过程中6061铝合金的拉伸性能Fig.2Tensile properties of 6061Al alloy after the thermo-mechanical treatment of p

23、re-treating (a,cold-rolling (b,re-ageing at 75(c,100(dand 125(efor 48h (sb ultimate tensile strength, sy yield strength, delon-gation强度和屈服强度分别为506和502MPa.图2c 表明, 经过75, 48h 再时效, 除了ST+CR+RA试样强度略有上升, 其他3种RA 试样的强度均未发生明显变化. 100, 48h 再时效后, 4种RA 试样强度均有不同程度提高, 其中, UA+CR+RA试样强度最高, 抗拉强度和屈服强度分别为560和542MPa, 比常规

24、PA 状态分别提高了53%和56%,而且延伸率也从UA+CR试样的4.5%增加至8.5%(图2d. 当125, 48h 再时效处理时, 只有ST+CR+RA和UA+CR+RA试样的强度增加, 而且增加幅度也低于100, 48h 再时效; 另外, PA+CR+RA试样的强度基本保持不变, OA+CR+RA试样的强度略有下降, 但仍能保持在500MPa 以上(图2e. 总的来看, 本工作所提出的新型形变热处理不仅能够大幅度提高6061铝合金强度, 而且还能保持较好的延 伸率, 其中UA+CR+RA这一方法最为有效.2.3TEM 观察图3为ST, UA, PA 和OA 4种PT 状态下基体组织的TE

25、M 和HRTEM 像. 可见, ST 试样中除了少数弥散相之外, 并未观察到析出相(图3a; UA 试样基体出现了球形析出相, 相应的HRTEM 像表明球形析出相是GP 区13(图3b; PA 状态下基体中大多数析出相呈针状, 另有少量析出相呈板条状, HRTEM 分析表明, 针状相和板条相分别为b相和Q相14(图3c; OA 试样基体析出相种类与PA 试样相同, 但是b相数量减少而Q相增加(图3d.图4为UA 和OA 试样经冷轧及再时效后基体组织的TEM 和HRTEM 像. 冷轧变形后, UA+CR试样中位错密度急剧增加, 并且形成了位错胞结构; HRTEM 分析表明, 基体中没有析出相(图

26、4a, 这表图3ST, UA, PA 和OA 4种预处理状态下6061铝合金的微观组织Fig.3Bright-field TEM images of 6061alloys under pre-treatment conditions(aST condition(bUA condition, inset shows the HRTEM image of GP zone(cPA condition, insets show the HRTEM images of Q' (topand b(bottomphases (dOA condition 明UA 试样中的GP 区在冷轧变形过程中重新溶

27、解到基体中, 即发生了所谓的变形诱发溶解现象15. 对于OA+CR试样来说, 尽管冷轧变形同样造成位错密度大幅度增加, 但是基体中仍然残留着Q相(图4b 中椭圆框, 表明在75%压下量冷轧变形还不足以使Q相完全溶解; 与此同时, 基体中未发现b相, 表明b相也发生了变形诱导溶解现象.从图4c 可以看出, 经过100, 48h 再时效, UA+CR+RA试样仍然保留着高密度位错, 表明较低的时效温度不足以使UA+CR试样发生再结晶; 相应的HRTEM 像表明此时基体中重新析出了球形GP 区和针状b相. 对于OA+CR+RA试样来说, 尽管与OA 试样一样, 基体析出相也是由b相和Q相所组成(图4

28、d, 但不同的是, Q相可能是通过混乱的原子排列重新调整而形成的, 而b相则是从变形诱发溶解造成的过饱和固溶体中重新析出形成的. 2.4晶体织构和位错密度冷轧变形通常会造成铝合金的晶体织构类型及其体积分数发生改变. 表1给出了UA, UA+CR和UA+CR+RA(100, 48h 3种试样的织构组分及相应体积分数. 可以看出, UA 试样含有较强的再结晶织构(立方织构001<110>和Goss 织构011<100>,而轧制织构(Cu织构112<111>和黄铜织构011<211>体积分数相对较低. 经75%压下量冷轧变形的UA+CR试样, 再结晶织

29、构中立方织构含量大幅降低, 而Goss 织构基本不变; 轧制织构中铜织构和黄铜织构含量增加, 并且出现了S 织构123<634>.从表1还可以看出, UA+CR+RA试样织构组分和体积分数均与UA+CR试样类似, 这是因为较低的再时效温度不足以造成CR 试样发生再结晶而改变晶体取向(图4a. 此外, 还需指出的是, 对于ST, PA 和OA 试样及其相应的CR 和RA 状态, 织构组分和体积分数的变化规律均与UA 状态非常相似, 表明PT 状态对织构的影响不大.根据所测得的织构组分及相应的体积分数和Taylor 因子, 可以按照混合法则来估算出试样平均第 10 期 李 海等: 预时

30、效+冷轧变形+再时效对 6061 铝合金微观组织和力学性能的影响 1249 图 4 UA+CR 和 OA+CR 及其 100 , 48 h 再时效 4 种状态下 6061 铝合金的微观组织 Fig.4 Microstructures of 6061 alloys under 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 th

31、e 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 种试样的织构组分、 体积分数及平均 Taylor 因子 Table 1 The texture components and corresponding volume fractions (% and average Taylor factor MA of the 6061 alloys subjected to UA

32、, 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 23.0 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 分别为不同织构的体积分数及其 Taylor 因子. 将表 1 中各织构组分的体积分数及其 Taylor 因子 代入式 (2, 从而估算出 UA, UA

33、+CR 和 UA+ 16 M A = f i M i UA+CR, PA+CR 和 OA+CR 试样中的位错密度分别 (2 增加至 3.5×1014, 4.4×1014, 4.2×1014 和 3.9×1014 m- 2. 显 然, CR 试样的位错密度与 PT 状态存在一定关系. 其 中, UA+CR 试样位错密度最高. 4 种 CR 试样经过 100 , 48 h 再时效后, 基体位错密度均有所降低, ST+CR+RA, UA+CR+RA, PA+CR+RA 和 OA+CR+ RA 试 样 位 错 密 度 分 别 为 3.4×1014, 4

34、.1×1014, 4.0× 1014 和 3.7×1014 m-2. 其中 , UA+CR+RA 试样位错密 度最高. CR+RA (100 , 48 h 试样的 MA 分别约为 2.6, 3.1 和 3.1, 也列于表 1 中. 显然, 新型形变热处理能够获 得更高的平均 Taylor 因子. 4 种 PT 状态 6061 铝合金经冷轧变形后, ST+CR, 1250 金 属 学 报 第 50 卷 3 分析与讨论 6061 铝合金属于时效硬化型变形铝合金. ST 状 态下, 试样强度主要来源于 Cu, Si 和 Mg 等过饱和溶 质原子的固溶强化作用, 通常强度

35、低而塑性高. 人 工时效时, 过饱和溶质原子逐渐析出, 此时试样强 度取决于析出相的性质、 形貌、 尺寸及数量等特征 参数 . 对于含 Cu 的 6000 系铝合金来说, 时效析出 17 此, 75 再时效时, ST+CR+RA 试样可以通过析出 GPI 区产生时效硬化, 而 UA+CR+RA, PA+CR+RA 和 OA+CR+RA 试样无法析出 GPI 区, 所以时效硬化 现象不明显. 100 和 125 再时效时, UA+CR, PA+ CR 和 OA+CR 3 种试样中变形诱发溶解形成的过饱 和溶质原子能够以富溶质 GPII 区或高阶的 b, Q相 形式析出, 所以均出现时效硬化现象(

36、图 1b 和 c. (2 CR 试样的时效硬化响应速度加快. 从图 1 可以看 出, CR 试样进行 100 和 125 再时效时, 分别经过 48 和 20 h 即可达到峰值硬化状态. 这是因为冷轧变 形产生的高密度位错作为短路扩散通道, 加快强化 相的时效析出和长大. (3 位错密度略有下降而织 构类型和体积分数不变. 尽管 CR 试样存在回复和 再结晶倾向, 然而, 较低的再时效温度以及析出相 的钉扎作用使得 RA 试样只发生轻微回复而未再 结晶, 因此, RA 试样的织构类型和体积分数几乎不 改变. 通常, 时效硬化型铝合金屈服强度 sy 可用下式 估算 : 25 1/2 2 y =

37、gb + M A 0 + c +( d + 2 p b b + Q b +Q . GP 区和 b 相均为共格相, 但 b 相产生的基体畸变程度大于 GP 区, 强化效果也 更高, 是 6000 系铝合金中最重要的强化相 19. Q 相 是 OA 状态的主要析出相, 与基体半共格, 强化效果 低于 b 相 20. TEM 和 HRTEM 分析表明, UA, PA 和 OA 试样中析出相分别是 GP 区, b+少量 Q和 b+较 多 Q( 图 3. 以上时效析出特征反映了不同 PT 试样 强度的差异(图 2a. ST, UA, PA 和 OA 4 种 PT 试样经 75%压下量冷 轧变形后, 微观

38、组织发生了变化. (1 位错密度大幅 度增加并形成位错胞结构 ( 图 4a. 随着 PT 状态改 变, 冷轧变形过程中析出相与滑移位错的交互作用 方式和程度发生变化, 从而产生不同的位错密度和 加工硬化效果 ( 图 2b. (2 变形诱发析出相溶解. 冷 轧变形过程中, 共格 GP 区和 b 相以剪切机制与滑 移位错发生交互作用, 尺寸逐渐减小、 界面能增加 和热稳定性下降, 最终重新溶解并形成高度变形的 过饱和固溶体 21,22 ( 图 4a 中 HRTEM 像; 对于半共 格 Q'相来说, 滑移位错以绕过机制与其发生交互作 用, 难以发生变形诱发溶解而残留在基体中(图 4b. 结合

39、 4 种 PT 试样的析出特征 ( 图 3, 可以推断出不 同 PT+CR 试样中过饱和溶质浓度 w ( 质量分数 具 有如下关系: w(ST+CR=w(UA+CR>w(PA+CR>w(OA+CR. (3 轧制 织构组分及其体积分数增加, 而再结晶织构体积分 数减少, 由此造成 CR 试样平均 Taylor 因子的提高 (表 1. 当 CR 试样再时效时, 微观组织和性能均发生 变化. (1 试样再时效硬化行为随着温度升高而改 变. 从硬化曲线来看, 当温度为 75 时, 只有 ST+ CR 试样出现较明显的时效硬化趋势(图 1a. 这主要 与 GP 区 的 析 出 行 为 有 关

40、 23. 当 时 效 温 度 低 于 100 时, 基体通常只析出富空位 GPI 区, 而高于 100 时效时, 基体同时析出 GPI 区和富溶质 GPII 区24. 由于预时效造成过饱和空位湮灭, 冷轧变形后 只有 ST+CR 试样含有较高浓度的过饱和空位. 因 18 序列通常为 过饱和固溶体 GP 区 (GPI, GPII (3 式中, t0 是 Al 的内摩擦力, 约 10 MPa ; Dsgb 为晶界 26 强化, 取决于晶粒尺寸, 但对于基体存在尺度更小 位错胞的变形状态合金来说, 晶界强化贡献取决于 位错胞尺寸27,28; d 为位错强化, 取决于位错密度; p 为析出强化, 取决

41、于析出相特征参数; Dtc 为固 溶强化, 取决于溶质原子种类和含量. 当试样处于 峰值时效状态时, 溶质原子绝大部分已析出, Dtc 可 以忽略不计. 因此, 式(3可以简化成下式: 1/2 2 y = gb + M A 0 +( d + 2 p (4 以常规 PA 和 UA+CR+RA (100 , 48 h 2 种状 态为例, 通过比较不同强化机制的贡献, 来定性说 明新型形变热处理提高 6061 铝合金强度的原因. 对 常在几十微米左右, 而形变热处理后位错胞尺寸保 于 gb , PA 试样经过固溶和时效处理, 晶粒尺寸通 持在 1 mm 以下 ( 图 4a, 所以 UA+CR+RA

42、试样的位 d , 由于 PA 试样经历了高温固溶和时效处理, 位 错 胞 强 化 要 高 于 常 规 PA 试 样 的 晶 界 强 化; 对 于 RA 试样只发生轻微回复, 位错密度要远高于 PA 试 错密度很低 ( 图 3c, 通常不考虑 d , 而 UA+CR+ 样(图 4a, 所以其 d 要高于 PA 试样; 对于 p , PA 密度强化相, 可以认为二者 p 相近; 此外, 考虑到 试样 ( 图 3c 和 UA+CR+RA 试样 ( 图 4a 均析出了高 第 10 期 李 海等: 预时效+冷轧变形+再时效对 6061 铝合金微观组织和力学性能的影响 1251 试样宏观屈服强度为临界剪切

43、屈服应力与平均 Taylor 因子之积, 试样平均 Taylor 因子也是影响屈服强 度的重要因素. 从表 1 可以看出, UA+CR+RA 试样 的平均 Taylor 因子(3.1高于 PA 试样(2.6. 这里, UA 和 PA 试样经历了相同的固溶处理, 可以认为具有相 同的平均 Taylor 因子. 从式 (4 可以看出, 试样平均 Taylor 因子的增加将综合提高 t0, d 和 p 的强化 度主要取决于析出强化、 较弱的晶界强化以及较低 的平均 Taylor 因子. 相比之下, 新型形变热处理试 样除了析出强化, 附加引入了位错强化、 位错胞强 化以及更高的平均 Taylor 因

44、子, 从而大幅度提高试 样强度. 此 外 , 不 同 PT 状 态 对 RA 试 样 强 度 也 有 影 响 ( 图 2. 以 100 , 48 h 再 时 效 为 例 , 4 种 RA 试 样 中 UA+CR+RA 试 样 强 度 最 高 ( 图 2d. 一 方 面 , UA+CR+RA 试 样 位 错 密 度 最 高 , 位 错 强 化 效 果 也 最 大 ; 另 一方面 , 更高的过饱和溶质浓度 (w(UA+CR>w(PA+CR>w(OA+CR 使得 UA+CR+RA 试样析出 强 化 要 高 于 PA+CR+RA 和 OA+CR+RA 试 样 ; 尽 管 w(ST+CR=w

45、(UA+CR, 但是 ST+CR 试样中高浓度过饱 和空位会促进溶质原子扩散至位错上择优析出 和长大 , 导致 ST+CR+RA 试样析出强化低于 UA+ CR+RA 试 样 . 因 此 , UA+CR+RA 试 样 在 4 种 RA 试样中强度最高. 从图 2 还可以看出, 与 CR 试样相比, RA 试样延 伸率均得到一定程度恢复. 延伸率与拉伸变形过程 中试样位错累积能力有关. 冷轧变形造成试样位错 密度基本达到饱和, 在拉伸变形过程中难以继续累 积位错, 造成 CR 试样延伸率普遍较低(图 2b. 然而, 当 CR 试样进行 100 , 48 h 再时效, 一方面, 轻微 回复造成位错

46、密度有所降低; 另一方面, 变形诱发 溶解形成的过饱和溶质原子重新析出强化相(图 4c 和 d 中 HRTEM 像. 这 2 点都能提高拉伸变形过程 中试样累积位错能力 , 从而改善 RA 试样延伸率. 29 T6 状态分别提高约 53% 和 56%; 同时, 延伸率保持 在 8.5%这一较高水平上. (2 6061 铝合金强度提高归因于新型形变热处 理综合了析出强化、 位错强化、 位错胞强化以及较 高平均 Taylor 因子等多种强化机制. (3 6061 铝 合 金 延 伸 率 改 善 与 再 时 效 过 程 中强化相再析出和位错轻微回复有关, 二者均 有 利 于 改 善 试 样 在 拉

47、伸 变 形 过 程 中的位错累积 能力. (4 常温冷轧变形能够诱发析出相溶解, 由此 形成过饱和固溶体并在再时效过程中继续析出强 化相. 参考文献 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 C, Hu C, Huang C X. Acta Metall Sin, 2012; 48: 164 ( 杨沐鑫, 杨 钢, 刘正东, 王 昌, 胡 超, 黄崇湘. 金属学报,

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