楊志勇，李延軍，佟明明，王義斌，劉東利

(遼寧忠旺集團有限公司，遼寧 遼陽 111003)

6005A屬于中等強度鋁合金，具有優(yōu)良的熱擠壓成形性、耐蝕性、焊接性能等優(yōu)點，可擠壓斷面形狀復雜、寬厚比大的薄壁型材，作為地鐵、輕軌和高速列車的主要車廂材料，廣泛應用于高鐵、地鐵等軌道交通車輛的制造[1]。隨著軌道交通技術的發(fā)展，對軌道車體型材性能等各方面要求也逐漸升高，本文從合金成分和擠壓工藝兩方面研究對6005A車體型材性能的影響。

1 試驗材料及方法

試驗選取車體用鋁合金地板型材，型材寬度590mm，高度50mm，型材壁厚2.8mm，試驗型材截面如圖1所示。設計3種不同成分配比的6005A合金，采用半連續(xù)鑄造方法生產，鑄造過程中采用泡沫陶瓷過濾，Al-Ti-B絲細化晶粒，在線除氣處理。鑄造后采用相同的高溫均勻化退火制度處理，使鑄棒的組織均勻。鑄棒規(guī)格為Φ582mm×650mm，3種化學成分具體元素含量見表1。由于型材的寬厚比較大，型材生產采用我公司125MN臥式擠壓機進行擠壓，型材的擠壓系數為74。試驗型材的擠壓、在線淬火、時效的工藝參數為：鑄錠加熱溫度480℃～520℃；模具加熱溫度480℃～500℃；擠壓筒加熱溫度440℃～450℃；在線淬火溫度500℃～530℃。擠壓速度為1.5m/min～3.5 m/min；冷卻方式為強風冷；時效溫度175±5℃，保溫時間8 h。時效后按照GB/T228標準加工成拉伸試樣在萬能拉伸試驗機上進行拉伸試驗，型材組織在AX10萬能研究級倒置式材料顯微鏡上進行金相觀察。

圖1 試驗型材截面圖Fig.1 Section drawing of test profile

類型SiMgFeCuMnCrTiZnMn+CrAl標準要求0.50～0.900.40～0.70≤0.35≤0.30≤0.50≤0.30≤0.10≤0.200.12～0.50余量成分10.620.550.130.040.190.120.020.010.47余量成分20.500.450.150.040.150.030.020.020.21余量成分30.530.400.100.030.100.020.020.020.14余量

2 試驗結果與分析

2.1 試驗結果

表2為型材3種成分不同擠壓工藝下的力學性能結果(型材的力學性能為5組試樣的平均值)。從表2中可以看出，成分2的性能值低于成分1和成分3，在相同鑄棒加熱溫度和擠壓速度條件下，成分2低于成分3和成分1，成分1的強度值及斷后伸長率最高。在相同情況下提高擠壓溫度和擠壓速度均能提高型材的力學性能。

表2 不同擠壓工藝下的型材力學性能

觀察擠壓后型材表面質量發(fā)現，3種成分在鑄棒加熱溫度低于520℃、擠壓速度低于3m/min時，表面質量均較好；當鑄棒加熱溫度為520℃、擠壓速度超過3m/min時，成分3表面質量較好，成分2表面質量次之；成分1存在拉毛和表面顆?，F象，表面質量較差。采用高溫快速擠壓的型材表面質量較差，在相同棒溫下，擠壓速度越快，表面顆粒越多，表面質量越差。

對3種成分的型材進行金相組織觀察，圖2為3種成分對應的擠壓型材金相照片。對比發(fā)現，成分3試樣中破碎后的結晶相最粗大，主要為塊狀，其次是成分2，結晶相桿狀較多。成分1結晶相數量多，尺寸相對較小。

(a)成分1；(b) 成分2；(3) 成分3圖2 不同成分的顯微組織照片Fig.2 Microstructure of different components

對鑄棒加熱溫度480℃、擠壓速度為1.5m/min～1.9m/min和鑄棒加熱棒溫度520℃、擠壓速度3.0m/min～3.5m/min的兩組工藝產出的3種成分型材進行晶粒度觀察，晶粒度照片如圖3所示。由圖3可知，成分1幾乎完全為纖維狀組織，成分2邊部為再結晶組織，心部沒有發(fā)生再結晶，為纖維狀組織，隨著溫度、速度的升高，再結晶晶粒逐漸長大，再結晶層也越厚。成分3為完全再結晶組織，隨著溫度、速度的升高，再結晶晶粒逐漸長大。再結晶程度從輕到重依次為成分1、成分2、成分3。

(a)成分1，480℃、1.5m/min～1.9m/min； (b) 成分1，520℃、3.0m/min～3.5m/min； (c) 成分2，480℃、1.5m/min～1.9m/min； (d) 成分2，520℃、3.0m/min～3.5m/min； (e) 成分3，480℃、1.5m/min～1.9m/min； (f) 成分3，520℃、3.0m/min～3.5m/min圖3 不同成分、不同溫度和不同速度下的晶粒照片Fig.3 Grain images of different components at different temperatures and speed

2.2 結果分析

6005A合金屬于硅過剩合金，由于成分不同，3種成分中起強化作用的Mg2Si和過剩硅含量均不同，3種成分的Mg2Si和過剩Si含量(質量分數，%)分別為：0.87%和0.33、0.71和0.23、0.63%和0.29%。由于成分1中的Mg2Si和過剩Si含量均較高，所以成分1的拉伸性能值最高，成分3雖然Mg2Si含量較低，但過剩Si的含量高于成分2，所以拉伸性能均優(yōu)于成分2。提高擠壓速度和鑄棒加熱溫度均能使鑄棒進入淬火區(qū)的溫度升高，使強化相更充分的固溶到基體中，提高型材時效后的力學性能。

由于合金化程度越高，組織中的硬質相數量增多。硬質相通常具有特殊形態(tài)與較高的硬度，在加工過程中劃傷模具表面而降低型材表面質量[2]，合金化程度越高的鑄棒擠壓出的產品表面質量越差，因合金含量的降低表面質量隨之變好，但在鑄棒加熱溫度和擠壓速度較低時合金化程度對表面質量影響不明顯，當鑄棒加熱溫度和擠壓速度較高時合金化程度越高表面質量越差體現的比較明顯。這是因為降低鑄棒加熱溫度和擠壓速度，能夠減輕鑄棒中的硬質相劃傷模具程度，從而提高制品表面質量。

Mn和Cr能夠阻礙位錯運動和晶界的遷移與合并，提高再結晶溫度，細化晶粒，且能夠代替Fe元素形成AlFeMnSi或AlFeCrSi相，并降低桿狀βAlFeSi向粒狀αAlFeSi的轉變溫度[3-4]。Mn、Cr含量增多，A1(MnCr)Si粒子增多，這些粒子釘扎晶界，強烈阻礙再結晶的發(fā)生[5]。Mn和Cr元素均能抑制再結晶晶粒長大，所以3種成分的再結晶晶粒大小、多少與Mn+Cr含量的變化相對應。

3 結論

(1)通過提高合金中Mg2Si和過剩Si含量，及提高擠壓溫度和擠壓速度可以提高6005A車體型材力學性能；

(2)擠壓過程中降低鑄棒加熱溫度和擠壓速度，能夠減輕鑄棒中的硬質相劃傷模具程度，提高制品表面質量；提高Mn和Cr元素含量能夠提高6005A車體型材抵抗再結晶的能力，減小再結晶晶粒大??；

(3)選用成分1鑄棒加熱溫度在480℃～510℃，擠壓速度為2.5m/min，型材的力學性能、晶粒大小和表面質量最佳。