不同时间固溶后6061铝合金中厚板的组织、性能及表面残余应力

李美春，邓运来，唐建国，万 里，张新明

（中南大学1.材料科学与工程学院，长沙 410083；2.有色金属材料科学与工程教育部重点实验室，长沙 410012）

0 引 言

6061铝合金是可热处理强化的中高强度铝合金，具有良好的机械加工性能和抗腐蚀能力，广泛应用于要求具有一定强度和高抗蚀能力的各种结构件中，如汽车、船舶、轨道车辆等的结构件［1］。改进铸造、轧制及热处理等工艺是提高该合金综合性能的主要途径。固溶和时效热处理是提高力学性能的主要手段，但是合金在固溶时的淬火过程中会产生较大的残余应力［2－3］，残余应力的存在会极大地影响板材的加工性能、疲劳寿命以及耐蚀性能等［4］。目前，消减残余应力的主要方法有机械法和热处理方法［5－7］。机械法在工程实际应用中需要较高的成本。因此，对于6061铝合金，研究合适的热处理工艺在提高其力学性能的同时降低残余应力具有重要的理论和实际意义。

目前国内外对铝合金板材的变形过程、热处理过程、显微组织及性能之间的关系做了大量的研究［8－10］，对铝合金厚板淬火残余应力的相关研究报道也很多［5，11］，但大部分文献对中厚板残余应力的研究都从宏观角度出发，很少有人研究材料显微组织与淬火残余应力之间的关系。研究表明铝镁硅合金在固溶热处理过程中会发生显著的再结晶［12］，再结晶过程中织构有可能发生改变，而织构的改变意味着材料的性能将发生改变。为此，作者以22mm厚的6061铝合金热轧中厚板为研究对象，研究了不同时间固溶处理后板材的组织、性能与表面残余应力，并计算Schmidt因子，从晶体学织构的角度定性解释了淬火残余应力差异的原因。

1 试样制备与试验方法

试验材料为中国精美铝业公司提供的厚度为22mm的6061铝合金热轧板。合金的化学成分如表1所示，热轧总变形量为95%。为了减小固溶后淬火工艺对残余应力及性能的影响，取3块尺寸为500mm×400mm×22mm的试样在盐浴炉中加热到530℃后固溶保温2h时，再放入另外3块相同尺寸的试样，继续加热保温2h后再淬入室温水中，淬火转移时间小于5s，淬火后水温不高于50℃。热轧态试样标为HR，固溶保温2h和4h的试样分别记为S1、S2，将固溶试样在180℃下进行16h时效处理，分别记为A1、A2。

表1 6061铝合金热轧板的化学成分（质量分数）Tab.1 Chemical composition of 6061 Al alloy hot rolled plate（mass） %

采用盲孔法测试试样的表面残余应力，选取中厚板对角线上1/4，1/2，3/4处的三个点为残余应力测试点，取三组试样的平均值；将试样制成半径为5mm的圆柱试样，在Instrong 8032型万能材料力学试验机上以2mm·min－1的速度测试拉伸性能；用HV-5型小负荷维氏硬度计进行硬度测试，载荷为29.4N，保载时间15s；在热轧、固溶和时效态板材的表层和心部（1/2厚度处）取金相试样，尺寸为10mm×10mm×2mm，经粗磨、细磨、抛光后用体积分数为40%HF溶液浸蚀，在XJP-6A型光学显微镜下观察显微组织；在试样S1、S2、A1、A2的表层和中部分别切取薄片制备透射电镜试样，先预磨成厚约0.08mm的薄片，再冲成直径3mm圆片后进行双喷减薄，电解液为25%HNO3＋75%CH3OH，采用液氮冷却，温度控制在－20℃以下，在Tecnai G220型透射电镜上进行微细结构分析，加速电压为200kV，并对组织中的粒子进行能谱分析；织构分析在金相试样上采用Brucker D8Discovery型X射线仪测｛111｝、｛200｝、｛220｝、｛113｝4个不完全极图，运用球谐函数级数展开法求取向分布函数（ODF）［13］，采用PSO 织构组分法计算织构体积分数及真 ODF［14］。

2 试验结果与讨论

2.1 热轧板的组织与织构

从图1可以看出，热轧板中的再结晶现象不明显，表层和心部的组织有较大差异，表层组织模糊混乱，晶界不清晰；而心部为典型的变形组织，晶界较清晰。由图2可知，热轧板中存在粗大的板条状粒子，且表层中粗大粒子尺寸和数目明显大于心部的。经能谱分析，该粒子为含铬、锰和铁的β化合物相。

图1 热轧试样OM形貌Fig.1 The OMmorphology of hot-rolled specimen（a）surface and（b）core

从图3中可见，表层的织构与心部的差异较大。表层的比较散乱，而心部从 Goss（｛110｝〈001〉）至B（｛011｝〈112〉）到反 Goss（｛011｝〈011〉）的α取向线织构组分明显，为典型的轧制织构；二者的β取向线组分都不明显；除此以外还有少量的旋转立方织构（｛001｝〈110〉）（一种典型的剪切织构），且试样表层的旋转立方织构比心部的略强。

由以上分析可知，该板材在轧制过程中变形不均匀。由于轧辊与轧件之间的摩擦使得板材表面发生了沿轧向的剪切变形，其应变模式为在平锤压缩应变的基础上叠加一个沿轧向的剪切应变，因而表层织构中出现了剪切织构，文献［15－16］也得到相类似的结果。对于中厚板，由于轧辊接触弧长ld与板材平均厚度h的比值比较小，心部几乎不受摩擦力的影响，为典型的平锤压缩变形模式，因此织构表现为典型的轧制织构。从表层到心部剪切应变逐渐减小，因而表层的应变模式复杂，其相应的变形组织也较复杂。

图2 热轧试样的TEM形貌Fig.2 TEMmorphology of hot-rolled specimen：（a）surface and（b）core

2.2 不同时间固溶板的组织与织构

从图4中可以看出，板材在固溶时发生了不同程度的再结晶，与图1热轧时相比再结晶显著。试样S1的表层晶粒大小不均匀，在大量粗大晶粒中间有一些尺寸较小的晶粒，而其心部为类似于变形组织的长条形晶粒。试样S2表层和心部不再呈细长的纤维组织，表层出现了许多边界为曲线的细小晶粒，心部晶粒向等轴晶发展，表明当固溶时间从2h延长到4h，板材再结晶程度增大。

图3 热轧试样的ODF图Fig.3 The ODF of hot-rolled specimen：（a）surface and（b）core

由图5可知，试样S1中存在两种不同形状的粗大粒子，经能谱分析知长宽比较大的为含铬、锰和铁的β化合物相，而近似等轴状粒子为含铁、锰、铬和硅的α相；试样S1表层和心部的化合物相形态和尺寸差异较大，表层β相粗大粒子较多，心部几乎全部为等轴的α相。与图2比较可知，试样S1、S2厚度方向组织中粗大粒子的差异是由于热轧板厚度方向组织的不均匀性导致的。固溶4h后，粗大含铬、锰和铁的β化合物相基本都溶入了基体，α相变化不明显。由此可见，固溶时间的延长促进了厚度方向组织的均匀化。

图4 固溶试样S1和S2的OM形貌Fig.4 OMmorphology of solution specimens（S1，S2）：（a）S1，surface；（b）S1，core；（c）S2，surface and（d）S2，core

图5 固溶试样S1和S2的TEM形貌Fig.5 TEMmorphology of solution specimens（S1，S2）：（a）S1，surface；（b）S1，core；（c）S2，surface and（d）S2，core

图6是试样S1、S2表层和心部的取向分布函数（ODF）的 Cube-RD 和 Cube-ND 取向线、β－取向线（β-fiber）、α－取向线（α-fiber）分析结果。Cube-ND和Cube-RD取向线分别表示了Cube－织构沿轧向转动和沿板法向转动的取向密度f（g）分布情况。从图中可以看出，试样S1中典型再结晶织构｛001｝〈100〉Cube-织构和｛001｝〈110〉旋转立方织构的表层取向密度分别为2.48，2.58，心部取向密度分别为1.88，0.14，差别明显。可知表层再结晶织构取向密度大于心部的；而β－取向线和α－取向线上的｛011｝〈211〉（B-），｛123｝〈634〉（S-），｛112｝〈111〉（C-）和｛011｝〈100〉（G-）等典型变形织构组分的取向密度，心部均强于表层的，即表面再结晶程度大于心部的。试样S2表层和心部｛001｝〈100〉Cube-织构的f（g）分别为0.98，1.02，｛001｝〈110〉旋转立方织构的f（g）均为－0.82，即固溶4h后，材料中的｛001｝〈100〉Cube-织构、｛001｝〈110〉旋转立方织构接近随机织构分布取向密度为1。试样S2的β－取向线和α－取向线上的B-、S-、C-和 G-等典型织构组分的取向密度均强于试样S1的，且表层和心部各织构组分的取向密度差均远小于后者的，即厚度方向上织构分布均匀。

固溶热处理过程中板材中发生了一定程度的再结晶，因此织构有可能发生改变。研究表明［17－18］，无第二相粒子的再结晶主要由立方织构构成，但对含有大量第二相粒子的铝合金，由于第二相粒子促进了再结晶晶核的形成（即PSN效应），再结晶形核机制有所改变，故再结晶织构组分也会发生改变。关于再结晶过程由PSN所控制的铝合金的再结晶织构，Humphreys［19］、Qrsund等［17］采用 X射线极图方法研究了第二相粒子对再结晶织构的影响，结果表明PSN导致随机织构。而Engler［18］等认为PSN机制导致取向密度较高且绕法向旋转一定角度（20°～25°）的Cube-ND立方织构。试样S1和S2表层和心部都有Cube-ND立方织构的存在，试样S1的Cube-ND立方织构的取向密度大于试样S2的，且表层取向密度大于心部的。Cube-ND立方织构的出现表明固溶过程中再结晶的形核机制主要是PSN。

图6 固溶试样S1和S2的ODF取向线分析结果Fig.6 The analysis results of orientation line of the ODF of solution specimens（S1，S2）

2.3 不同时间固溶后中厚板的残余应力与力学性能

由表2可见，试样S2沿轧向的表面残余应力σ1与试样S1相比，平均下降了42.5%，最大下降率为57%；沿横向表面残余应力σ2平均下降22.7%，最大降低率为49.4%。

中厚板表面残余应力处于平面应力状态，应用第四强度理论计算的综合残余应力σr进行评估较为恰当，其计算公式为

计算得出试样S1、S2的表面综合残余应力如表2所示，试样S2表面综合残余应力明显低于S1的。

表2 固溶试样S1和S2的表面残余应力Tab.2 The surface residual stress of solution specimens S1，S2

由表3可看出，固溶时间对中厚板力学性能的影响并不明显，板材轧向力学性能略优于横向的。试样A1、A2的轧向和横向屈服强度均大于300MPa，可知试样S2的残余应力约等于0.2σ0.2。龚海等［20］用裂纹柔度法对铝合金厚板的淬火应力进行了研究，结果表明铝合金厚板残余应力的分布规律与Hossain［21］所研究的结果相符，残余应力表现出外压应力内拉应力的分布特征，残余应力在厚度方向呈M型分布，且压应力绝对值大于拉应力绝对值，即表面残余应力绝对值最大。故内部残余应力小于0.2σ0.2，满足产品的工艺要求，不需要再进行特定的残余应力消减处理。

表3 时效试样A1和A2的力学性能Tab.3 The mechanical properties of aging specimens A1，A2

由图7可知，试样A1、A2硬度沿厚度方向存在一定的差异，心部硬度大于表层硬度。相对于试样A2，试样A1的表层硬度略高，心部硬度略低。比较硬度随厚度变化的方差可知，试样A2厚度方向硬度较均匀。

图7 时效试样A1和A2沿厚度方向的硬度分布及方差Fig.7 Hardness distribution（a）along the thickness of aging specimens（A1，A2）and their variances（b）

2.4 织构对残余应力的影响

淬火后试样的残余应力主要是由快速冷却过程中热应力产生的不均匀塑性应变造成，由前面分析可知固溶热处理时间主要影响合金的织构与含铁相，其中对织构的影响较大，并且含铁相对塑性变形几乎没有影响，且淬火工艺相同，因此，可认为残余应力的差异主要是由于织构的差异而导致的。

热应力是淬火残余应力产生的原因，因此从热应力入手分析。表层由于冷却速率快，因此以拉应力为主，为了分析问题的方便，假设其为平面应力状态且两主轴方向的应力大小相等，即

式中：σij为淬火过程中所产生的热应力。

同样心部由于冷却速率较慢，以压应力为主，假设其为平面应力状态且两主轴方向的应力大小相等，即

由于在变形的起始阶段，晶粒间的交互作用较小，可采用Sachs模型的假设，即假设各晶粒所承受的应力状态相同，表层所有晶粒的应力状态见式（2），心部所有晶粒的应力状态见式（3）。同时由于淬火热应力所引起的塑性应变非常小，对应塑性变形的起始阶段，为塑性变形的易滑移阶段，单个滑移系参与塑性变形［22］。根据Schmidt定律［23］，分切应力最大的滑移系其滑移面为n＝（n1，n2，n3）、滑移方向为b＝（b1，b2，b3），即为参与塑性变形的滑移系，其Schmidt因子为

多晶体材料的F值为其各织构组分的Fi值按体积分数φi加权平均，即：

分别对试样S1和S2表层和心部织构进行织构体积分数的定量分析和F值的定量分析。试样S1、S2表层和心部的 F 值分别约为0.13，0.21，0.16，0.19。试样S1心部F值最大，表层的F值最小。由式（5）可推知材料屈服强度与F值成反比，故在淬火过程中试样S1心部较容易变形，表层最难发生变形，这会导致淬火快速冷却过程中由热应力产生的塑性应变的不均匀性加剧，而淬火残余应力的产生主要是由快速冷却过程中热应力产生的不均匀塑性应变造成的；故淬火过程中表面会形成较大的残余应力，与试样S1的表层残余应力较大相符合。试样S2表层与心部的F值差异较小，与其厚度方向力学性能较均匀符合。

显然，中厚板淬火残余应力的产生还受到其他众多因素的影响，实际情况远比计算假设复杂得多，但从晶体学织构的角度出发，为淬火残余应力的研究提供了一个新的方向。

3 结 论

（1）固溶保温时间从2h延长到4h，热轧中厚板厚度方向组织和性能更均匀，同时促进了再结晶过程的进行，使得板材织构明显强化。

（2）在平面应力状态下只经过2h固溶后淬火板材心部的Schmidt因子最大，为0.21，因而在淬火过程中最容易发生变形，同时其表层和心部的Schmidt因子差异比经过4h固溶保温处理试样的大；这与试样S1的表层残余应力较大及试样A2厚度方向力学性能更均匀相符合。

（3）采用合适的热处理方法可以在不影响材料性能的前提下，实现降低表面残余应力的目的。

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