郝玉喜，榮 偉，王 爽，康 銘，吳 楠

(遼寧忠旺鋁合金精深加工有限公司，遼寧 遼陽(yáng) 111003)

6xxx系鋁合金因其良好的強(qiáng)度、塑性、耐蝕性，廣泛應(yīng)用于建筑、汽車(chē)工業(yè)、航空航天等領(lǐng)域[1]，同時(shí)其優(yōu)良的導(dǎo)電性能，在交通運(yùn)輸領(lǐng)域的導(dǎo)電軌和工業(yè)領(lǐng)域?qū)щ娊Y(jié)構(gòu)件也得以使用。作為重要特性之一，鋁合金的導(dǎo)電性能可以表征材料的組織、熱處理狀態(tài)以及力學(xué)性能。在鋁合金生產(chǎn)行業(yè)，電導(dǎo)率也作為重點(diǎn)研究領(lǐng)域，各國(guó)科學(xué)工作者均尋求不同生產(chǎn)工藝對(duì)其影響效果[2-4]。

現(xiàn)代裝備制造業(yè)技術(shù)的快速革新，對(duì)于鋁合金的綜合性能要求也越來(lái)越嚴(yán)苛。因此對(duì)于鋁合金生產(chǎn)工藝也提出更精準(zhǔn)要求，而在線淬火方式和時(shí)效制度對(duì)鋁合金型材的力學(xué)性能、硬度和電導(dǎo)率有著重要影響。在線淬火強(qiáng)度的提高，有利于提高型材強(qiáng)度，但是冷卻速度過(guò)快，鋁型材制品的殘余應(yīng)力和殘余變形越大，容易出現(xiàn)扭曲、翹曲變形等缺陷；時(shí)效制度主要對(duì)型材的力學(xué)性能、加工特性、耐腐蝕性能和導(dǎo)電性影響較大[5-7]。

相對(duì)于其他6xxx系鋁合金，6101B鋁合金合金化程度更低，具有更好的導(dǎo)電性。本文通過(guò)比較風(fēng)冷和水霧在線淬火方式及不同時(shí)效制度，探討熱處理工藝對(duì)6101B鋁合金型材的力學(xué)性能、硬度和電導(dǎo)率的影響，為高導(dǎo)電要求的鋁合金擠壓型材熱處理工藝提供參考。

1 試驗(yàn)方法

本試驗(yàn)采用3600T擠壓機(jī)進(jìn)行型材擠壓，型材斷面為普通空心圓，內(nèi)徑124mm，外徑140mm，壁厚8mm;截面面積33.175cm2，米重8.957 kg/m;面積33.175cm2，米重8.957 kg/m，外接圓直徑為140mm。擠壓模具溫度為490℃，鑄錠溫度480℃～490℃，擠壓速度1.8m/min～2.0m/min，擠壓系數(shù)為24.23，淬火方式為風(fēng)冷和水霧冷卻;隨后分別進(jìn)行欠時(shí)效、峰值時(shí)效和過(guò)時(shí)效方式進(jìn)行熱處理強(qiáng)化。

擠壓鑄錠選取牌號(hào)為6101B鋁合金，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為Si 0.3～0.6，Mg 0.35～0.60，F(xiàn)e 0.10～0.30，Cu≤0.05，Mn≤0.05，Zn≤0.10，余量Al；其中Si與Mg的含量取標(biāo)準(zhǔn)的中限，并含有少量的Fe。采用AXIO萬(wàn)能研究級(jí)倒置式材料顯微鏡，對(duì)型材的晶粒度和析出相進(jìn)行微觀形貌觀察；采用AG-X 100KN 電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)材料的力學(xué)性能進(jìn)行檢測(cè)；采用SMP-10渦流導(dǎo)電儀測(cè)試試樣的電導(dǎo)率。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 淬火方式對(duì)型材力學(xué)性能和組織的影響

表1為不同淬火方式的6101B擠壓型材經(jīng)過(guò)210℃×3h和210℃×5h熱處理時(shí)效后的性能表現(xiàn)。數(shù)據(jù)表明，采用水霧淬火工藝制得的鋁型材力學(xué)性能表現(xiàn)較好。Mg2Si為6xxx系鋁合金主要強(qiáng)化相，固溶-時(shí)效后，彌散分布析出，對(duì)型材變形的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)起到釘扎作用。淬火強(qiáng)度越高，Mg和Si等元素過(guò)飽和程度高，時(shí)效過(guò)程中強(qiáng)化相的形核驅(qū)動(dòng)力越大，有利于Mg2Si相的彌散析出。在風(fēng)冷過(guò)程中，第二相固溶程度低，部分強(qiáng)化相提前析出并長(zhǎng)大，后期時(shí)效強(qiáng)化相析出驅(qū)動(dòng)力降低，型材的力學(xué)性能較低。

表1數(shù)據(jù)顯示，風(fēng)冷淬火方式生產(chǎn)的型材電導(dǎo)率高；兩種淬火方式生產(chǎn)的型材經(jīng)過(guò)熱處理時(shí)效后，電導(dǎo)率均顯著提高。鋁合金的電導(dǎo)率主要受合金元素影響，采用水霧冷卻，第二相固溶程度高，鋁基體作為溶劑，內(nèi)部晶格點(diǎn)陣畸變嚴(yán)重，增加電子散射程度，導(dǎo)電性能降低。淬火-時(shí)效熱處理，強(qiáng)化相在固溶體基體上大量彌散析出，過(guò)飽和固溶體分解，基體共格畸變程度降低，同時(shí)Al溶劑基體中的溶質(zhì)原子減少，電子散射程度減少，型材導(dǎo)電性能提升。

數(shù)據(jù)顯示，不同的淬火方式，使用相同的時(shí)效制度，型材的電導(dǎo)率相差不大。有文獻(xiàn)表明，對(duì)于鋁合金來(lái)說(shuō)，析出元素對(duì)鋁合金電導(dǎo)率的影響要弱于固溶態(tài)元素產(chǎn)生的影響[8]；另一方面，盡管風(fēng)冷的固溶效果較差，但是風(fēng)冷前和風(fēng)冷過(guò)程中，Mg2Si已經(jīng)開(kāi)始非均勻析出和長(zhǎng)大，而水霧淬火后經(jīng)過(guò)時(shí)效處理，型材內(nèi)部析出相驅(qū)動(dòng)力相對(duì)較大，第二相大量彌散析出；因此兩種淬火方式生產(chǎn)的型材經(jīng)過(guò)熱處理時(shí)效后，基體的溶質(zhì)數(shù)量相近，時(shí)效過(guò)程中過(guò)飽和固溶體持續(xù)分解，第二相析出也將達(dá)到一定限度，過(guò)飽和固溶體的濃度變化不大[9]，因此兩者的電導(dǎo)率也趨于接近。

表1 水霧和風(fēng)冷淬火型材的電導(dǎo)率和力學(xué)性能檢測(cè)結(jié)果

水霧和風(fēng)冷兩種冷卻方式生產(chǎn)的型材晶粒尺寸如圖1所示，兩種淬火方式均發(fā)生再結(jié)晶，形成粗大等軸晶組織。鋁合金在擠壓過(guò)程中，材料內(nèi)部組織變形嚴(yán)重，變形儲(chǔ)能高，提供再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力。對(duì)比可以看出，采用水霧淬火的型材高倍組織晶粒較小，晶界較多且不規(guī)則，對(duì)電子運(yùn)動(dòng)也起到阻礙作用，電導(dǎo)率降低，而風(fēng)冷淬火方式得到的型材晶粒長(zhǎng)大明顯，晶界較為平直。這主要是由于型材風(fēng)冷淬火速度較慢，晶粒有一定的時(shí)間繼續(xù)長(zhǎng)大，并且一些小晶粒會(huì)不斷被大晶粒吞噬。

a) 在線水霧；b) 在線風(fēng)冷圖1 不同淬火方式試樣的金相組織Fig.1 Metallographic structure of samples with different quenching methods

2.2 時(shí)效制度對(duì)材料組織和性能的影響

對(duì)水霧冷卻型材進(jìn)行175℃×8h和210℃×5h熱處理時(shí)效，通過(guò)金相顯微鏡分別在200×和1000×下觀察析出相組織形貌。圖2顯示合金基體上分布著形狀不規(guī)則的結(jié)晶相，過(guò)時(shí)效狀態(tài)下結(jié)晶相數(shù)量較少，尺寸較大。峰值時(shí)效(175℃×8h)結(jié)晶相尺寸為2μm～8μm，過(guò)時(shí)效(210℃×5h)結(jié)晶相尺寸為5μm～12μm。

a)175℃×8h，200×；b)210℃×5h，200×；c)175℃×8h，1000×；d)210℃×5h，1000×圖2 水霧淬火型材析出相組織形貌Fig.2 Microstructure of precipitates with water mist quenched

將水霧冷卻型材分別經(jīng)過(guò)145℃×8h、175℃×8h、200℃×3h、210℃×3h熱處理時(shí)效，其力學(xué)性能和電導(dǎo)率檢測(cè)結(jié)果見(jiàn)表2。數(shù)據(jù)顯示，型材經(jīng)欠時(shí)效、峰值時(shí)效與過(guò)時(shí)效熱處理后，力學(xué)性能先是升高，而后降低，斷后伸長(zhǎng)率則呈現(xiàn)波動(dòng)，整體呈降低狀態(tài)。

表2 水霧淬火后不同時(shí)效制度電導(dǎo)率和力學(xué)性能檢測(cè)結(jié)果

6xxx鋁合金時(shí)效析出順序?yàn)椋^(guò)飽和固溶體→GP區(qū)→亞穩(wěn)相(β″)→亞穩(wěn)相(β′)→平衡相(β)。在欠時(shí)效(145℃×8h)條件下，形成與基體共格的GP區(qū)，鋁型材結(jié)晶強(qiáng)化相Mg2Si主要以點(diǎn)彌散析出分布于α-Al基體中，隨著時(shí)效溫度的提高不斷析出，針狀β″相析出，彌散分布于合金基體上[10,11]，對(duì)變形產(chǎn)生的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻礙作用加強(qiáng)，力學(xué)強(qiáng)度提高，在175℃×8h制度下，型材的力學(xué)性能達(dá)到峰值。在過(guò)時(shí)效(200℃/210℃×3h)條件下，晶內(nèi)析出相的數(shù)量逐漸減少而尺寸增大，過(guò)渡相向平衡相轉(zhuǎn)變，大部分β″相轉(zhuǎn)變?yōu)棣隆湎啵M(jìn)一步轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，并聚集長(zhǎng)大，Mg2Si強(qiáng)化相密度下降，晶界析出相形態(tài)也變?yōu)榍驙畈贿B續(xù)狀態(tài)，間距變大，位錯(cuò)繞過(guò)運(yùn)動(dòng)，對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用減弱，因此屈服與抗拉強(qiáng)度降低。

表中還可以看出，在欠時(shí)效、峰值時(shí)效和過(guò)時(shí)效狀態(tài)下，型材的電導(dǎo)率呈升高態(tài)勢(shì)，如前文所述，時(shí)效溫度的升高使得沉淀相不斷從基體中析出長(zhǎng)大，沉淀相與基體的共格關(guān)系減弱，晶格畸變程度降低，基體點(diǎn)陣中電子散射源的數(shù)量與密度減小，導(dǎo)電電子的自由程增加，電導(dǎo)率增加。進(jìn)入過(guò)時(shí)效階段，時(shí)間的延長(zhǎng)，過(guò)飽和固溶體的濃度已沒(méi)有較大變化，導(dǎo)電電子的自由程波動(dòng)較小，因而電導(dǎo)率趨于穩(wěn)定。

3 結(jié)論

(1)淬火強(qiáng)度越高，鋁合金Mg2Si相過(guò)飽和程度高，時(shí)效過(guò)程中強(qiáng)化相的形核驅(qū)動(dòng)力大，利于Mg2Si相的彌散析出，型材的力學(xué)強(qiáng)度高；鋁基體內(nèi)部晶格點(diǎn)陣畸變嚴(yán)重，增加電子散射程度，電導(dǎo)率下降；

(2)型材經(jīng)過(guò)時(shí)效熱處理后，強(qiáng)化相彌散析出，過(guò)飽和固溶體分解，基體共格畸變程度降低，電子散射程度減少，型材導(dǎo)電性能提高；

(3)時(shí)效溫度的提高，Mg2Si相不斷析出，型材的力學(xué)性能升高，在175℃×8h條件下達(dá)到峰值；進(jìn)入過(guò)時(shí)效狀態(tài)，強(qiáng)化相聚集粗大，對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用減弱，因此屈服與抗拉強(qiáng)度降低；

(4)時(shí)效過(guò)程中，時(shí)效溫度的提高，沉淀相逐漸析出長(zhǎng)大，晶格畸變程度降低，基體點(diǎn)陣中電子散射源的數(shù)量與密度減小，電導(dǎo)率增加；在過(guò)時(shí)效階段，時(shí)間的延長(zhǎng)，過(guò)飽和固溶體的濃度也趨于穩(wěn)定，電導(dǎo)率不再提高。