随着汽车产品的升级换代，原有的合金已无法完全满足汽车工业迅猛发展。目前，部分车型采用合金防撞梁以提高对乘客的安全保护。合金属于Al-Zn-Mg系铝合金，具有较高的比强度和硬度、较高的耐蚀性和韧性，多用于交通运输行业。

在铝合金挤压过程中，特别是挤压速度控制金属流动行为，影响型材质量。挤压速度低，增大生产成本；如果过高，会造成金属流动在焊合室内变形，型材易产生焊合质量差、扭拧、弯曲等表面缺陷。Q不同挤压速度对铝合金汽车防撞梁有什么影响？

南山铝业股份有限公司

博士高级工程师马旭

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在其演说内容中，分别以0.5、1.0、1.5、2.0、3.0m/min的挤压速度，在70MN挤压机上进行试验，对铝合金型材组织和冲击韧性变化进行分析，优化挤压工艺参数，为批量生产铝合金汽车防撞梁提供依据。

试验材料和方法本试验中的合金是采用半连续铸造，铸锭直径为Φmm，其化学成分见表l。将坯料进行℃×24h均匀化热处理后挤压，最后采用双级时效工艺：℃×3h+℃×8h。力学性能测试:不同挤压条件下的型材沿挤压方向取样。拉伸试验在万能材料拉伸机上进行，拉伸速度设定为1mm/min，每种状态测试3个试样，取平均值。XRD分析：采用X射线衍射仪，对合金内原子的分布状况进行结构分析，进而了解合金中相变的情况。显微组织观察：在水磨SiC砂纸上逐级抛光。腐蚀剂为1%的HF酸，腐蚀时间为20s，采用金相显微镜和扫描电镜对合金的微观组织进行观察。取透射电镜试样经机械减薄至50~μm后，在30%HNO3+70%CH3OH(体积分数)的电解液中进行双喷电解减薄，双喷液的温度应控制在-20℃以下，加速电压为kV。通过透射电镜观察，研究不同挤压速度下合金第二相大小、形貌和分布，同时观察合金再结晶晶界形貌等。材料组织性能分析图1为合金均匀化热处理前后的显微组织。合金铸态组织偏析严重，晶界存在大量的粗大非平衡共晶，非平衡共晶相周围有明显无沉淀析出区，大量溶质原子在晶界偏聚，晶界弯曲并粗大，晶内有少量第二相。在一定程度的枝晶偏析，Zn、Mg元素在晶界(GB)上不同程度地富集，其含量由晶界向晶内逐渐降低，而Zr元素的变化趋势相反，富集在晶粒中心区域。这是由于Zn、Mg元素的溶质分配系数K1，在合金凝固过程中，这些元素倾向于在晶界和枝晶边界集中；而溶质分配系数K1的合金元素如Cr、Zr等，倾向于在枝晶网络内富集，造成溶质原子出现偏析。Zr元素的偏析会对Al3Zr粒子的分布造成影响，因此需要通过均匀化处理来改善组织和成分分布。合金均匀化后，大部分晶界上的非平衡共晶相已经消除、晶界细化且平直，极少部分晶界上仍存在一些粗大第二相。总之，由于铸锭浇注时冷却速度过快导致Zn、Mg元素在晶界和枝晶界的偏聚，在均匀化热处理后使这些元素在晶界和晶内较充分地扩散，较好地消除了枝晶偏析和成分偏析。图2为合金经不同速度下挤压后的显微组织。在任何一个挤压速度下，合金组织都有明显细化。挤压变形过程中，合金温度升高，组织的畸变能增大，在较短的时间产生回复与再结晶，导致晶粒长大，大量等轴晶沿挤压方向被拉长。挤压速度不同，晶粒的长大程度和位错密度也不同，致使合金组织在回复和再结晶阶段中的亚晶粒变化不同。图3为合金经不同速度下挤压后的显微组织SEM图。在任何一个挤压速度下，相对于铸态试样，晶粒尺寸都有一定细化。等轴晶在经过变形后被拉长，显微组织出现了明显的剪切变形特征，等轴晶粒变成扁平状。在不同挤压速度下，晶粒内部滑移系开动情况不同，且加工硬化程度也不同，所以在显微组织上表现出晶粒大小及位向的差异性。随着挤压速度的增大，晶粒碎化越严重，分布越不均匀，当挤压速度达到1.5至2.0m/min时，晶粒的细化效果较好，有明显的方向性。当挤压速度达到3.0m/min时，晶粒大小很不均匀，说明在高的挤压速度下，挤压力比较大，位错密度增大，塑性变形集中在某一局部区域，塑性变形不均匀。图4为合金铸态、均匀化及挤压态XRD分析图。合金中包含基体和第二相衍射峰。η相的衍射峰值相对强度的比值变化较大，表明试样中各晶面发生了改变，导致试样中的取向也发生了改变，衍射峰的位置发生了偏离，晶粒取向发生改变。合金原始铸锭内存在大量的η相；经均匀化后，η相衍射峰已经很难发现，原始铸锭中大量存在的η相已经溶解进入基体，有微弱的S(Al2CuMg)相衍射峰；挤压态合金中的共晶相基本溶入铝基体之中，残留共晶相的XRD衍射峰已不明显，主要有α-Al基体、η-MgZn2相和Al85(Mn0.72Fe0.28)14Si等杂质相组成。整体分析衍射谱，合金的晶格发生了剧烈畸变和晶粒得到了一定细化。均匀化后第二相的衍射峰不明显，挤压态的衍射峰变得清晰可见，因为时效后有大量均匀、弥散的第二相析出。图5为TEM观察挤压态试样的微观特征。挤压速度为0.5m/min时的TEM明场像。基体中分布着大量亚微米级的破碎颗粒，并存在大量的位错；部分的原始共晶相破碎并以大尺寸的长条状形式存在，该区域同样存在大量的位错。说明由于挤压速度较低，型材出口温度较低，大部分原始共晶相没有溶解而是以破碎颗粒的形式存在，虽然挤压过程中产生一定量的挤压热，但不足以使共晶相充分溶解。挤压速度为1.0m/min时的TEM明场像，合金主要以长条状Al2Mg析出相为主的区域和以颗粒状MgZn2析出相为主的区域组成；由于挤压温度较低，合金体系能量较低，发生动态再结晶的同时，基体中也产生了大量的位错。随着挤压速度的升高，滑移系开始增多，导致位错密度降低。伴随着动态再结晶的发生，同时也发生了一定的动态回复，从而降低了合金体系的自由能，使合金趋向稳定态存在。当挤压温度为2.0m/min时，有部分的第二相颗粒分布在晶界，起到一定的钉扎作用，阻碍动态再结晶晶粒的进一步长大。挤压温度为3.0m/min时，典型的TEM明场像，基体中存在大尺寸的晶粒，第二相明显减少，主要由于挤压温度过高，合金中的第二相主要溶解于合金基体中，起到的限制晶粒长大的作用有限，部分的再结晶晶粒在高的温度作用下趋于异常长大。过饱和固溶体(SSS)→GP区→η′→η(MgZn2)。时效制度对铝合金性能具有极为重要的影响。采用合适的双级时效处理后，尽管合金的强度有所下降，但其抗应力腐蚀敏感性会明显提高，综合性能会得到极大改善。双级时效处理已成为当前7xxx系铝合金工业生产中最常用的时效热处理制度。

将在不同温度下挤压的型材进行时效处理，型材发生了明显的静态再结晶及晶粒的长大现象，其时效态的TEM组织如图6所示。根据[]Al衍射斑点以及TEM像可知，析出相主要为η′(MgZn2)，同时有少量η(MgZn2)相以及1/2{}和1/2{}斑点对应的Al3Zr粒子。经过不同挤压速度处理后在晶界处析出相主要为盘片状η′(MgZn2)相，呈现为断续分布状态，其长轴尺寸长度随时效制度和时效程度而定。0.5m/min时，其晶界无沉淀析出带(PFZ)平均宽度最宽，约为nm，而图5(c)、(d)、(e)中所示的PFZ宽度明显比图5(a)中的窄得多，分别为nm、nm、nm。

型材的抗拉强度随着挤压温度升高先升高后略有降低。当挤压速度为2.0m/min时，型材的抗拉强度达到最大值，为MPa；当挤压速度继续升高时，抗拉强度略有下降，当挤压速度为3.0m/min时，抗拉强度为MPa。合金伸长率与抗拉强度呈反比例关系，当挤压速度为0.5mm/min时，达到最大值为8.2%型材的伸长率和弯曲裂纹等级之间存在较为明显的线性关系[12]，型材的弯曲过程如图1所示，弯曲过程中型材伸长率可表示为：A=(Le-Lc)/Lc=(t/2)/(t/2+r)

式中，t：型材厚度，r：型材弯曲半径。在弯曲试验过程中，型材伸长率与型材厚度呈正比，而与型材弯曲半径呈反比。

型材弯曲试验后，将型材表面清洗干燥，喷渗透剂和显影剂，观察型材表面是否产生弯曲缺陷，进行等级判定，详见表1。合金型材伸长率和弯曲缺陷等级(Q)之间关系图，伸长率越高，型材弯曲性能越好，当型材伸长率达到8.2%时，合金弯曲试验后，达到1级标准。铝合金型材经不同速度挤压、时效后的硬度和冲击韧性与挤压速度的关系如图6所示。挤压速度从0.5m/min提高到3.0m/min，型材经过℃/8H+℃/8H双级时效后，硬度先增高后降低，在挤压速度为2.0m/min时，达到峰值HB。合金的冲击韧性与硬度趋势几乎一样，在挤压速度为1.5m/min时，达到峰值25.8J·cm-2，远高于合金铸态时的硬度和冲击韧性，说明通过挤压改变铝合金组织，从而影响材料的硬度和冲击韧性。结论

合金铸锭浇注时冷却速度过快导致Zn、Mg元素在晶界和枝晶界的偏聚；均匀化热处理后减少了枝晶偏析和成分偏析；Zr元素的添加使晶粒尺寸显著细化，再经过挤压变形后晶粒被拉长，变成扁平状。

在较低温度挤压时，合金体系能量较低，基体中也产生了大量的位错；随着挤压速度的升高，动态再结晶的发生，降低了合金体系的自由能，使合金趋向稳定态存在，组织中的PFZ宽度呈变窄趋势。

铝合金伸长率随着挤压速度的增加，呈下降趋势，通常合金的伸长率和弯曲裂纹等级(Q)之间存正比例关系，伸长率越高，型材材弯曲性能越好。弯曲断裂断裂类型为沿晶开裂。断口晶界上分布有较多的含铁相与非金属夹杂，劣化了型材的弯曲性能。

随着挤压速度的升高，型材时效后的硬度和冲击韧性呈先上升后下降趋势，在速度为2.0m/min和1.5m/min时，硬度和冲击韧性分别达到最大值，分别为HB和25.8J·cm-2。

编辑丨LQT

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