摘要：通过对试样进行部分水冷淬火处理，在同一试样不同位置进行取样，采用透射电镜分析、维氏硬度测试及室温拉伸实验等方法，研究淬火速率对6016铝合金薄板显微组织及力学性能的影响。研究结果表明：合金淬火速率越高，自然时效过程中晶内析出的Ⅰ型原子团簇越多，从而T4态的硬度及强度也越高；而在欠时效状态下(180 ℃×1 h)，Ⅰ型原子团簇溶解后析出强化相β″，Ⅱ型团簇转化为强化相β″，淬火速率为875.8 ℃/s的材料强化效果最为明显，其他位置试验样品的强化效果则随着淬火速率的降低而降低。当淬火速率为875.8 ℃/s时，材料自然时效14 d后性能仍然稳定，具有良好的塑性及成形性能，其伸长率为36.2%，屈服强度小于140 MPa，应变硬化指数为0.245，人工时效后屈服强度为250.9 MPa，抗拉强度为299 MPa，时效硬化强度为116.7 MPa。
关键词：淬火速率；6016铝合金；自然时效；人工时效；Mg-Si团簇；析出相
6xxx系Al-Mg-Si合金是中等强度铝合金，由于具有良好的成形性能、耐腐蚀性和较好的烤漆强化等特点[1]，在交通运输和建筑行业有广泛应用[2]。该系铝合金有优良的综合性能，现主要应用在车盖、行李箱盖以及车门外覆盖件等[3−4]，被认为是车身板中最具有前景的铝合金材料[5−6]。比如，在北美广泛采用的是6111和6022铝合金，欧洲广泛采用的则是6016铝合金[7]。当6xxx系铝合金应用于汽车车身板时，通常以T4态供货，要求材料有较低的屈服强度(Rp, 0.2＜140 MPa)和较好的伸长率(δ＞24%)，保证合金有较高的成形性能；同时为了确保较好的抗凹性能，要求材料涂装烤漆后Rp, 0.2＞200 MPa[8]。众所周知，材料的力学性能与显微组织有关，特别是与材料中形成的析出相种类、大小及密度有着密不可分的联系。6xxx系铝合金析出序列为SSS—Mg-Si团簇—GP区—β″—β′—β(Mg2Si)[8]。在强化相β″析出之前，Mg-Si团簇及GP区的形成是很复杂的过程。而在实际工业生产过程中，材料在出库到冲压加工成形之前，要经过一定时间的储存以及运输，会有明显的“停放效应”发生，即材料在固溶淬火之后的自然停放中，过饱和固溶体中Mg和Si溶质原子自发形成原子团簇，使得合金强度提升、塑性变差，对材料的冲压成形及烘烤硬化效应产生不利的影响，所以控制时效析出以及抑制自然时效带来的不良影响成为开发6xxx系车身板的研究重 点[9]。为了探究该问题，国内外研究者展开了大量的工作。一方面是调整材料的合金成分，如添加Cu，Mn，Cr和Zr等元素[10−11]；另一方面是调整处理材料的工艺制度，如预时效[8]、预拉伸[12]、温成形[13]等。淬火是热处理的重要环节，合适的淬火速率不但会影响合金的残余应力和残余应变，而且对合金强度、韧性有重要的影响[14−15]。刘星兴等[10]采取双级淬火方式(100 ℃×1 h)的工艺制度优化合金性能，但由于该制度耗时过长在工艺生产中不易实现。研究表明淬火冷却速率对Al-Mg-Si合金板材弯曲性能有一定的影 响[14]，但有关淬火速率对Al-Mg-Si合金自然时效和烤漆硬化性能研究较少。本文作者通过部分水冷淬火样品的不同位置取样，对同一材料取不同淬火速度样品，采用硬度测试、透射电镜分析、常温拉伸实验等方法研究淬火速率对6016铝合金的微观组织及力学性能的影响机理，以便为优化该合金热处理工艺提供一定的依据。
1 实验
1.1 实验材料
实验材料为某公司提供的冷轧态6016铝合金薄板，厚度为1 mm。按照ZJH735−2012电感耦合等离子体发射光谱法(ICP-AES)对采用的铝板进行化学成分分析，分析结果如表1所示。
表1 实验合金的化学成分(质量分数)
Table 1 Chemical composition of investigated alloy %
1.2 实验方法
在SX−4−1型电阻炉中以540 ℃的温度进行30 min固溶处理，然后迅速将材料转移(转移时间控制5 s之内)到部分淬火装置上(见图1)进行淬火。淬火后试样在室温放14 d后标记为T4态，对T4态的材料进行180 ℃等温人工时效(AA，温度180 ℃，不同时间)。
图1 部分淬火实验装置图
Fig. 1 Partial water quenching experimental setup
以部分淬火试样与水面的接触为参考，分别在是水面以下10 mm和90 mm，水面以上10，90和190 mm不同部位取样进行组织观察和力学性能测试。其中硬度测试在HV−10B维氏硬度试验机上进行，加载负荷和时间分别为3 kg和15 s，每个数据均测试5个点取平均值。室温拉伸性能测试以及合金的成形性指标n(应变硬化指数)均在MST−810材料试验机上进行，实验所用试样按照GB/T 228—2002进行加工，样品如图2所示，拉伸速率为2 mm/min，每个状态选3个平行样品测试取其平均值。透射电镜试验在MTP−1A电解双喷减薄仪进行制样，用30%硝酸+70%甲醇(体积分数)作为电解双喷液，在−20~−30 ℃(液氮冷却)双喷制样，双喷电压和电流分别为15~20 V和50~80 mA，双喷后制得的样品在Titan G2 60−300高分辨透射电镜上观察纳米析出相和相应的衍射花样。
图2 拉伸试样尺寸(单位：mm)
Fig. 2 Dimensional drawing of tensile sample
应变硬化指数n采用GB/T 5028—2008的标准在10%~20%塑性应变(均匀应变)的范围内按几何级数增加的方式取7个点，采用最小二乘法曲线拟合得到。
2 结果与讨论
2.1 部分水冷淬火试样取样位置对冷却曲线的影响
图3所示为淬火时距水面不同距离位置处的材料温度−时间曲线。由图3可见：以水面为界，水面以下离水面距离越远冷却速率越大，水面以上距离水面越远冷却速率越小。需要注意的是，在80~100 ℃的低温段，水面下以及水面上10 mm处的材料停留时间很短暂，但水面上90 mm以及190 mm材料停留时间较长。
图3 部分淬火6016铝合金板材不同位置的温度−时间曲线
Fig. 3 Temperature−time curves at different positions of partial quenched 6016 aluminum alloy sheet
对图3给出的板材不同位置处在200~400 ℃温度区间计算的平均淬火速率，结果如图4所示。由图4可见：在水面下，淬火速率很大，水面下90 mm和水面下10 mm淬火速率分别为931.1 ℃/s和875.8 ℃/s；在水面上淬火速率迅速降低，水面上10 mm处淬火速率为51.8 ℃/s，而水面上90 mm及190 mm处淬火速率仅为9.2 ℃/s和5.8 ℃/s。
2.2 淬火冷却速率对力学性能的影响
图5所示为不同淬火冷却速率样品自然时效的硬度−时间曲线。由图5可见：在自然时效初期，各淬火速率的样品硬度均快速上升，20 h后硬度上升速率逐渐放慢，40 h左右硬度趋于稳定。而伴随着淬火速率的升高，材料的硬度也有所提升，材料淬火速率最快和最慢的2组样品，硬度(HV)相差9.5。
图4 部分淬火6016铝合金板材不同位置处的淬火速率曲线
Fig. 4 Quenching rate curves at different positions of partial quenching 6016 aluminum alloy sheet
图5 不同淬火速率6016铝合金的自然时效硬化曲线
Fig. 5 Evolution of hardness during natural aging of aluminum alloy 6016 quenched with different cooling rates
图6所示为不同淬火速率样品自然时效14 d后的180 ℃人工时效硬度−时间曲线。由图6可见：在人工时效初期，各淬火速率样品都有硬度回归的现象出现，与已有研究结果[15]一致，可能是自然时效形成的原子团簇的溶解所造成的。在硬度回归期间，淬火速率越高，材料硬度下降越大。当人工时效15 min和30 min时，淬火速率最快的样品硬度仅为(HV)67.2和69.5，仅高于T4后硬度最低的材料，由于其硬度下降最多；直至人工时效1 h，淬火速率为931.1 ℃/s的材料硬度仍低于淬火速率为875.8 ℃/s的材料硬度；人工时效1 h后，随着时效时间的延长，淬火速率为931.1℃/s的材料硬度最高，材料的时效硬度随着淬火速率的降低而降低。
图6 不同淬火速率的6016铝合金自然时效14 d后的180 ℃人工时效硬化曲线
Fig. 6 Evolution of hardness during artificial aging (180 ℃) of aluminum alloy 6016 sheets quenched with different cooling rates and natural aged for 14 d
表2所示为T4态样品在180 ℃×1 h人工时效前后的力学性能，其中人工时效硬化效应(AAR，artificial aging response)由材料人工时效180 ℃×1 h前后材料屈服强度增值表征。由表2可知：淬火速率为51.8 ℃/s样品的硬度指数最高，其伸长率也最大。淬火速率为875.8 ℃/s的样品人工时效硬化效应最好，达到了116.7 MPa，淬火速率最快的931.1 ℃/s的材料次之，为101.7 MPa，其他3组样品的人工时效硬化效应则随着淬火速率的降低而降低，这与图6的人工时效硬度结果一致。
2.3 淬火冷却速率对不同时效状态析出相的影响
力学性能的差异是由微观组织结构的不同造成的，不同淬火速率将影响微观组织的形态，进而造成材料力学性能的不同[15−16]，因此，从微观组织入手，结合力学性能分析淬火速率对6016铝合金的微观组织以及力学性能的影响。图7所示为不同淬火速率处理后T4态[001]Al方向6016铝合金试验样品的TEM组织。由图7可见：各状态均没有明显第二相衬度，这说明样品中没有明显沉淀相析出。图8所示为对样品进行[001]Al方向的HRTEM组织和FTT斑点。由图8可见：各试样均析出了与Al基体完全共格没有明显错配的原子团簇。其中淬火速率分别为931.1，875.8和51.8 ℃/s的样品中只有一种粒径约为2 nm的团簇，小于烤漆温度下β″相的形核临界粒径[17]，应为Ⅰ型Mg-Si团簇。而淬火速率分别为9.2 ℃/s和5.8 ℃/s的样品中，则有2种不同的衍射斑点，一种为Ⅰ型Mg-Si团簇，另一种则原子间距略大，与基体错配度也较大，原子团簇粒径在4 nm左右，应为Ⅱ型Mg-Si型团簇。根据相关文献[10]，Ⅰ型团簇主要是在低于50 ℃的条件下形成，Ⅱ型团簇则是在80 ℃附近形成，因此，淬火速率分别为931.1，875.8和51.8 ℃/s的3组样品在80 ℃附近停留时间较短，析出Ⅱ型团簇条件不足，仅在自然停放过程中析出Ⅰ型团簇，从而在T4态样品中仅观察到一种团簇；而淬火速率分别为9.2 ℃/s和5.8 ℃/s的样品在80 ℃左右停留的时间较长，有足够的条件析出Ⅱ型团簇，当温度降低后，则继续析出Ⅰ型团簇，故该淬火速率下T4态样品中观察到2种团簇。但是因为这2种团簇粒径比较小，它们引起的晶格畸变也小，所以在自然时效中即使有这些团簇的析出，也并不能引起明显的应变场衬度变化[18]。在自然停放过程中溶质原子富集形成的Ⅰ型团簇有强化作用，不利于材料后期加工，并且这些团簇形成过程中消耗大量空位，使原子扩散能严重降低[18]，因此，淬火速率越高的样品，材料中溶质原子和空位浓度越高，形成Ⅰ型团簇越多，自然时效后硬度越高，这与图4的实验结果相符合。
表2 不同淬火速率的6016铝合金板材T4态样品人工时效前后的力学性能
Table 2 Tensile properties before and after artificial aging of 6016 aluminum alloy sheet quenched with different cooling rate
淬火速率/(℃·s−1)：(a) 931.1；(b) 875.8；(c) 51.8；(d) 9.2；(e) 5.8
图7 不同淬火速率6016铝合金T4态样品[001]Al向TEM照片
Fig. 7 TEM images ([001]) of aluminum alloy 6016-T4 quenched with different cooling rates
淬火速率/(℃·s−1)：(a) 931.1；(b) 875.8；(c) 51.8；(d) 9.2；(e) 5.8
图8 不同淬火速率6016铝合金T4态样品[001]Al向HRTEM分析结果
Fig. 8 HRTEM images ([001]) of aluminum alloy 6016-T4 quenched with different cooling rates
图9所示为不同淬火速率处理T4态[001]Al向6016样品经过180 ℃×1 h人工时效的TEM组织。由图9可见：析出相为针状颗粒，分别沿着Al基体的3个á100ñAl方向排列分布的针状相，其中沿[100]及[010]方向的针状析出相投影像为长条状，平均长度为20 nm左右，沿[001]方向则是针状析出相的点状横截面，这与文献报道的起主要强化作用的β″相的形貌一 致[19]。结合图4和图5可知：淬火速率越高，自然时效期间形成的Ⅰ型原子团簇就越多，而I型团簇在人工时效初期会回溶到基体中，延缓析出相形核，故淬火速率越快的样品回归时效硬度的下降幅度也就越大，这一点与图5实验结果一致。当人工时效15 min时，样品硬度下降幅度随淬火速率的升高而增大。当时效时间为1 h时，由于回归时效淬火速率最快的样品I型团簇最多硬度下降幅度最大，所以在回归时效结束后的短时间内，虽然材料的硬度有较大的增长，但还是比淬火速率次之的样品的硬度小。
对人工时效1 h样品中点状析出相颗粒进行HRTEM观察以及FFT斑点分析，结果见图10。由图10可见：析出相在尺寸上有明显区别，淬火速率较快、在80 ℃左右停留时间较短的3组样品的点状析出相粒径较小为3 nm；淬火速率较慢在80 ℃左右停留时间较长的2组样品的点状析出相分别为3 nm和8 nm。3 nm左右的尺寸小数目多的析出相为Ⅰ型团簇在人工时效初期回溶到Al基体内的溶质原子重新形成析出β″相，故析出相尺寸较小数目较多，8 nm尺寸大数目少的析出相为Ⅱ型团簇在人工时效期间直接转化成的强化相即β″相[7]。人工时效前要求材料强度较低便于冲压成形；在人工时效后则要求材料强度较高满足抗凹性要求，综合两者要求，淬火速率为875.8 ℃/s的材料性能表现较优秀，这是因为该速率下材料中溶质原子过饱和度以及空位浓度略低，自然停放过程中析出的原子团簇数目适中，所以T4态材料的硬度和强度较低，而在人工时效期间，由于材料回溶后溶质原子以及空位数目适中，形成析出相密度高且分布弥散，材料成形性能较好能够满足要求。
快速淬火时，T4态6016铝合金内析出Ⅰ型Mg-Si团簇，硬度、强度较高，人工时效(180 ℃×1 h)后，由于Ⅰ型Mg-Si团簇回溶后空位释放形核点增多，材料硬度、强度较高。慢速淬火时，T4态6016铝合金内有80 ℃附近析出的Ⅱ型Mg-Si团簇及Ⅰ型Mg-Si团簇，材料硬度、强度较低，人工时效(180 ℃×1 h) 后，由于空位浓度低形核点较少，材料硬度和强度较低。在本实验的各组淬火速率样品中，淬火速率为875.8 ℃/s的样品性能最佳，能同时满足人工时效前硬度、强度较低以及人工时效后材料硬化效果明显的双重要求。
淬火速率/(℃·s−1)：(a) 931.1；(b) 875.8；(c) 51.8；(d) 9.2；(e) 5.8
图9 不同淬火速率6016铝合金180 ℃人工时效1 h样品[001]Al向TEM照片
Fig. 9 TEM images ([001]) of artificial aged (180 ℃ for 1 h) aluminum alloy 6016 quenched with different cooling rates
淬火速率/(℃·s−1)：(a) 931.1；(b) 875.8；(c) 51.8；(d) 9.2；(e) 5.8
图10 不同淬火速率6016铝合金180℃人工时效1 h样品[001]Al向HRTEM分析结果
Fig. 10 HRTEM images ([001]) of artificial aged (180 ℃ for 1 h) aluminum alloy 6016 quenched with different cooling rates
3 结论
1) 淬火冷却速率对6016铝合金板材的自然时效行为有重要的影响，随着淬火速率的增加，T4态的硬度和强度增大，但合金板材的自然时效的稳定性随冷却速率的增加后降低，冷却速率为875.8 ℃/s时的自然时效稳定性较好，自然时效14 d后δ为36.2%，n为0.245。
2) 180 ℃人工时效的初期有一个软化过程，随着淬火速率的增加软化程度增加；在随后1 h内的快速硬化阶段，硬化曲线随淬火冷却速率的增加先增加后减少，875.8 ℃/s淬火速率试样1 h内的硬化速率最快，淬火1 h后的试样的Rp,0.2为250.9 MPa，时效后的强度增加了116.7 MPa。
3) 淬火冷却速率对人工时效的影响可能与自然时效的析出有关，快速冷却速率试样中，只有一种粒径约为2 nm的析出物，而速率较慢的样品有2种不同粒径的析出相。
