1. 引言
6013铝合金在当今世界最先进的铝合金中,以其杰出熔铸性、塑性成形性及焊接性,中等的比强度、良好的抗腐蚀性、上等的损伤容限、优良的热暴露稳定性等一系列性能而备受关注。因为其具有良好的综合性能,在大型民用飞机、军用舰载飞机、轨道交通上具有重大应用前景 [1] 。
有研究表明随Mn含量的增加,Al-Mg-Si系合金中原本粗大的骨骼状AIFeSi相变为颗粒状的AIFeMnSi相,可以抑制再结晶晶粒长大 [2] 。但Jeniski, R.A.等人研究表明当加入Mn元素超过3.5 wt%时,粗大的α-AlFeMSi相比例上升,引起组织脆化 [3] 。现有研究中,薛学功等人通过向6013铝合金中加入四组不同量的Cu元素,发现6013合金的挤压型材,Cu与Al形成的θ相,是低强度硬铝和中强度硬铝中的主要强化相,并且Cu元素的含量与6013合金的耐腐蚀性密切相关 [4] 。在Al-Mg-Si合金中加入Cu还可以提高合金的耐热性能 [5] ,降低合金的淬火敏感性。
国内对6×××系铝合金的合金化和热处理等进行了大量研究,现今6061,6063,6005等合金及其改进型号己经占据了6系合金的80%以上,它们涵盖了抗拉强度180~360 MPa整个范围,但是对于6013合金的研究相对较少 [6] 。本文通过铸锭冶金法制备了不同铜、锰合金元素含量的6013合金,研究了合金元素对6013铝合金拉伸性能的影响,对于充分挖掘材料潜力,开发综合性能优良的6013 铝合金,具有重大意义。
2. 材料及实验方法
2.1. 实验材料
实验用合金的主要化学成分(质量分数,%)如表1所示。合金的冶炼原料为高纯铝(99.99%)、Al-10%Mg中间合金、Al-20%Si中间合金,Al-20%Mn中间合金,Al-50%Cu中间合金。
Table 1. Chemical composition of experimental alloys (mass %)
表1. 实验合金的主要化学成分(%)
2.2. 实验方法
金在石墨坩埚电阻炉中进行熔炼,并在水冷铜模中浇铸成100 mm × 50 mm × 20 mm的铸锭。铸态合金先进行540℃ × 8 h均匀化处理后,再进行四道热轧,五道冷轧,之后进行560℃ × 2 h的固溶处理和151℃ × 8 h + 191℃ × 8 h时效处理。将铸态试样用金相砂纸预磨后进行机械抛光,用0.5%HF酸进行腐蚀。在MR5000型金相显微镜下对腐蚀后的试样进行显微组织观察和分析。拉伸实验在SANS-100KN微型控制电子万能试验机上完成,拉伸速度为1 mm·min−1,每个状态测定3个试样取平均值。
3. 实验结果与分析
3.1. 合金的显微组织
五种合金的显微组织如图1,图2所示。由图1中可以看出,随Mn含量的增加,Mn会代替AIFeSi相中的部分Fe而构成AIFeMnSi相,使原本粗大的骨骼状或汉字形的AIFeSi相变为颗粒状的AIFeMnSi相,这种弥散的颗粒相对合金再结晶中的晶界迁移有阻碍作用。而且随着合金中不可溶结晶相及弥散粒子数量增加,对晶界具有钉扎作用,阻碍再结晶晶粒长大。由图2中可以看出,在Al-Mg-Si合金中添加少量的Cu可以促进合金中强化相粒子的析出以及在时效过程中原子团簇和GP区的形成。这主要是因为Cu和Mg、Si结合在一起,在合金中形成了Cu/Mg/Si复合团簇,这些复合团簇的形成可以作为GP区优先形核的位置,加速形成了细小及高密度的团簇和GP区。Mg原子和Si原子偏聚团附近的这种Cu原子和空位的偏聚,就会为析出相的均匀形核提供有利场所,并加快合金的时效强化过程。
Figure 1. Microstructure of the alloy when Cu content is changed: (a) No.0 alloy; (b) No.1 alloy; (c) No.3 alloy
图1. 合金改变Cu元素含量时显微组织:(a) No.0合金;(b) No.1合金;(c) No.3合金
Figure 2. Microstructure of the alloy when Mn content is changed: (a) No.0 alloy; (b) No.3 alloy; (c) No.4 alloy
图2. 合金改变Mn元素含量时显微组织:(a) No.0合金;(b) No.3合金;(c) No.4合金
3.2. 合金的力学性能
五种合金的力学性能如表2所示。由图3可知,随着铜元素含量上升,屈服强度、抗拉强度及延伸率都得到提高。其中,因为1组中Cu元素含量较少,Mg/Cu比例值较大,形成θ相,θ相的过渡相强化效果较差;Mg/Cu比例值减小时,Cu含量上升,形成S相,强化效果变好;当Mg/Cu > 1.08,如2组时,形成Q + θ相,强化效果最好。
由图4可知,随着锰元素含量上升,屈服强度、抗拉强度及延伸率均出现先上升后下降的趋势。由0组和3组对比可知,在Al-Mg-Si合金中加人一定量的Mn,Mn与Fe可以相互替代,形成多元相,代替β-AlFeSi相中的部分Fe而构成β-AlFeMnSi相,改善β相的生成与生长,使β相由针状向块状、团状a相转变,消除Fe的有害作用。
同时,Mn的加入促进了均匀化处理过程中长针状的β-AlFeMnSi相向粒状的α-AlFeMnSi相转变,改善了合金的性能。另外,这种含Mn的α相弥散颗粒可作为合金时效强化相β’(Mg2Si)的非均匀成核核心,促进β’相的析出,从而强化合金,使合金获得较好的强塑性配合。4#组力学性能较0#组下降是由于Mn热稳定性很高,且在铝基体中的扩散速度很慢,含Mn第二相在固溶处理过程中不能消失,消耗了一部分Si,造成Mg2Si数量明显减少,降低了合金的强度。
Table 2. The mechanical properties of alloys cast ingots
表2. 合金力学性能
(a) (a)
Figure 3. Variation of tensile property with copper content change: (a) Variation of tensile strength and yield strength; (b) Variation of elongation
图3. 铜含量变化时拉伸性能变化:(a) 抗拉强度及屈服强度变化;(b) 伸长率变化
(a) (a)
Figure 4. Variation of tensile property with manganese content change: (a) Variation of tensile strength and yield strength; (b) Variation of elongation
图4. 锰含量变化时拉伸性能变化:(a) 抗拉强度及屈服强度变化;(b) 伸长率变化
4. 结论
随着Mn元素含量增加,6013合金晶粒得到显著细化,在伸长率基本不变的基础上抗拉强度得到提高,但Mn质量分数超过3.5 wt%时会引起组织粗晶脆化,不利于力学性能。
随着Cu元素质量分数由0.9%提高到1.1%,合金的T6态抗拉强度由290 Mpa提高到305.6 MPa,后者伸长率相对于Cu含量较低的合金也提高了10%,材料力学性能得到优化。