金智澎，顧維明，趙 芳，李金龍

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司， 遼寧 遼陽 111003)

6106鋁合金屬于以鎂和硅為主要合金元素的6xxx系鋁合金，以Mg2Si相為強(qiáng)化相，屬于熱處理可強(qiáng)化鋁合金。合金具有中等強(qiáng)度，耐蝕性高，無應(yīng)力腐蝕破裂傾向，焊接性能良好，焊接區(qū)腐蝕性能不變，成形性和工藝性能良好等優(yōu)點。由于具有最佳的綜合性能，被廣泛應(yīng)用工業(yè)制造業(yè)等領(lǐng)域[1]。

6106合金成分介于6063和6005A之間，但力學(xué)性能要明顯高于6063合金，與6005A合金性能接近。其在T6狀態(tài)下，屈服強(qiáng)度為220 MPa，抗拉強(qiáng)度為270 MPa?，F(xiàn)有客戶需求6106-T64合金狀態(tài)擠壓管材，要求材料屈服強(qiáng)度為150 MPa≤RP0.2≤170 MPa，抗拉強(qiáng)度Rm≥200 MPa，斷后伸長率A≥14%。但6106-T64合金狀態(tài)管材力學(xué)性能尚處于不穩(wěn)定狀態(tài)，常常存在屈服強(qiáng)度不合格的問題，熱處理制度有待進(jìn)一步研究，特別是時效制度有待探討。為了提高產(chǎn)品的質(zhì)量，滿足國內(nèi)外市場的需求，并為今后大批量生產(chǎn)做準(zhǔn)備，本試驗結(jié)合實際生產(chǎn)找出6106合金狀態(tài)管材的最佳時效制度。

1 試驗材料與方法

1.1 實驗材料

根據(jù)現(xiàn)場實際生產(chǎn)需要，本次試驗選擇Φ582mm×1350 mm的6106合金鑄錠進(jìn)行生產(chǎn)，化學(xué)成分符合國家標(biāo)準(zhǔn)，見表1。在6106合金中主要強(qiáng)化相是Mg2Si化合物，當(dāng)Mg∶Si>1.73時，除形成Mg2Si相外，過剩的鎂明顯降低Mg、Si相在固態(tài)鋁中的溶解度；當(dāng)Mg∶Si<1.73時，形成Mg2Si相后，過剩的硅并不影響Mg2Si在固態(tài)鋁中的溶解度[2]。本試驗合金的鎂硅比為1.2。鑄錠均質(zhì)處理制度為560 ℃×10 h，均質(zhì)處理后會消除鑄錠在鑄造過程中產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力，避免擠壓過程中裂紋的產(chǎn)生，同時會改善鑄錠內(nèi)部組織，使力學(xué)性能更趨于穩(wěn)定值。

表1 6106鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

1.2 試驗方法

選擇125 MN擠壓機(jī)進(jìn)行本次管材擠壓試驗，擠壓管材直徑385 mm、壁厚6.5 mm，管材截面圖如圖1所示。鑄錠加熱溫度控制在510℃～470 ℃，擠壓速度1.5m/min～2.0 m/min，擠壓系數(shù)為36.6，管材出淬火區(qū)的溫度≤150℃。由于擠壓管材直徑偏大、壁厚偏薄，在線穿水冷卻淬火方式難以保證管材的截面尺寸和形狀，而風(fēng)冷淬火又很難滿足所需要的淬火要求。因此，采用在線水霧淬火方式。

圖1 擠壓管材截面圖Fig.1 Cross-section of extruded tube

基于本次試驗力學(xué)性能要求的特殊值，根據(jù)以往經(jīng)驗及多方面資料顯示，6xxx系鋁合金峰值時效制度基本為175℃×8h。為了研究出適合6106合金狀態(tài)擠壓管材的時效制度，分別圍繞峰值時效制定165℃、175℃，時效2h、3h、4h的欠時效方案以及210℃分別時效3h、4h、5h等多組時效制度進(jìn)行本次試驗。對時效后的管材進(jìn)行力學(xué)性能分析，具體取樣位置及時效制度對照見表2。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 試驗結(jié)果

對不同時效制度下的管材進(jìn)行力學(xué)性能檢測，其力學(xué)性能結(jié)果見表3。

表2 試樣位置時效制度對照表

表3 不同時效制度下管材的力學(xué)性能

試樣部位時效制度/℃×h屈服強(qiáng)度Rp0.2/MPa抗拉強(qiáng)度Rm/MPa斷后伸長率A/%7-17-28-18-29-19-210-110-2210×4210×5210×6175×820823111.019222512.5173211151852121518021315.518421414.52332571024026510.5標(biāo)準(zhǔn)150～17020014

2.2 試驗結(jié)果分析

本次實驗分別以溫度和時間作為變量來對比分析，研究了不同的時效溫度和時間對6106合金管材力學(xué)性能的影響。從表3可以看出在165℃、175℃時效溫度下，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都隨著時效時間的增加而增大，且數(shù)值上升較快。在175℃×8h時效制度時達(dá)到最高值，而在2h、3h、4h保溫時間相同的情況下，隨著時效溫度由165℃提升至175℃，力學(xué)性能同樣呈現(xiàn)上升趨勢。當(dāng)時效溫度為210℃時，隨著時效時間的延長，力學(xué)性能呈現(xiàn)出下降的趨勢。時效制度在210℃×5 h時，力學(xué)性能較時效制度210℃×6h時的力學(xué)性能數(shù)值并無明顯差異。

6106鋁合金其脫溶序列為α過飽和固溶體→G.P區(qū)→β″相→β′相→β相。時效初期Mg、Si 原子在鋁基體的晶面上聚集，形成溶質(zhì)原子富集區(qū)即G.P區(qū)，與基體保持共格關(guān)系，邊界上的原子為母相α和G.P區(qū)所共有。為了同時適應(yīng)兩種不同原子排列形式，共格邊界附近產(chǎn)生彈性應(yīng)變，正是這種晶格的嚴(yán)重畸變阻礙了位錯運動，從而提高了合金的強(qiáng)度。隨著時效時間的延長，Mg、Si原子進(jìn)一步富集并趨向有序化，迅速長大成針狀或棒狀即為β″相，其C軸方向的彈性共格結(jié)合引起的應(yīng)變場最大，其彈性應(yīng)力也最高。當(dāng)β″相長大到一定尺寸，其應(yīng)力場遍布整個基體，應(yīng)變區(qū)幾乎相連，此時合金的強(qiáng)度較高，隨著時效過程的進(jìn)一步發(fā)展。在β″相的基礎(chǔ)上，Mg、Si原子進(jìn)一步富集形成局部共格的β'過渡相，其周圍基體的彈性應(yīng)變有所減輕，對位錯運動的阻礙減少，此時強(qiáng)度達(dá)到最大值，強(qiáng)度已有所下降。時效后期在β′相與基體界面上形成穩(wěn)定的β相，失去了與基體之間的共格聯(lián)系，完全從基體中脫離出來，共格應(yīng)變消失，強(qiáng)度下降[3-4]。

根據(jù)以上理論6106鋁合金為165℃及175℃等較低溫度，開始階段形成細(xì)密、均勻、彌散的G.P區(qū)，隨著時間的延長獲得了更多的β″相，因此在時效前期合金的強(qiáng)度迅速增大。時效溫度210℃時固溶處理速度較快，所以強(qiáng)度達(dá)到峰值的時間較溫度低時短，但在后續(xù)的時效處理中，隨著時間的延長，材料內(nèi)部的析出相開始長大，間距也變大，材料本身的強(qiáng)度指標(biāo)降低，此時材料處于過時效狀態(tài)。當(dāng)β′相完全轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的β相時，強(qiáng)化效果將會消失。因此，數(shù)據(jù)顯示210℃×5h時的力學(xué)性能與時效制度210℃×6h時的力學(xué)性能數(shù)值并無明顯差異。由于實際生產(chǎn)中時效爐內(nèi)空間較大，時效加熱階段時效爐內(nèi)各區(qū)域溫差較大，短時間內(nèi)無法保證各區(qū)域均能達(dá)到設(shè)定溫度，同時也就無法保證各區(qū)域都能達(dá)到時效要求，因此在實際生產(chǎn)中可以優(yōu)先考慮165℃×3h的時效制度。

3 結(jié)論

(1)當(dāng)時效溫度為165℃以及175℃時，隨著時效時間由2h逐漸延長至4h，力學(xué)性能呈現(xiàn)上升趨勢；當(dāng)時效時間為2h、3h、4h，時效時間保持不變，隨著時效溫度由165℃提升至175℃，力學(xué)性能同樣呈現(xiàn)出上升趨勢；(2)時效溫度達(dá)到210℃時，隨著時效時間的延長，力學(xué)性能會逐漸下降，此時管材處于過時效狀態(tài)；(3)時效制度165℃×3h的力學(xué)性能數(shù)值均能滿足客戶技術(shù)要求，屈服強(qiáng)度為150MPa≤RP0.2≤170 MPa，抗拉強(qiáng)度Rm≥200 MPa，斷后伸長率A≥14%。