随着各国对节能和减排的不断重视, 汽车轻量化用铝合金已经成为汽车领域研究的热点之一^[1]. 目前研究较多的车身用铝合金主要包括Al-Cu, Al-Mg和Al-Mg-Si系合金, 其中Al-Cu系合金由于Cu元素较高而具有较低的抗腐蚀性能, Al-Mg系合金由于存在Lüders线和"桔皮"现象等问题, 仅能被用于车身内板的生产^[2~5]. 相比而言, Al-Mg-Si系合金因具有强度适中,冲压成形性能好,耐蚀性好,容易涂装着色以及优异的烤漆硬化等特性^[6~8], 已被各大汽车生产厂家用于车身外板的生产. 虽然大量研究^[1,7~9]表明, 通过优化合金成分,热加工工艺以及预时效工艺等, 该系合金可以兼具有较好的冲压成形性能和烤漆硬化性能, 但是随着其在汽车上应用数量的不断增加以及外板弯边后与内板连接的特殊性, 该系合金板材弯边性能的调控与提高也越来越受到重视.

已有研究表明, Al-Mg-Si系合金板材的弯边性能受很多因素影响, 其中合金成分,组织特征以及织构组分和含量等的影响最为显著. 文献[10~13]研究表明, 随着Si含量的增加, 合金的屈服强度升高, 弯曲性能下降; 而文献[14]却发现, 合金含有1.0%Si(质量分数)时, 其弯曲性能反而比含有0.9%Si合金要好. 其原因主要是由于含Si量高的合金, 其所形成的强化相体积分数还受Mg含量影响, 即使合金中Si含量较低, 当Mg含量增加时合金基体内形成的强化相同样可能会较多, 从而降低合金的弯曲性能. 此外, Castany等^[15]研究了固溶处理后淬火速率对AA6016铝合金弯边性能的影响后发现, 裂纹源萌生与淬火速率无关, 但是较慢的淬火速率更有利于细长Si粒子的形成, 进而会影响微观空隙的分布以及裂纹的扩展. 当然, 除了Si粒子外, 其它粒子的存在也会影响合金的弯边性能. Daridkov等^[14]就认为, 晶界处形成的大量微米级Mg₂Si粒子会弱化晶界而使得AA6016合金弯曲时发生断裂. 断裂原因主要是由于Mg₂Si粒子的形成会耗尽晶界周围溶质元素进而降低晶界及其附近区域强度, 从而增加晶界开裂倾向性而降低弯曲性能.

除了上述Mg₂Si和Si粒子外, 富Fe相粒子也是Al-Mg-Si-Cu系合金中常见的粒子^[16~19], 如α-AlFeSi和β-AlFeSi. 如果这些富Fe相粒子尺寸较大, 同样会由于诱发裂纹萌生而降低合金的冲压成形性能, 但是已有研究结果^[14]表明其对弯边性能的恶化作用明显弱于晶界分布的Mg₂Si粒子. 此外, 虽然文献[20]中通过充分利用合金基体内分布的不同尺寸粒子(如Mg₂Si, Al₁₅Mn₃Si₂和β-Al(Fe, Mn)Si富Fe相)可以有效改善合金的织构组分进而提高合金板材的冲压成形性能, 但是目前有关不同浓度富Fe相粒子影响Al-Mg-Si-Cu系合金弯边性能的系统研究仍属空白. 因此, 本工作设计开发了几种含有不同浓度富Fe相的Al-Mg-Si-Cu系合金, 并对富Fe相粒子分布情况及其对合金板材弯边性能的影响和相关机理进行了系统研究. 以期为汽车轻量化用Al-Mg-Si系合金的开发提供指导.

1 实验方法

实验用Al-Mg-Si-Cu系合金成分设计如表1所示. 所用材料为99.99%的高纯Al, 工业纯Mg, 以及Al-10%Mn, Al-20%Fe, Al-20%Si, Al-50%Cu, 晶粒细化剂Al-5%Ti-1%B (质量分数)等中间合金. 将材料按一定顺序放入SG²-12-10型电阻坩埚井式加热炉中熔化, 然后将合金熔体浇入水冷钢模中成形, 钢模尺寸为180 mm×110 mm×90 mm. 随后对铸锭进行切头铣面, 经485 ℃, 3 h+555 ℃, 16 h双级均匀化处理后进行热轧变形, 开轧温度550 ℃, 终轧温度低于300 ℃, 终轧厚度为4 mm; 然后经400 ℃中间退火1 h后冷轧至1 mm. 冷轧样品经555 ℃盐浴固溶处理2 min和80 ℃预时效处理12 h后, 室温放置14 d (T4P态), 随后对其进行不同方向弯边性能和拉伸实验测量.

弯曲性能通常定义为r_min/t (其中, r_min是试样弯曲至180°时不出现裂纹的最小弯曲半径, t是弯曲试样的厚度). 实验方法采用的是美国标准(ASTM E290)中的半导向弯曲实验(semi-guided bend test), 样品切取方式及实验装置示意图如图1所示, 图中的弯曲压头高为80 mm, 宽为40 mm, 厚度为2 mm, 即压头的弯曲半径r为1 mm. 弯曲试样为20 mm×70 mm的矩形, 厚度为1 mm, 分别沿轧向和横向取样, 在弯曲半径相同的压头下弯曲至180°. 拉伸实验在MTS810电液伺服材料试验机上进行, 拉伸速度为3 mm/min, 拉伸试样规格按照GB3076-82标准分别沿轧向和横向取样. 合金显微组织观察在Axio Imager A2金相显微镜(OM)上进行, 试样制备采用标准的金相制备方法, 采用Keller试剂(H₂O∶HF∶HCl∶HNO₃=95∶1∶1.5∶2.5, 体积比)进行腐蚀. 拉伸断口观察在配有能谱仪(EDS)的SUPRA 55扫描电镜(SEM)上进行. 透射实验在G2 F30 S-TWIN场发射透射电子显微镜(TEM)上进行, 样品制备采用机械减薄后双喷电解减薄(双喷液成分为H₂NO₃∶CH₃OH=1∶2, 体积比)获得, 电解电压为20 V, 温度在-20 ℃以下.

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图1   弯边试样切取方法及半导弯边实验示意图

Fig.1   Schematics of cutting way of bending sample(a) and semi-guided bend test (b) (1--clamp, 2--former, t--thickness of test piece, r--radius of the former)

2 实验结果与讨论

2.1 固溶态组织

图2示出了几种固溶淬火态Al-Mg-Si-Cu系合金的SEM像及EDS分析. 由图可以看出, 随着溶质元素含量的增加, 合金基体内分布的粒子浓度和分布状态均发生了变化. 固溶淬火态No.1合金基体内基本观察不到粒子(图2a和d); No.2合金基体内分布的白色粒子浓度略有升高, 且呈均匀弥散分布状态(图2b和e); 而No.3合金基体内的白色粒子浓度明显增加, 粒子间尺寸差异较大, 部分粒子呈半连续分布状态, 且部分粗大粒子间还可观察到微裂纹(图2c和f). 经EDS分析发现这些白色粒子均为AlFeMnSi富Fe相(图2g和h). 为了更好地分析几种合金基体内粒子的分布情况, 图3示出了固溶态No.1和No.3合金基体内细小粒子的分布情况. 由图可以看出, 2种合金基体内分布的细小粒子均为α-Al₁₉Fe₄MnSi₂相. No.1合金内少量的富Fe相粒子是由于原材料杂质以及熔炼过程引入. 而No.3合金由于添加的Fe, Mn和Si含量较高, 形成的细小粒子数量也明显增多(图3b). 正是由于这些细小粒子与粗大粒子的共同作用, 即粗大粒子可以诱发再结晶形核(PSN效应), 而细小粒子又可以有效阻碍形核后的再结晶晶粒发生长大^[17], 所以最终可以使得固溶态No.3合金具有均匀细小的再结晶组织.

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图2   3种固溶态合金的SEM像和EDS分析

Fig.2   Low (a~c) and high (d~f) magnified SEM images of alloys No.1 (a, d), No.2 (b, e) and No.3 (c, f) in the solution treatment condition and EDS analysis of particle A in Fig.2e (g) and particle B in Fig.2f (h)

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图3   固溶态No.1和No.3合金的TEM像和粒子SAED谱

Fig.3   TEM images of alloys No.1 (a) and No.3 (b) in the solution treatment condition and SAED pattern of particle A in Fig.3b (c)

2.2 弯边形貌

图4示出了几种预时效态合金板材弯曲180°后的外表面形貌. 由图可以看出, 随着合金成分和弯曲方向的变化, 合金外表面质量存在较大差异. 不含Fe的No.1合金无论沿纵向(0°方向)还是沿横向(90°方向)进行弯曲, 其弯边变形后外表面均无裂纹产生, 不过两者外表面粗糙度均有所增加. 当合金基体内含有一定量富Fe相时, No.2合金沿2个方向弯边变形后, 外表面均较为光滑, 且明显优于No.1合金的. 但是当富Fe相浓度进一步增加时, No.3合金沿两个方向弯边变形后, 其外表面质量均发生降低, 且沿横向弯边变形后甚至出现了微裂纹. 由此可见, 随着富Fe相浓度的增加, Al-Mg-Si-Cu系合金的弯边性能先逐渐增加到一定程度后又会发生下降.

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图4   预时效态合金沿不同方向180°弯边变形后的外表面形貌

Fig.4   Surface morphologies of the pre-aged alloy sheets after 180° bending treatment (0°--bending along the longitudinal direction, 90°--bending along the transverse direction)

2.3 弯边显微组织

为了更进一步分析几种合金弯边后外表面质量的差异, 以及裂纹萌生和扩展情况, 图5示出了几种合金弯边后沿垂直于弯曲方向的OM像. 由图可见, No.1合金由于基本不含富Fe相粒子, 其再结晶晶粒较为粗大(图5a), 且不同取向晶粒协调变形能力相差较大, 致使180°弯边变形后外表面出现凹凸不平的粗糙组织, 尤其沿横向弯边后更为严重(图5b). 随着富Fe相浓度增加, 合金再结晶晶粒尺寸明显减小(图5c~f). 这主要是由于不同尺寸粒子对再结晶过程的综合影响作用^[20,21], 使得含有富Fe相的Al-Mg-Si系合金再结晶晶粒尺寸整体较小, 从而使得相邻晶粒协调变形能力增强. 因此, No.2合金沿纵横向弯边变形后均具有优异的外表面质量(图5c和d). 随着富Fe相浓度的进一步增加, No.3合金沿纵向弯边变形效果较好(图5e), 但是沿横向弯边却出现了裂纹(图5f).

为了更好地说明微裂纹的形成机制, 对No.3合金沿纵,横向弯边变形后的样品进行了SEM观察和EDS分析, 如图6所示. 由图可以看出, 沿纵向弯边后外表面比较光滑且无微裂纹产生(图6a); 而沿横向弯边却出现了明显的粗大裂纹和较多不连续分布的微裂纹, 萌生的微裂纹大部分分布在白色粒子间(图6b和c). 对白色粒子进行EDS分析, 确定其是AlFeMnSi富Fe相粒子. 由此可见, 如果富Fe相粒子浓度较高, 且在热加工过程中破碎的粒子间残留有微裂纹或空洞, 很容易沿横向弯边时发生扩展. 也有研究表明铝合金弯边性能除了受再结晶晶粒尺寸,形态和取向影响之外, 在一定程度上还受基体内第二相粒子周围微观空隙的形成,应力集中以及宏观剪切带扩展等方面的影响^[14], 而且其影响程度不容忽视^[22]. 由此可见, 虽然富Fe相粒子较Mg₂Si和Si粒子在提高合金弯边性能方面发挥的积极作用更加明显(如含有一定量Fe的No.2合金), 但是其含量,尺寸,形态以及分布状态也必须进行很好地调控, 否则同样会降低合金板材的弯边性能(如No.3合金沿横向弯边).

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图5   3种合金沿纵横向弯边后的侧表面OM像

Fig.5   OM images of alloys No.1 (a, b), No.2 (c, d) and No.3 (e, f) after bending along the longitudinal (a, c, e) and transverse (b, d, f) directions

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图6   No.3合金沿纵,横向弯边后的SEM像和EDS分析

Fig.6   SEM images of alloy No.3 after bending along longitudinal (a) and transverse (b) directions, high magnification of rectangular area in Fig.6b (c) and EDS analysis of particle A in Fig.6c (d)

2.4 拉伸力学性能

由上述几种合金沿纵横向弯边变形后的组织可以明显看出, 几种合金的弯边性能存在一定差异. Lloyd等^[23]曾指出Al-Mg-Si系合金内溶质元素Fe含量从0.06% (质量分数, 下同)增加至0.31%时, 合金的屈服强度和延伸率均不会有很大变化. Sarkar等^[10]也指出, 将Fe含量增至0.68%, 合金的屈服强度和抗拉强度也仅有微小提高, 延伸率仅下降了0.22%. 但是随着Al-Mg-Si系合金Mg/Si (质量分数比)的变化, 以及由Al, Fe, Mn和Si元素构成的富Fe相浓度变化, 是否会显著影响合金的强度和延伸率, 进而导致其弯边性能出现上述差异, 目前仍无定论. 图7示出了几种合金经T4P处理后沿纵,横向拉伸的应力-应变曲线, 详细的力学性能如表2所示. 由图7和表2可以看出, 随着合金溶质元素浓度的增加, 合金屈服强度和抗拉强度均不断增加. 对于No.1合金, 其纵向延伸率明显高于横向延伸率, 存在一定的各向异性. 随着富Fe相浓度的增加, No.2和No.3合金沿纵,横向的延伸率基本相当, 且并未大幅降低. 这是由于不同浓度富Fe相粒子对合金基体内再结晶组织和织构组分合理调控和优化所致, 如固溶态No.3合金不仅再结晶晶粒细小, 而且织构得到显著弱化^[21].

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图7   预时效态合金沿不同方向拉伸的应力-应变曲线

Fig.7   Stress-strain curves of the pre-aged alloys in the different directions

此外, 表征冲压成形性能好坏的另外2个重要指标----塑性应变比R和应变硬化指数n的高低, 对于分析弯边变形性能同样具有一定的指导意义. 由表2可以看出, 沿纵向R基本均随富Fe相浓度的增加而降低, 而沿横向变化不太明显, 最高值出现在No.2合金; n在2个方向均随富Fe相浓度的增加而不断降低.

2.5 拉伸断口

图8a~d示出了几种合金沿横向拉伸后的SEM断口形貌. 由图8a可以看出, No.1合金断口存在大量的撕裂韧窝, 而且大韧窝周围还分布有比较多的细小韧窝, 说明该合金沿横向拉伸时, 一部分晶粒处于软取向, 而另一部分晶粒处于硬取向, 致使合金拉伸过程中局部区域韧窝撕裂情况出现差异. 当合金含有一定量不同尺寸的富Fe相时(No.2和No.3合金), 由于粗大粒子可以在固溶过程中发挥粒子刺激形核效应(PSN效应), 而小粒子可以阻碍再结晶晶粒长大. 因此, 固溶态No.2和No.3合金的再结晶晶粒尺寸均较为细小(图5d和f). 正是由于合金晶粒尺寸的减小, 使得合金板材拉伸时相邻晶粒能够协调变形并保持较好的延伸率(图7). 不过仔细对比其拉伸断口可发现, 尺寸较大韧窝内仍然分布有富Fe相粒子(图8b), 说明第二相粒子在韧窝断裂中起着重要作用. 一般情况韧窝的大小,深浅和数量取决于材料断裂时夹杂物或者第二相粒子的大小,间距,数量及材料塑性, 如果夹杂物或第二相粒子较多, 材料的塑性较差, 则断口上形成的韧窝尺寸较小且较浅; 反之, 韧窝较大较深; 此外, 如果第二相粒子越大, 裂纹萌生的几率越高^[24,25]. 最后一点对于含有高浓度富Fe相的No.3合金非常明显. 由图8c可以看出, No.3合金沿横向拉断后, 韧窝尺寸明显小于No.1和No.2合金的, 而且由于部分区域富Fe相粒子呈不连续分布状态, 使得部分韧窝呈细长状且相互贯穿, 这些区域是裂纹首先萌生和扩展部位. 此外, 由图8d高倍背散射照片可以更加清楚看出, 韧窝内分布的粗大粒子并非完整粒子, 而是发生了一定程度破碎(其破碎过程大部分是在前期热轧和冷轧过程中由于变形量较大所致). 虽然这些破碎粒子与合金基体结合良好, 但是由于粒子间存在微裂纹以及空洞等缺陷, 无论在拉伸还是弯边变形时会优先产生微裂纹. 不过由于该合金晶粒尺寸较为细小(图5f), 萌生的裂纹在后续变形过程中扩展难度会较大, 最终同样可使得合金具有较高的延伸率(图7). 对于合金板材弯边变形, 由于其变形量远小于拉伸时的最大变形量, 而富Fe相粒子大部分沿轧向分布, 萌生的裂纹沿此方向扩展难度会有所降低. 因此, No.3合金沿横向弯边变形时会在其外表面出现裂纹(图6b). 对这些破碎粒子进行EDS分析可知, 其为AlFeMnSi富Fe相粒子(图8e). 由此可见, 在制备Al-Mg-Si-Cu系合金时, 如果拟利用富Fe相粒子调控合金的组织和性能等, 必须严格控制熔铸和均匀化工艺, 确保富Fe相粒子尺寸较小且能够均匀分布于合金基体内, 尽量避免网状富Fe相粒子的存在. 否则即使热加工过程中可使粗大粒子破碎为小粒子, 当富Fe相浓度较高时同样会对合金弯边性能产生不利影响.

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图8   3种合金沿横向拉伸后的断口SEM像及EDS分析

Fig.8   SEM images of three alloys after tensile fracture in the transverse direction and EDS analysis
(1)No.1 alloy (b) No.2 alloy (c) No.3 alloy
(2)(d) BE-SEM image of No.3 alloy (e) EDS analysis of particle A in Fig.8d

2.6 拉伸后组织

由于Al-Mg-Si系合金弯边性能主要受剪切带的形成情况, 以及基体内粒子种类,尺寸,形态以及分布状态等影响. 因此, 随着富Fe相浓度增加, 其对剪切带的形成应该也会产生重要影响. 虽然根据几种合金弯边后的OM像(图5)未观察到剪切带出现, 但是随着应变量的进一步增加(如拉断后), 合金基体内是否同样不会产生剪切带组织, 还需要验证. 图9示出了几种合金沿纵,横向拉伸断裂后的侧表面OM像. 由图可以看出, No.1合金沿2个方向拉伸后均会出现较大面积的剪切带组织(图9a和d), 说明其弯边变形后出现的粗糙外表面主要是由于产生剪切带的不均匀变形所致. 随着富Fe相浓度的增加, 合金基体内的剪切带面积逐渐减少(如No.3合金基本不存在剪切带), 而且剪切带长度也显著变短(图9b, c, e和f). 由此可见, 一定量的富Fe相粒子对于避免产生剪切带的不均匀变形, 进而抑制板材弯边变形后在外表面出现凹凸不平现象具有积极作用.

除了通过拉伸断裂后的侧表面组织观察可以分析富Fe相粒子对剪切带形成的影响作用之外, 根据拉伸试样断裂前后断口处厚度变化情况, 还可以估测合金板材的弯边性能. 因为研究^[9]表明, 合金弯边性能与拉伸断裂后截面面积减小量(R_a)密切相关, 其中R_a可认为相当于厚度减小量. 而且文献[9]中曾提出R_a与r_min/t之间存在如下经验关系: r_min/t=C/R_a-1(式中, C为常数且C≈0.6~0.7). 根据此关系式, 测量断裂前后的厚度, 取C=0.6, 即可计算得出每个成分合金沿不同方向弯边时的r_min. 由表3中的r_min数据可知, No.2合金的r_min最小, No.3合金沿横向弯曲时r_min最大. 此计算结果基本与几种合金沿不同方向弯边变形后的外表面质量相对应.

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图9   3 种合金沿不同方向拉伸断裂后侧面OM像

Fig 9   OM images of alloys No.1 (a, d), No.2 (b, e) and No.3 (c, f) after tensile fracture in longitudinal (a~c) and transverse(d~f) directions

2.7 弯边变形模型

为了更好地说明不同浓度富Fe相粒子对Al-Mg-Si-Cu系合金弯边变形行为的影响, 根据上述实验结果, 绘制了2种合金板材弯边变形后表面粗糙度增加和微裂纹形成的模型示意图, 如图10所示. 由于合金基体内不含有富Fe相粒子时(如No.1合金), 合金板材在再结晶过程中极容易发生晶粒长大, 而形成具有一定取向的粗大再结晶晶粒. 合金板材内部晶粒, 尤其是部分外表面再结晶晶粒, 在弯边变形过程中必然会沿一定软取向发生滑移而形成剪切带(图10a). 正是由于剪切带的形成, 部分晶粒滑移较多, 而部分晶粒滑移较小, 最终必然会使得合金板材外表面粗糙度增加. 但是当合金基体内含有一定量富Fe相粒子时, 一方面其对合金再结晶织构演化产生重要影响, 织构弱化后相邻晶粒协调变形能力增强; 另一方面富Fe相的存在也会阻碍再结晶晶粒长大, 细小的再结晶晶粒同样有利于合金板材弯边性能的提高(如No.2合金). 但是一旦合金基体分布的粗大富Fe相粒子分布不均匀, 或者粗大粒子周围本身存在一定的空洞或者微裂纹时, 其在弯边变形过程中很容易使得合金基体快速产生微裂纹, 或者在原来的微裂纹基础上进一步快速发生扩展, 尤其沿横向弯边变形时裂纹更容易扩展(图10b), 最终使得合金弯边性能变差(如No.3合金沿横向弯边变形). 由此可见, 如果拟开发含有较高浓度富Fe相的新型Al-Mg-Si-Cu系合金, 必须严格控制合金的熔炼铸造和均匀化工艺, 尽量避免网状粒子的形成, 这一点对于提高该系合金板材的冲压成形性能和弯边性能均具有重要意义.

显示原图| 下载原图ZIP| 生成PPT

图10   不同浓度富Fe 相粒子对合金弯边变形过程影响的模型示意图

Fig 10   Schematics of bending processes for Al-Mg-Si-Cu alloys without Fe-rich particle (a) and with high concentration of Fe-rich particles (b)

3 结论

(1) 随着富Fe相浓度增加, Al-Mg-Si-Cu系合金板材沿纵,横向的弯边性能存在较大差异. 不含富Fe相粒子时, 合金板材沿两个方向弯边变形180°后外表面粗糙度均增加; 而处于中等浓度时, 合金沿两个方向弯边变形后均具有优异的外表面质量; 但是含有高浓度富Fe相粒子时, 合金板材沿横向弯边变形后会在外表面出现微裂纹.

(2) 虽然富Fe相粒子浓度增加对合金板材纵,横向延伸率影响不大, 但是沿横向拉伸后的断口形貌存在较大差异, 含中等浓度富Fe相粒子的合金板材, 其拉伸断口韧窝尺寸较大且较深, 与优异的弯边性能相对应; 而含有高浓度富Fe相的合金板材不仅韧窝变小和变浅, 而且粗大富Fe相粒子间还存在微裂纹, 这是该浓度合金弯边性能较差的主要原因. 此外, 根据拉伸试样断裂前后断口处厚度变化情况, 也可以较好地估测合金板材的弯边性能.

(3) 不含富Fe相的合金板材弯边变形后外表面粗糙度增加与剪切带组织密切相关, 而含有较高浓度富Fe相粒子的合金板材, 其弯边变形后外表面出现的微裂纹与粗大富Fe相粒子的尺寸,形态以及分布状态密切相关. 根据不同浓度富Fe相粒子与合金弯边性能间的定量关系, 提出了合金弯边变形后外表面粗糙度增加和微裂纹形成的模型示意图.

The authors have declared that no competing interests exist.