李恩波，王 宇，謝海光，王紅陽

(遼寧忠旺集團有限公司, 遼寧 遼陽 111003)

6系鋁合金的主要合金元素為鎂和硅，以Mg2Si相為強化相，Mg2Si在鋁中最大溶解度為1.85 %，隨溫度降低，其溶解度明顯降低[1]，屬于熱處理可強化鋁合金。6系鋁合金具有中等強度、良好抗腐蝕性、可焊性及沖壓性能好等優(yōu)點，已經(jīng)成為當前汽車工業(yè)中使用的主要鋁合金材料之一[2]。

文中以6061鋁合金型材作為研究對象，通過不同的熱處理方式，獲得不同熱處理狀態(tài)的鋁合金(T4、T5、T6、T7狀態(tài))。6061鋁合金的時效析出順序為：GP區(qū)→β′→β(Mg2Si)，β′相是主要析出相，其數(shù)量、大小是影響6061合金力學性能的主要因素[3]。對不同熱處理狀態(tài)的6061鋁合金型材進行力學性能檢測和金相組織觀察，研究熱處理工藝對6061鋁合金力學性能的影響機制，以期為鋁合金固溶熱處理工藝提供可靠的技術(shù)支持。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗材料為半連續(xù)鑄造生產(chǎn)的6061鋁合金鑄錠，其化學成分見表1，鑄錠在560±5 ℃下進行均勻化處理，規(guī)格為φ174 mm×600 mm，然后采用2000 t擠壓機進行擠壓生產(chǎn)，擠壓過程為：鑄錠加熱→擠壓→在線淬火→拉伸矯直→鋸切→切取料樣，擠壓后鋁合金型材的橫截面形狀如圖1所示。

表1 6061鋁合金的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

圖1 擠壓型材橫截面Fig.1 Cross section of extruded profile

1.2 試驗過程及方法

將切取的料樣按照不同方式進行熱處理，得到不同熱處理狀態(tài)的鋁合金試樣，具體熱處理制度為：

①T4-520 ℃×4 h固溶處理+室溫下自然時效；

②T5-擠壓后在線風冷+170 ℃×8 h人工時效；

③T6-520 ℃×4 h固溶處理+170 ℃×8 h人工時效；

④T7-520 ℃×4 h固溶處理+250 ℃×16 h人工時效。

每種熱處理狀態(tài)取3個拉伸試樣，在室溫下參照標準GB/T 228.1—2010《金屬材料室溫拉伸試驗方法》，利用日本島津公司AG-X 100 KN電子萬能試驗機進行拉伸試驗，在測量規(guī)定的塑性延伸強度前為18 MPa/s應(yīng)力控制，之后轉(zhuǎn)換為30 mm/min的橫梁位移控制。金相試樣打磨拋光后，用HF:HCl:HNO3:H2O=2:3:5:190低濃度混合酸腐蝕液進行腐蝕，利用AXIO萬能研究級倒置式材料顯微鏡觀察不同熱處理狀態(tài)下試樣的金相組織。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 性能分析

對不同熱處理狀態(tài)的試樣進行拉伸試驗，測量塑性延伸強度Rp0.2、抗拉強度Rm和斷后伸長率A50mm，結(jié)果見表2。

表2 不同熱處理狀態(tài)下試樣的力學性能

由表2可看出，T6狀態(tài)下試樣的強度比T4、T5和T7狀態(tài)下的強度要高。由于在固溶過程中，520 ℃高溫下Mg2Si在α鋁基中有較大的溶解度，使組織中比較粗大的第二相Mg2Si最大程度的溶解在α鋁基中。然后通過水淬，溫度快速冷卻，Mg、Si等溶質(zhì)原子來不及析出，被保留在α鋁基里，與此同時大量的空位也被保留下來，形成非穩(wěn)態(tài)的過飽和固溶體。在常溫或加熱的情況下，非穩(wěn)態(tài)的過飽和固溶體會自發(fā)的向亞穩(wěn)態(tài)β′相或穩(wěn)態(tài)β相轉(zhuǎn)變，為固態(tài)相變提供了驅(qū)動力。在170 ℃溫度下人工時效時，溶質(zhì)原子的擴散速度快，再加上過飽和的空位促進作用，Si溶質(zhì)原子快速的由原來均勻分布在整個固溶體上，開始在α鋁基的某些晶面上析出(Si在α鋁基的溶解度小于Mg的溶解度)，產(chǎn)生Si富集；隨后Mg、Si溶質(zhì)原子在Si富集區(qū)上逐漸聚集，即形成GP區(qū)，析出溶質(zhì)原子與原來的晶面保持著共格關(guān)系，晶格上的原子為α鋁基和GP區(qū)所共有。為了同時適應(yīng)兩種不同原子的排列形式[4]，使晶格產(chǎn)生畸變，形成彈性應(yīng)變能，原子周圍產(chǎn)生應(yīng)力場，位錯在外力作用下滑移到GP區(qū)時，產(chǎn)生的應(yīng)力場與位錯發(fā)生交互作用，阻礙位錯的運動，隨著GP區(qū)的形成與長大，阻礙作用越大，即強度逐漸升高。隨著時間的延長，溶質(zhì)原子繼續(xù)聚集，以GP區(qū)為基礎(chǔ)[5]，逐漸形成有序排列的亞穩(wěn)態(tài)β′相，β′相與α鋁基仍然保持著完全共格關(guān)系，彌散分布在α鋁基里，β′相的數(shù)量增加，使晶格畸變進一步增大，對位錯阻礙作用也不斷增強，強度也逐漸提高達到峰值。因此在T6狀態(tài)下，時效達到峰值，鋁合金型材的性能達到了最大值。

比較T4狀態(tài)與T6狀態(tài)下試樣的力學性能，發(fā)現(xiàn)T4狀態(tài)下試樣的強度比T6狀態(tài)的低很多，但其合金塑性增高。由于試樣經(jīng)固溶淬火后，在室溫下進行自然時效，因溫度較低，原子的擴散能力相對較弱，過飽和固溶體脫溶速度較慢[6]，只有GP區(qū)組織，同時形成的GP區(qū)數(shù)量少，析出相尺寸小，故對位錯的阻礙作用降低。

對比T5狀態(tài)與T6狀態(tài)下試樣的力學性能，T5狀態(tài)下試樣的力學性能比T6狀態(tài)的低。鋁合金型材在擠壓機出口溫度在460～500 ℃，然后采用在線風冷，因固溶溫度低，獲得的過飽和固溶體的濃度低，α鋁基里的溶質(zhì)原子數(shù)量少，冷卻速度比水淬慢，在冷卻過程中有少量第二相Mg2Si析出，進一步降低α鋁基里溶質(zhì)原子的數(shù)量。隨后的時效處理，析出的彌散相β′數(shù)量少，造成局部不均勻析出而降低強度[7]。

對比T7狀態(tài)與T6狀態(tài)下試樣的力學性能，發(fā)現(xiàn)T7狀態(tài)下試樣的強度較低、塑性高。由于時效溫度高，原子的擴散能力加快，對時間的敏感性加大。時效初期，跳過GP區(qū)組織，直接脫溶出亞穩(wěn)相β′，使鋁合金強度先升高；隨著時間的延長，又轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定相β(Mg2Si)，析出相不斷長大，從α鋁基中析出，使彌散分布的β′相減小，與晶面共格關(guān)系逐漸減弱，晶格畸變程度變小[8]，產(chǎn)生過時效，強度開始降低。

2.2 影響因素

鋁合金能否通過熱處理強化，主要取決于溶質(zhì)元素能否在高溫下溶入溶劑中以及溶解度是否隨溫度變化。由圖2[1]可以看出，在共晶溫度下強化相Mg2Si在α鋁基中的最大溶解度為1.85 %，且隨溫度降低，溶解度明顯減小，在200 ℃時下降為0.25 %。因此6061鋁合金可通過熱處理進行強化。

圖2 Al-Mg2Si合金系平衡相圖Fig.2 Balance phase diagram of the Al-Mg2Si alloy series

固溶制度對鋁合金強度的影響也十分重要，當溫度過高、時間長，雖然能使溶質(zhì)元素充分固溶，使鋁合金強度升高，但鋁合金在保溫時會發(fā)生再結(jié)晶之后晶粒長大的現(xiàn)象。體系為了降低自由能達到穩(wěn)定狀態(tài)，由晶粒的總界面能下降作為驅(qū)動力，使晶粒長大，形成的組織粗化，反而使鋁合金強度降低。固溶溫度過低，盡管能獲得細小的晶粒組織，但由于固溶不充分，獲得的過飽和固溶體的濃度低，使鋁合金的強度降低。

大量文獻證明：時效制度對鋁合金性能影響非常重要，時效溫度過低，不易形成GP區(qū)，失效后強度低；時效溫度過高時，擴散速度快，析出相的尺寸很容易長大，時效后強度低，即產(chǎn)生過時效。

3 結(jié)論

1)6061鋁合金組織中，過渡相β′與α鋁基保持著共格關(guān)系，過渡相β′數(shù)量越多，分布越彌散，對位錯的阻礙作用就越強，則強度就會提高。當β′轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定相β后，破壞了共格關(guān)系，產(chǎn)生的彈性畸變能減弱，對位錯的阻礙作用降低，則強度隨之降低。

2)選擇合適的固溶制度，保證溶質(zhì)元素充分溶解在基體中，又不使晶粒發(fā)生再長大過程而形成組織粗大，固溶制度對鋁合金強化有著十分重要作用。

3)選擇合適的時效制度，鋁合金強度才能達到最大化，欠時效和過時效下鋁合金強度則會降低。