随着世界范围内汽车保有量不断提高，低排放、低油耗已成为节约型社会长期发展所不可或缺的需要，汽车轻量化是实现这一目标的关键技术.铝合金凭借其质轻、耐蚀、比强度高、易加工、表面美观等诸多优点，已成为汽车轻量化的首选材料^[1-4].

铝合金汽车车身覆盖板目前主要采用Al-Mg-Si系合金，Zn元素是常用添加元素之一. Zn作为合金循环回收过程中可再利用元素，能够大幅加快合金时效响应速度，提高烘烤硬化性. Saito等^[5-6]研究指出，Zn的加入并没有改变Al-Mg-Si系合金时效SSSS→GP区→β"→β′→β析出顺序，Zn原子只是固溶于基体或析出相中，提高合金强度.不仅其他外加元素对合金产生影响，改变主元素Mg、Si含量也会使合金组织性能发生变化.桑益等^[7]研究表明，减小Mg/Si比值，晶界和晶粒内未溶的过剩Si单质增多，并在一定程度上提高合金时效响应速度. Tao等^[8]研究表明不同Mg/Si比对合金自然时效恶化效应具有一定影响，合金经固溶处理并室温放置两周后，再进行人工时效，发现不同Mg/Si比对欠时效态合金强度影响不大，而对峰时效强度影响显著.目前，对于含Zn量较高的Al-Mg-Si合金来说，合金中Mg/Si比优化问题还没解决，不同Mg/Si比对再结晶组织和性能的影响尚不明确.

本文改变Al-Mg-Si系合金中Mg/Si比，并同时添加高含量的Zn元素，对比研究不同Mg/Si比对合金再结晶组织及织构、烘烤硬化性和抗腐蚀敏感性的影响规律.

实验合金采用水冷铜模进行浇铸，成分见表 1. 3组合金Mg/Si比分别为1:1、2:1和1:2，Mg和Si元素总量为1.5%，Zn元素含量约为1.0%.浇铸铸锭进行470 ℃×5 h和540 ℃×20 h双级均匀化，并铣削处理.随后，铸锭热轧至5 mm厚后，中间退火410 ℃×1.5 h，最终再冷轧至1 mm厚.热轧开轧温度为460 ℃，终轧温度控制在350 ℃以下，见表 1.

表 1

表 1 实验合金化学成分 Table 1 Chemical compositions of experimental alloy % 合金 Si Mg Fe Zn Al A 0.755 0.745 0.129 1.041 余量 B 0.517 1.092 0.126 1.063 余量 C 1.025 0.506 0.128 1.030 余量

表 1 实验合金化学成分 Table 1 Chemical compositions of experimental alloy

合金板固溶温度为560 ℃，时间30 min，使可溶相充分回溶.快速风冷后，立即进行100℃×8 h的预时效处理.空冷至室温后，停放14天模拟铝板转运存储过程(T4P态).将T4P态合金板进行2%拉伸变形，并在185 ℃条件下烘烤处理20 min，实现快速时效响应.

拉伸试样根据GB/T228.1—2010标准制样，拉伸试验在型号为INSTRON 4206型万能电子试验机上进行.采用Imager.M2m型蔡司金相显微镜进行再结晶和腐蚀组织金相观察，其中合金再结晶组织观察前先经过电解抛光和阳极覆膜处理.通过安装在ZEISS ULTRA 55型扫描电镜上的电子背散射衍射(EBSD)系统对试样进行微观取向分析，并计算得到其取向分布函数(ODF).

合金中再结晶晶粒越细小，细晶强化效果越显著，这样合金具有高强度的同时，其塑性也表现良好.因此，在实际工业生产中总是设法获得细小而均匀的再结晶组织，从而提高合金的综合力学性能^[9]. T4P态实验合金经过电解抛光和阳极覆膜处理后，通过偏光显微镜对其显微组织进行观察，3组实验合金显微组织见图 1.通过观察可发现，经过560 ℃×30 min固溶处理后，合金已充分再结晶，再结晶晶粒呈等轴状.合金A和合金B的平均晶粒尺寸为190 μm和198 μm，而合金C的平均再结晶晶粒尺寸较大，为251 μm.已有研究表明^[10]，在铝合金固溶处理过程中，再结晶过程比可溶相颗粒回溶基体过程优先完成，所以，合金进行再结晶时，还没回溶可溶相粒子在一定程度上起到了形核质点的作用，即再结晶晶粒优先在这些粒子周围形核.由于可溶相颗粒尺寸越小，颗粒数目越多，非自发形核的机会增大，且细小的可溶相颗粒能有效阻碍晶界迁移，抑制再结晶晶粒进一步长大，降低再结晶晶粒的生长速度.而随着合金中Si含量增加，这些可溶相颗粒尺寸增大，分布均匀性变差^[11].故较高Si含量合金C再结晶晶粒尺寸大于其他合金.

Figure 1

图 1 不同Mg/Si比合金再结晶金相组织 Figure 1 Recrystallized metallographic structure of alloys with different Mg/Si ratio

铝合金再结晶的形核机制主要为立方形核、原晶界形核、剪切带形核和粒子周围的形变区激发形核(PSN)^[12-13].而对于Al-Mg-Si系合金的再结晶织构，一般是由立方带形核晶粒和PSN形核晶粒相互作用决定的.通过调节合金元素配比，使弥散相合理分布，从而有效控制合金的再结晶织构. 图 2、图 3分别为不同Mg/Si比合金TD面再结晶织构IPF图(inverse pole figure, 标准反极图)和ODF图.由图可知，合金A中Cube织构{001}<100>体积分数明显少于合金B和合金C，其织构取向密度也相对较低，Cube织构{001}<100>体积分数约为5.72%，但P型织构{011}<122>体积分数较大.合金B和合金C织构类型体积分数相似，均为较高含量的Cube织构{001}<100>和较低含量的P型织构{011}<122>.值得一提的是，合金B和合金C中Goss织构{011}<100>体积分数均较高，分别达到13.7%和19.5%.统计主要织构组分类型及体积分数见表 2.

Figure 2

图 2 不同Mg/Si比合金再结晶织构IPF Figure 2 IPF images of recrystallization texture of alloys with different Mg/Si ratio

Figure 3

图 3 不同Mg/Si比合金再结晶织构ODF Figure 3 ODF images of recrystallization texture of the alloys with different Mg/Si ratio

表 2

表 2 不同Mg/Si比合金再结晶织构体积分数 Table 2 Volume fraction of recrystallization texture of alloys with different Mg/Si ratio % 合金 TD面再结晶织构组成及体积分数 Cube{001} <100> Goss{011} <100> P{011} <122> Brass{011} <211> 合金A 5.72 4.01 9.71 1.07 合金B 9.82 13.70 3.11 1.49 合金C 8.28 19.50 4.58 0.04

表 2 不同Mg/Si比合金再结晶织构体积分数 Table 2 Volume fraction of recrystallization texture of alloys with different Mg/Si ratio

再结晶过程中，合金A基体上存在的大量均匀弥散第二相颗粒能够为再结晶提供形核质点，并通过粒子激发形核促进再结晶，产生一定数量的P型织构{011}<122>^[12].而高Mg含量的合金B和高Si含量的合金C，均由于某一元素含量欠缺，导致其第二相颗粒数量少于合金A，其PSN形核作用减弱，故P型织构{011}<122>体积分数较低.同时，合金B和合金C冷轧板中存在大量Cube带，合金再结晶时，在Cube带上的形核晶粒均为Cube织构{001}<100>，所以其Cube织构{001}<100>较合金A相对较高.最后，合金B和合金C中的高体积分数Goss织构{011}<100>则可能是由于某些晶粒局部偏聚而造成的.

预时效处理后的合金经过拉伸变形，再在185 ℃条件下进行20 min的烤漆处理，合金板材强度迅速增加，达到汽车板抗凹性需求.变形和烘烤处理使得合金强度增加，其强度增加值称为烤漆硬化增量^[14]. 图 4为不同Mg/Si比合金预时效处理后和烤漆硬化后平行于轧制方向的应力应变曲线图.由图可知，3组合金预时效处理后屈服强度(R_p0.2)分别为138 MPa、132 MPa和104 MPa，其中合金A与合金B强度较高.一方面，合金再结晶晶粒细小均匀，小晶粒的应力集中小，需要在较大的外加应力下才能使相邻晶粒发生塑性变形，细晶强化效果明显；另一方面，恰当的Mg/Si比使合金在预时效过程中产生大量与基体共格的GP区，也就是Mg-Si原子团簇，这些原子团簇可有效阻碍位错运动，增大合金变形抗力，从而强度提高.

Figure 4

图 4 不同Mg/Si比合金预时效和烤漆处理后应力应变曲线 Figure 4 Stress-strain curves of alloys with different Mg/Si ratio after pre-aging and baking treatment

图 5为3组合金烤漆硬化增量图，其增量分别为107 MPa、78 MPa和76 MPa.由于合金在烘烤硬化过程中，溶质原子继续扩散，预时效时形成的Mg-Si原子团簇可作为强化相形核核心.随着烤漆处理的进行，原子团簇生长，并沿一维方向迅速长大，实现快速时效响应^[15-16].预时效时，合金A与合金B形成较多原子团簇，强化相形核核心数量明显高于合金C；且合金A由于其合理的Mg/Si原子配比，使得原子团簇在长大的过程中，可得到有效的溶质原子补充，烤漆处理后获得更多的强化相，故其烤漆硬化增量较高.

Figure 5

图 5 不同Mg/Si比合金烤漆硬化增量 Figure 5 Bake hardening increment of the alloys with different Mg/Si ratio

汽车板尤其是车身外板要求合金板材具有一定的抗腐蚀性能，本研究中腐蚀试验按照英标BS11846B进行.烤漆处理的3组合金(欠时效态)经腐蚀后金相见图 6.从图中可观察到，欠时效态时，其它两组合金表现出的抗腐蚀性能要优于合金A，其被腐蚀深度为121 μm，而合金B和合金C腐蚀深度分别为74 μm和64 μm.

Figure 6

图 6 不同Mg/Si比合金欠时效态腐蚀深度 Figure 6 Corrosion depth of alloys in under-aged state with different Mg/Si ratio

3组合金腐蚀类型均属于晶间腐蚀，而晶间腐蚀主要是由晶界上微电流反应导致的^{[5, 17]}.在合金欠时效态，基体中的析出主要由Mg、Si原子组成，由于3组合金中均含有1.0%Zn元素，在形成析出相过程中，若缺乏其它溶质原子补充，Zn原子可扩散到析出中，替换其它溶质原子.合金A合理Mg/Si比，导致更少的Zn原子补充，取代其他原子形成析出，而更多的Zn原子聚集到晶界上，强化晶界上微电流反应，从而降低其抗腐蚀敏感性.

1) 大量形核质点使Mg/Si比相等合金再结晶组织更加均匀细小，且PSN形核机制导致高体积分数的P型织构{011}<122>产生；高Mg合金、高Si合金形核质点较少，部分再结晶晶粒粗大，PSN形核作用减弱，使Cube织构{001}<100>体积分数较高，P型织构{011}<122>含量相对较低.

2) 预时效处理后，均匀细小晶粒以及GP区的形成使Mg/Si比相等合金和高Mg合金屈服强度高于高Si合金；Mg/Si比相等合金由于合理Mg/Si配比，烤漆时团簇长大得到有效的原子补充，所以其同时具有优异的烘烤硬化性.

3) 欠时效时，Mg/Si比相等合金中更多的Zn原子扩散到晶界上，强化晶界微电流反应，相比于高Mg合金和高Si合金，其抗腐蚀敏感性降低.