王国军 ，王玉凤 ，刘科研 ，林 森 ，王 浩 ，宁志良

（1.东北轻合金有限责任公司，黑龙江 哈尔滨 150060；2.哈尔滨工业大学，黑龙江 哈尔滨 150001）

挤压加工变形过程在近似封闭的工具内进行，材料在变形过程中承受很高的静水压力，有利于消除铸锭中的气孔、疏松和缩孔等缺陷，提高材料的可成形性，改善产品的性能［1］。目前，人们已成功地制备出了多种规格型号的铝合金挤压产品，包括不同型号的板、管、棒、型材等。铝合金热挤压后力学性能显著提高，特别是塑性，但从断裂力学上对合金组织对力学性能影响的分析仍然较少且分析并不深入，研究多侧重于生产工艺［2］。4032 合金中主要元素为 Si、Cu、Mg、Ni、Fe， 含有微量的 Ti、Mn、Zn、Cr元素，主要用于生产航空锻件和活塞等耐热零件。本文以反向挤压4032合金棒为研究对象，分析了挤压棒不同部位的组织及对断裂行为的影响。

1 实验方法

1.1 实验材料

实验材料为半连续铸造4032铝合金，铸锭规格为φ482mm，其实测成分如表1所示。

表1 4032铝合金成分（质量分数，%）

1.2 挤压工艺

在5000t水压机上采用φ500mm筒单孔反向挤压，挤压前合金状态为 H12（加工硬化态），挤压比为5.8，挤压温度：360℃～420℃，挤压速度：2.5mm/s，挤压残料 25mm。

1.3 拉伸试验

拉伸试验设备为Instron-5569型电子万能材料试验机。挤压态拉伸试样沿挤压方向在φ200mm挤压棒料上距圆心不同位置截取，截取位置为边缘（1# 试样），1/2 半径（2# 试样）及中心处（3# 试样）。室温拉伸试样尺寸如图1所示，标距为36 mm。室温拉伸速度为1mm/min。

2 实验结果及分析

挤压态4032铝合金径向不同位置工程应力-应变曲线如图2所示。

图1 拉伸试样形状尺寸图（mm）

图2 挤压态4032合金不同位置应力应变曲线

从图2中可以看出，挤压态的4032合金强度比较低，抗拉强度Rm均在150MPa～180MPa之间。但延伸率均较高，这与热挤压过程动态回复软化有关。对比距径向不同位置处拉伸试棒的延伸率可知，位于挤压棒边缘处的1#位置的延伸率高达15.46%，而挤压棒中心处的3#位置的延伸率只有7.87%，这是与挤压过程中边缘和中心位置变形不均匀，形成材料内部组织差异较大造成的。

宏观断口均呈暗灰色，无金属光泽，观察不到颗粒形貌。挤压态4032合金断口边缘有比较大的剪切唇，断口平面与拉伸轴线呈约45°角，断口呈锋利的楔形，而且有较为明显的缩颈现象。这是典型的延性断裂滑移断口的宏观形貌特征。

图3为挤压态4032合金在低倍扫描下的宏观断口形貌。图3a）为挤压态边缘处的宏观断口，从中可以看到很多长约500μm，宽约50μm的裂缝，此应为拉伸过程中大量微孔聚集的结果。图3b）为挤压态中心处的宏观断口，有与拉伸应力方向不呈45°角的台阶出现，说明此试样的延性断裂滑移过程中受到了阻碍。

图4是断口SEM。从图4中可以看到，从边缘到中心的过程中，总体的趋势为韧窝逐渐变浅变大，且不规则形状的韧窝数量逐渐增加，说明从挤压棒边缘到中心位置，材料的塑性呈下降趋势，与所测得的力学性能基本符合。

图3 断口低倍扫描图

图4 断口SEM

韧窝边缘的撕裂棱是材料塑性变形的痕迹，图4c）中的撕裂棱很少，说明此处断裂时未发生很大的塑性变形。除韧窝边缘的塑性变形痕迹以外，在每一个韧窝的中心常常夹有第二相质点（有的韧窝中没有，则可能在断口的另一半对应的韧窝中），所以，可以认为韧窝的产生过程、即由微孔聚集形成的断裂过程与第二相质点的存在有关。

微孔聚集型断裂过程中包括裂纹的形核、长大、聚合直至断裂，裂纹的形成与第二相粒子的存在有关。由4032合金挤压态各处组织可知，在挤压过程中，部分粗大多元相和Si颗粒已经受到挤压应力的作用而在其内部产生了大量的微裂纹，但此裂纹方向与挤压过程所受的应力和应变有关，理想的裂纹方向应与挤压轴向相平行，这样的裂纹在拉伸试验的过程中不会作为裂纹源产生应力集中。图5是挤压棒边缘和挤压棒中心处扫描照片。利用扫描能谱仪对图5拉伸试样断口中所选位置测得的成分见表2。由能谱分析可知，韧窝下面1和2点处含有裂纹的大块相的成分除很高比例的Al外，Ni、Fe的含量也很高，还含有少量的Mg、Cu，可推断该相为Al20Ni11Cu0.8Fe1Mg0.3，3点处开裂的相经能谱分析为Si颗粒，4点处为基体。若每一个韧窝都是生核的核心，则粗大的Al20Ni11Cu0.8Fe1Mg0.3相和Si相都在断裂的过程中起到重要作用。

图5 第二相粒子及对应能谱

图6为挤压态边缘和中心位置处断口对应下端纵向剖面组织及能谱，长约 20μm，宽约 10μm的亮白色多元相由于受到纵向的拉应力作用而出现多条垂直于应力方向的裂纹，裂纹均终止于Al基体。经能谱分析得知，此多元相的成分与断口处大的韧窝内的粗大相的成分一致，可以推断，尺寸较大的富Ni、Fe相为脆性相，此相的断裂源于其本身的脆性，而不是与基体之间的脱黏。在塑性变形开始后，较小应变发生时，微裂纹在粗大的富Ni、Fe相和Si颗粒内部萌生，但由于此相尺寸较大，裂纹扩展到相的边缘时对与其相黏结的基体产生的应力要比尺寸较小的Si颗粒内部裂纹扩展到Si相的边缘时对与Si相黏结的基体产生的应力要大得多。Al-Si合金中的脆性相，在外力作用下，容易发生断裂或与基体分离而形成微裂纹，使裂纹扩展变得容易。

表2 图5所示位置处能谱（At/%）

Griffith等［3］研究表明，在平面应力条件下，球形脆性颗粒发生断裂的临界应力见式（1）：

式中：γs——单位面积的自由表面能，mJ/m2；

R——脆性颗粒半径，mm；

E——弹性模量。

该式也可表明在平面应力条件下含裂纹长度为2R的裂纹体的断裂强度。对金属而言，断裂时所消耗的塑性变形功远大于材料断裂时新的表面能，所以Orowan在Griffith公式的基础上提出修正，见式（2）：

式中：UP——塑性变形功，mJ/m2。

由于 UP＞＞γS， 所以上式中 γS可以忽略，则有式（3）：

图6 断口对应下端纵向剖面组织及能谱

从式（3）中可以看出，脆性颗粒半径越大，使其断裂所需要的应力越小。结合4032合金挤压态断口下端的组织可知，粗大富Ni、Fe相的面积约为Si颗粒的4倍～6倍，所以，粗大富Ni、Fe相内的裂纹失稳扩展所需应力不及Si颗粒中的裂纹失稳扩展所需应力的一半。

图7 断口撕裂处纵向剖面组织

由断口处的剖面图7可以证实，由于脆性富Ni、Fe相的尺寸较大，断裂时其断裂方式均为为相内部脆裂式破碎断裂，而Si颗粒，因其相对于富Ni、Fe 相的尺寸较小，其断裂方式有颗粒内部脆裂式破碎也有与基体脱黏。当裂纹尖端遇到Si颗粒时，虽然受到裂纹尖端应力场的作用，但细小的硅颗粒不易发生断裂，使裂纹难以穿过硅颗粒，从而对裂纹的扩展起阻碍作用，而裂纹要继续扩展就只能通过绕过机制，这样必然增加裂纹的扩展长度，消耗更多能量，使裂纹的扩展速度降低。

3 结 论

1）4032合金棒经热挤压后，强度在距圆心不同位置处差别不大，抗拉强度均在180MPa～190MPa之间；延伸率在距圆心不同位置处差别较大，在边缘处可达15.46%，中心部位只有7.87%。

2）4032合金在拉伸过程中，组织中的粗大富Ni、Fe相的破碎源于其本身的脆性，相比于尺寸较小的Si颗粒更易于裂纹的萌生和扩展，是限制合金拉伸性能的主要因素。

［1］Bussiba A，Artzy A B，Grain Refinement of AZ31 and ZK60Mg Alloys towards Superplasticity Studies［J］.Materials Science and Engineering A，2001,302（1）:56-62.

［2］游和清,马勤.4A11铝合金活塞裙等温挤压工艺的研究［J］.热加工工艺，2007,36（5）:65-68.

［3］Curry DA. Knott JF. Effect of Microstructure on Cleavage Fracture Toughness of Quenched and Tempered Steels ［J］.Metal Science， 1979（13）:341-345.