李飛龍，賴仕禎，宋豐軒，尹昌波

（1.南南鋁業(yè)股份有限公司，南寧 530200；2.上汽通用五菱汽車股份有限公司，柳州 545007；3.北部灣大學(xué)，欽州 535011）

0 前言

6×××系鋁合金由于具有強度高、導(dǎo)熱性良好、可切削性能和化學(xué)拋光效果好等優(yōu)點，是制造電子產(chǎn)品外觀結(jié)構(gòu)件的理想材料，廣泛用于消費電子外殼如筆記本電腦、手機、電視等。其中6013鋁合金是當今世界上最先進的鋁合金之一，相較于6061-T6合金，6013-T6鋁合金強度高出約25%，甚至可以媲美7×××系鋁合金的強度[1-3]。另外，6013合金還具有更加優(yōu)秀的鉆削性能，極易排屑，可用于鉆削更復(fù)雜的零部件并顯著降低鉆削加工成本。為此，6013合金被當作新一代的理想材料，以滿足電子產(chǎn)品外觀結(jié)構(gòu)件市場對高強度、輕量化和易加工的進一步需求。

目前國內(nèi)外鋁加工企業(yè)開始嘗試開發(fā)6013鋁合金電子外觀件基材。本研究以工業(yè)應(yīng)用為基礎(chǔ)，探討研究了固溶、時效和時效停放時間對合金力學(xué)性能和微觀組織的影響，以期為工業(yè)生產(chǎn)綜合性能優(yōu)越、陽極氧化效果好的6013鋁合金板材提供指導(dǎo)。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗所用材料為半連續(xù)鑄造生產(chǎn)的6013合金扁錠（化學(xué)成分見表1），鑄錠規(guī)格為520 mm×1 620 mm×6 500 mm。

表1 6013鋁合金化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)/%）

鑄錠經(jīng)均熱處理后出爐冷卻，接著鋸切銑面成規(guī)格為500 mm×1 600 mm×5 000 mm的鑄錠，最后經(jīng)軋制生產(chǎn)后板材的成品厚度為9 mm。

1.2 試驗方法

為利于工業(yè)化大生產(chǎn)，本試驗擬研究制定6013鋁板材的單級固溶和單級時效熱處理制度。通過單因素實驗，分別改變固溶溫度和固溶時間、時效溫度和時效時間4個參量，最終優(yōu)化得到綜合性能滿足客戶需求的熱處理工藝參數(shù)。同時，為了適應(yīng)工業(yè)化生產(chǎn)過程中排產(chǎn)的需要，研究確定時效前的停放時間對6013鋁合金板材力學(xué)性能的影響。

力學(xué)性能測試在Z100電子萬能試驗機上進行，測試方法參照GB/T 228-87；樣品的微觀組織觀察和能譜分析在Quanta-200掃描電子顯微鏡上進行。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 固溶對合金力學(xué)性能的影響

先將6013鋁合金熱軋板材在535～570℃范圍內(nèi)固溶20～60 min，然后用冷水淬至室溫狀態(tài)，并立即在172℃下時效12 h，最后對時效后的板材進行力學(xué)性能測試。所得的力學(xué)性能隨固溶制度的變化如圖1所示。由圖可知，隨著固溶溫度的升高，合金的強度先是迅速增大而后小幅增長，見圖1（a）和圖1（b）；當固溶溫度從535℃提高到560℃時合金強度增加較大，繼續(xù)提高固溶溫度到570℃時合金強度則增加較?。欢由炻孰S固溶溫度的增加變化較?。ㄒ妶D1（c））。另外，當固溶溫度相同時，隨著固溶時間的延長，合金強度先快速增長然后趨于平緩。當固溶時間由20 min增加到30 min時，合金強度增加較大，進一步延長固溶時間至60 min后，強度略有減小并趨于不變；延伸率隨固溶時間的延長略有下降。

固溶對合金力學(xué)性能的影響主要是由固溶過程中鋁基體的固溶度和再結(jié)晶分數(shù)的變化所致[4-5]：隨著固溶溫度的增加和固溶時間的延長，合金中溶質(zhì)原子的擴散激活能降得越低，越有利于合金元素擴散、固溶到鋁基體中?；w的固溶度增加，固溶越充分，淬火后基體的過飽和程度越高，時效過程中第二相析出的驅(qū)動力也越大，合金強度越高；同時，提高固溶溫度和延長固溶時間會顯著增加合金中的再結(jié)晶分數(shù)，這會降低合金的力學(xué)性能。因此，當固溶溫度為535℃時，合金固溶不夠充分，強度較低。提高固溶溫度至560℃時，合金元素的固溶度迅速增加，強度提高20 MPa以上。繼續(xù)提高固溶溫度至570℃，此時合金中元素的固溶度增加較小，而再結(jié)晶分數(shù)增長較快，導(dǎo)致合金強度增幅較小，在10 MPa以內(nèi)。與提高固溶溫度對合金力學(xué)性能的影響類似，當固溶時間在40 min內(nèi)時，固溶時間的延長可顯著提高合金的強度，而進一步延長固溶時間，合金的強度則增加較小。延伸率隨固溶溫度和固溶時間的變化與合金強度的變化不同，在固溶度和再結(jié)晶分數(shù)的共同作用下，合金的延伸率隨著固溶溫度升高和固溶時間的延長略有減小，但變化較小，在2%范圍內(nèi)，這可能是由于再結(jié)晶分數(shù)的增加導(dǎo)致合金斷裂類型的改變所引起的。

由此可見，采用高溫短時固溶的方式更利于工業(yè)化大生產(chǎn)。另外，為滿足客戶需求，合金的屈服強度應(yīng)不低于320 MPa（見圖1（a）），因此合適的固溶制度應(yīng)為570℃/40 min。

2.2 時效對合金力學(xué)性能的影響

將6013鋁合金在570℃下固溶40 min后立即進行時效熱處理，不同時效制度下合金的力學(xué)性能變化如圖2所示。由圖可知，隨著時效時間的延長，合金的強度先增加后減小，存在峰值強度，見圖2（a）和（b）；而延伸率隨著時效時間的延長先略有下降，后趨于不變（見圖2（c））。另外從圖中可以看到，提高時效溫度縮短了合金到達峰值強度的時間，如在192℃時效10 h后，合金強度即進入峰值平臺，而在172℃和182℃下保溫12 h后合金強度才達到最大值。需要指出的是，時效溫度的提高雖然縮短了合金達到峰值強度的時間，但會造成合金峰值強度的降低和延伸率的減?。涸?72℃和182℃下保溫12 h后合金的屈服強度和抗拉強度分別為330 MPa和390 MPa左右，當溫度提高至192℃時效10 h后，合金的屈服強度和抗拉強度分別減小為320 MPa和385 MPa左右；172℃時效時合金的延伸率最高，為18%～20%，而當時效溫度提高至182℃后，合金的延伸率降為16%～18%；進一步提高時效溫度至192℃后，合金的延伸率進一步減小至14%～16%。綜合考慮，當時效制度為172℃/12 h時，6013合金具有最高的強度和較好的延伸率，其數(shù)值分別為：屈服強度330 MPa、抗拉強度389 MPa、延伸率18.5%。

6×××系鋁合金中的主要強化相為Mg2Si相，時效過程中的脫溶序列為：GP區(qū)→β″→β′→β[6]。其中亞穩(wěn)相GP區(qū)、β′和β″相與基體共格、半共格，使基體晶格發(fā)生畸變，阻礙位錯的運動，從而使金屬得到強化。而β相為穩(wěn)定相，與基體非共格，對金屬的強化作用較弱[7]。在時效過程中，隨著保溫時間的延長，6013鋁合金中的強化相β″和β′相不斷形成，合金強度也不斷升高。然而進一步延長時效時間會導(dǎo)致亞穩(wěn)的強化相向穩(wěn)定的β相轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致合金的強度下降，合金轉(zhuǎn)變?yōu)檫^時效態(tài)。因此隨著時效時間的延長，6013合金的強度先較快增長后略有減小。時效溫度的提高使得合金元素的擴散速率增大，時效相的脫溶析出和轉(zhuǎn)化過程加速，因此6013合金的峰值時效時間提前。另外，高的時效溫度會導(dǎo)致時效析出過程發(fā)生變化，如在時效過程中直接形成β′亞穩(wěn)相和β穩(wěn)定相。而由于時效析出相為異質(zhì)形核，亞穩(wěn)相的減少會導(dǎo)致時效析出相析出密度的下降和分布均勻性的減小，從而引起合金強度和延伸率的減小，因此高溫時效的合金力學(xué)性能低于低溫時效的合金力學(xué)性能。

2.3 時效前的停放時間對合金力學(xué)性能的影響

工業(yè)化大生產(chǎn)過程中往往會涉及到鋁材的轉(zhuǎn)運和排產(chǎn)，而時效強化鋁合金固溶淬火后在室溫停留過程中會發(fā)生第二相的脫溶析出，這會導(dǎo)致淬火態(tài)合金過飽和度的減小，進而影響時效析出相的析出和轉(zhuǎn)化，引起合金性能的變化。為此，本文研究了6013鋁合金板固溶淬火后在室溫停留不同時間后的力學(xué)性能的變化，以考察該合金對時效前室溫停留時間的敏感性，為工業(yè)化排產(chǎn)提供參考。所得力學(xué)性能隨室溫停留時間的變化曲線如圖3所示，相應(yīng)的工藝制度為：570℃/40 min固溶，然后在室溫下分別停放0.5 d、1 d、2 d、4 d、6 d、8 d、10 d和21 d，最后在182℃下時效12 h。

從圖3中可以看到，隨著時效前停放時間的延長，6013鋁合金的強度和延伸率先快速減小后趨于不變。淬火態(tài)合金室溫停放1 d后的力學(xué)性能下降較大，與停留時間在1 d內(nèi)的合金相比，較長停放時間的合金屈服強度降低約40 MPa，抗拉強度下降約20 MPa，延伸率最大減小約3%。停放后鋁合金力學(xué)性能的改變與合金中Mg2Si析出相的含量有關(guān)[8]：淬火后在室溫下停放時，6013合金中溶質(zhì)原子與空位發(fā)生重聚形成沉淀相，時效時沉淀相作為異質(zhì)形核點會引起時效析出相形核、長大，從而導(dǎo)致時效析出相比在淬火后立即時效的合金析出相粗大，力學(xué)性能減小。

圖3 不同停放時間對合金力學(xué)性能的影響

2.4 微觀組織分析

電子外觀件用鋁合金材料在使用前需要經(jīng)過陽極氧化處理，而鋁材表面陽極氧化后的效果與鋁材中第二相的化學(xué)組成和分布密切相關(guān)。因此為了考察6013板材陽極氧化效果，本文對6013合金時效后板材中的第二相進行了觀測。圖4為典型的SEM形貌圖及元素面掃描分布情況。從圖中可以看到，樣品中存在粗大的第二相，最大尺寸約30 μm，沿軋制方向分布（見圖4（a））；EDS能譜顯示粗大第二相主要為由Al、Fe、Si、Mn元素構(gòu)成的（FeMn）3SiAl15相，另外還含有少量的Cu（見圖4（b））；元素面掃描結(jié)果表明，Al基體中僅有Si、Fe兩種元素發(fā)生明顯的偏聚（見圖4（c）和（d）），而Mn、Cu等元素分布較均勻（見圖4（e）和（f））。

圖4 6013時效態(tài)樣品的典型SEM形貌及元素面掃描照片

鋁合金中不同合金元素對陽極氧化效果的影響規(guī)律為[9]：當合金中含有Fe時，外觀件陽極氧化處理后的表面色澤會變壞；Si含量及其分布形態(tài)不同，會導(dǎo)致氧化膜呈灰鑄鐵色或近乎黑色；當Cu含量較少時，氧化膜呈綠色，隨著Cu含量增加，膜變薄，而色澤變深暗；Fe與Mn和Cr能形成難溶的化合物，F(xiàn)e與Si形成FeAl3和α-AlFeSi相，F(xiàn)e和Cr等雜質(zhì)將會產(chǎn)生料紋缺陷。由于在熔煉鑄造過程中將6013鋁合金板材中的Fe雜質(zhì)含量控制在較低的水平（實測質(zhì)量分數(shù)僅為0.13%，見表1），同時Si含量按照國標下限進行熔煉鑄造，因此板材中Fe、Si雜質(zhì)相的含量較低。而由于其他元素分布較均勻，這使得板材陽極氧化后的表面質(zhì)量較好，無明顯料紋、黑點、色差等缺陷。陽極氧化處理后的樣品經(jīng)客戶檢驗質(zhì)量合格，滿足了客戶要求。

3 結(jié)論

（1）當熱處理制度為570℃/40 min固溶+172℃/12 h時效時，合金力學(xué)性能最佳，其相應(yīng)的屈服強度、抗拉強度和延伸率分別為330 MPa、389 MPa和18.5%。

（2）合金的力學(xué)性能對時效前的停放時間敏感，當停放時間超過1 d后，力學(xué)性能下降明顯，繼續(xù)延長停放時間達到2 d以后，合金力學(xué)性能維持不變。

（3）時效態(tài)合金中存在粗大的（FeMn）3SiAl15相，導(dǎo)致Fe、Si等雜質(zhì)相發(fā)生明顯偏聚。但Cu、Mn等合金元素在鋁基體中均勻分布，板材陽極氧化后的表面質(zhì)量較好，能滿足客戶需求。