胡 皓， 趙 芳， 劉旭東， 張 巖， 劉 歡

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽(yáng) 111003)

隨著我國(guó)航天航空及軌道交通的快速發(fā)展，使用鋁材的企業(yè)對(duì)鋁材的綜合性能要求越來(lái)越高，力學(xué)性能和硬度指標(biāo)常常用來(lái)衡量鋁合金熱處理質(zhì)量，但已不能全面反應(yīng)鋁材的綜合性能。電導(dǎo)率作為一種金屬導(dǎo)電能力的指標(biāo)，已逐漸進(jìn)入研究者的視野，越來(lái)越引起人們的重視，對(duì)鋁合金進(jìn)行不同的淬火時(shí)效熱處理時(shí)，鋁合金內(nèi)部組織也會(huì)隨之發(fā)生變化，這必將會(huì)引起電導(dǎo)率的變化[1]。而相比于常規(guī)實(shí)驗(yàn)，正交試驗(yàn)法可以通過(guò)盡可能少的數(shù)據(jù)來(lái)得到所需要的信息，大大減少了實(shí)際實(shí)驗(yàn)的工作量，被廣泛應(yīng)用于各個(gè)領(lǐng)域。

6101B鋁合金屬于6xxx系(Al-Mg-Si)可熱處理強(qiáng)化合金，是一種常見(jiàn)的導(dǎo)電材料，其主要用于軌道交通上傳輸動(dòng)力電流，其制成的導(dǎo)電型材是城市軌道交通結(jié)構(gòu)中的重要組成部分，因電流負(fù)荷大，單位面積內(nèi)通過(guò)的電荷密度很大，因此要求該合金具有良好的導(dǎo)電性能，同時(shí)為保證該材料后續(xù)的加工和使用性能，該合金必須具備一定的中等強(qiáng)度和硬度[2]。影響6101B鋁合金電導(dǎo)率的因素主要包括：合金成分；熔煉、鋁液的凈化；鑄造；鑄錠均勻化；擠壓、固溶淬火；時(shí)效等[2]。試驗(yàn)證明[3]，降低Mn、Cr、V、Ti等雜質(zhì)元素有利于提高6101B合金的電導(dǎo)率；選擇合適的熱處理制度同樣可以提高6101B鋁合金的電導(dǎo)率。6101同樣是一種熱處理可強(qiáng)化鋁合金，目前國(guó)內(nèi)對(duì)6101鋁合金研究較多，試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，為了保證6101合金材料經(jīng)過(guò)熱處理能獲得最佳性能，應(yīng)選擇接近540℃的溫度進(jìn)行過(guò)飽和固溶體淬火，并采用200℃×4h的制度進(jìn)行人工時(shí)效；而采用160℃×10h時(shí)效制度可以獲得穩(wěn)定并且較高的屈服強(qiáng)度，但淬火溫度還應(yīng)提高至560℃左右[4]。若采用雙極時(shí)效175℃×8h+192℃×2h同樣可以獲得較好的綜合性能[5]。而對(duì)于大壁厚6106管材而言，191℃×5h則是最佳的人工時(shí)效制度[6]。然而6101B電導(dǎo)率的研究相對(duì)較少，本文選取一種6101B鋁合金擠壓型材，從淬火時(shí)效熱處理工藝方面探究其對(duì)擠壓型材力學(xué)性能和電導(dǎo)率的影響規(guī)律，以其從根本上優(yōu)化擠壓生產(chǎn)及熱處理工藝，提高實(shí)際成品率。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

本試驗(yàn)選取材料為6101B鋁合金擠壓型材，其直徑為260mm，壁厚為14mm；其實(shí)測(cè)合金成分如表1所列，該合金實(shí)測(cè)成分在國(guó)標(biāo)范圍內(nèi)，符合6101B鋁合金國(guó)標(biāo)化學(xué)成分要求。

表1 6101B鋁合金化學(xué)成分(wt.%)

1.2 試驗(yàn)過(guò)程及方法

該型號(hào)屬于一種常見(jiàn)導(dǎo)電材料，因此對(duì)于該型號(hào)擠壓型材要求具有較高的電導(dǎo)率，EN755-2∶2008標(biāo)準(zhǔn)中詳細(xì)記錄了6101B鋁合金T6/T7狀態(tài)性能標(biāo)準(zhǔn)(表2)。通過(guò)以往的實(shí)際生產(chǎn)可知，滿足EN755-2∶2008標(biāo)準(zhǔn)的同時(shí)，自然時(shí)效或峰值時(shí)效滿足高標(biāo)準(zhǔn)電導(dǎo)率要求較為困難，因此電導(dǎo)率可作為本次正交試驗(yàn)的指標(biāo)衡量。

表2 6101B鋁合金標(biāo)準(zhǔn)(EN755-2∶2008)

根據(jù)以往經(jīng)驗(yàn)及實(shí)際擠壓生產(chǎn)情況可知，淬火及時(shí)效制度對(duì)6101B鋁合金電導(dǎo)率和力學(xué)性能均有所影響，因此本實(shí)驗(yàn)針對(duì)熱處理工藝的4個(gè)主要參數(shù)(淬火溫度A、淬火時(shí)間B、時(shí)效溫度C及時(shí)效時(shí)間D)設(shè)計(jì)了L16(44)的正交試驗(yàn)方案(表3)，然后對(duì)結(jié)果進(jìn)行分析，在保證一定強(qiáng)度和硬度的同時(shí)，獲得最大電導(dǎo)率的淬火時(shí)效工藝。在正交試驗(yàn)的基礎(chǔ)上，對(duì)工藝優(yōu)化，與峰值時(shí)效對(duì)比，總結(jié)歸納最佳的淬火及單級(jí)時(shí)效工藝以及影響該合金性能與電導(dǎo)率的主次因素，為后續(xù)實(shí)際生產(chǎn)提供一定的理論幫助。常溫力學(xué)性能在AG-X 100KN電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)，并按相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)試，所有拉伸試樣均平行于擠壓方向截?。浑妼?dǎo)率測(cè)試在SMP-10渦流電導(dǎo)儀；布氏硬度采用HBS-62.5型數(shù)顯小負(fù)荷布氏硬度計(jì)。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 自然時(shí)效及峰值時(shí)效對(duì)該型材組織及力學(xué)性能的影響

該型號(hào)經(jīng)擠壓機(jī)擠壓后取樣分別進(jìn)行自然時(shí)效(T4)及人工峰值時(shí)效(T6)，其性能結(jié)果見(jiàn)表4，從表中對(duì)比發(fā)現(xiàn)，自然時(shí)效與人工時(shí)效對(duì)比，人工時(shí)效后其屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、硬度及電導(dǎo)率均有所提高，延伸率卻降低，但峰值時(shí)效滿足表2標(biāo)準(zhǔn)的前提下，電導(dǎo)率的提高幅度依舊有限，T6狀態(tài)下電導(dǎo)率不滿足標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定。因此，通過(guò)正交試驗(yàn)探究淬火溫度、淬火時(shí)間、時(shí)效溫度及時(shí)效時(shí)間對(duì)該型材力學(xué)性能、硬度及電導(dǎo)率的影響。

表3 正交試驗(yàn)表

表4 T4/T6狀態(tài)下性能

2.2 淬火時(shí)效對(duì)6101B鋁合金性能的影響

表5所列為正交試驗(yàn)方案及結(jié)果。重新淬火(500℃×30min)后峰值時(shí)效(175℃×8h)，6101B鋁合金的抗拉強(qiáng)度(Rp0.2)、屈服強(qiáng)度(Rm)、伸長(zhǎng)率(A)、硬度(HB)和電導(dǎo)率(γ)分別是190.2MPa、209.4MPa、16.9%、73.7HB和30.99 MS/m。與直接自然時(shí)效相比，硬度、電導(dǎo)率、抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均有所提高，而伸長(zhǎng)率則下降明顯；而與峰值時(shí)效相比，電導(dǎo)率、硬度、抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度略有降低，而伸長(zhǎng)率則略有提高。

表5 正交實(shí)驗(yàn)方案與結(jié)果

由表5可知，獲得最大電導(dǎo)率對(duì)應(yīng)的最佳淬火時(shí)效工藝為A1B4C4D4(即500℃×60min+220℃×11h)，此時(shí)獲得性能為Rp0.2=204.8MPa、Rm=222.8MPa、A=16.7%、HB=46.7HB及γ=32.52MS/m。

為了對(duì)正交實(shí)驗(yàn)結(jié)果分析更加準(zhǔn)確，采用極差分析，計(jì)算出每一因素和水平下相應(yīng)力學(xué)性能、硬度及電導(dǎo)率的平均值及極差，進(jìn)而確定目標(biāo)工藝對(duì)性能的影響程度主次，具體的極差分析結(jié)果見(jiàn)表6。從表6中可以看出，影響6101B合金屈服強(qiáng)度的因素主次依次為淬火時(shí)間、時(shí)效溫度、淬火溫度、時(shí)效時(shí)間，淬火時(shí)間從30min延長(zhǎng)到60min，6101B合金的屈服強(qiáng)度最大降低了46.675MPa；影響6101B合金抗拉強(qiáng)度的因素主次依次為淬火時(shí)間、時(shí)效溫度、淬火溫度、時(shí)效時(shí)間，淬火時(shí)間從30min延長(zhǎng)到60min，6101B合金的屈服強(qiáng)度最大降低了35.7MPa；影響6101B合金伸長(zhǎng)率的因素主次依次為淬火時(shí)間、淬火溫度、時(shí)效時(shí)間、時(shí)效溫度，淬火時(shí)間從30min延長(zhǎng)到60min，6101B合金的伸長(zhǎng)率最大提高了2.125%；影響6101B合金硬度的因素主次依次為時(shí)效溫度、時(shí)效時(shí)間、淬火溫度、淬火時(shí)間，時(shí)效溫度從175℃提高到220℃，6101B合金的硬度最大降低了23.875HBW；影響6101B合金電導(dǎo)率的因素主次依次為時(shí)效溫度、時(shí)效時(shí)間、淬火時(shí)間、淬火溫度，時(shí)效溫度從175℃提高到220℃，6101B合金的電導(dǎo)率最大提高了1.1875 MS/m?？傮w來(lái)看，對(duì)于導(dǎo)電材料6101B鋁合金而言，保證一定力學(xué)性能和硬度的前提下，時(shí)效溫度對(duì)合金電導(dǎo)率的影響最大。

為了直觀起見(jiàn)，用因素的水平變化為橫坐標(biāo)，指標(biāo)的平均值為縱坐標(biāo)，畫(huà)出水平與指標(biāo)的關(guān)系圖，如圖1所示。從圖1中可以看出保證不同最佳性能的淬火時(shí)效工藝，獲得最佳屈服強(qiáng)度性能的淬火時(shí)效工藝為A1B2C1D1，即500℃×60min+175℃×8h；獲得最佳抗拉強(qiáng)度性能的淬火時(shí)效工藝為A1B2C4D1，即520℃×30min+210℃×11h；獲得最佳伸長(zhǎng)率性能的淬火時(shí)效工藝為A4B3C3D4，即520℃×30min+210℃×11h；獲得最佳硬度性能的淬火時(shí)效工藝為A4B4C2D1，即520℃×60min+190℃×8h；獲得最佳電導(dǎo)率性能的淬火時(shí)效工藝為A4B2C4D3，即520℃×60min+220℃×10h。

表6 正交實(shí)驗(yàn)極差分析結(jié)果

圖1 水平與指標(biāo)關(guān)系圖Fig.1 Relationship between level and index

2.3 淬火時(shí)效熱處理工藝優(yōu)化

由于本文主要研究6101B鋁合金在保證一定強(qiáng)度和硬度的前提下，通過(guò)淬火時(shí)效熱處理，以獲得最大電導(dǎo)率為目標(biāo)。由表5正交試驗(yàn)結(jié)果可以看出，在滿足表2性能標(biāo)準(zhǔn)的前提下，獲得最大電導(dǎo)率的淬火時(shí)效工藝為A1B4C4D4(即500℃×60min+220℃×11h)，此時(shí)獲得性能為Rp0.2=204.8MPa、Rm=222.8MPa、A=16.7%、HB=46.7HB及=32.52MS/m。而由圖2可以看出，最佳淬火時(shí)效工藝為A4B2C4D3(即520℃×60min+220℃×10h)，此時(shí)獲得性能為Rp0.2=189.8MPa、Rm=209.8MPa、A=15.6%、HB=50HB及=32.51MS/m，此時(shí)的性能均低于A1B4C4D4所對(duì)應(yīng)的性能，無(wú)論電導(dǎo)率、抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率均有所降低。因此，最佳的淬火時(shí)效工藝為A1B4C4D4，即500℃×60min+220℃×11h。

2.4 淬火時(shí)效對(duì)6101B鋁合金顯微組織的影響

圖2為兩種淬火時(shí)效工藝的微觀組織圖。由圖2(a)和圖2(b)微觀組織發(fā)現(xiàn)，兩種淬火時(shí)效工藝組織中均未發(fā)生過(guò)燒，(b)圖淬火時(shí)效后基體上相的數(shù)量比(a)圖多，且(b)圖中存在略長(zhǎng)的相，而(a)圖中為粒狀顆粒相。

(a) 500℃×60min+220℃×11h (b) 520℃×60min+220℃×10h圖2 不同淬火時(shí)效狀態(tài)微觀組織Fig.2 Microstructure of different quenching and aging process states

6101B鋁合金中主要強(qiáng)化相為Mg2Si相，Si和Mg元素的存在均能影響6101B合金的電導(dǎo)率，Mg與Si形成強(qiáng)化相Mg2Si后，充分沉淀，合金的電導(dǎo)率會(huì)隨之提高。實(shí)際生產(chǎn)中，Mg和Si往往無(wú)法完全發(fā)生反應(yīng)形成Mg2Si相，Si作為一種半導(dǎo)體材料，游離Si數(shù)量的增加相當(dāng)于減少了合金的有效導(dǎo)電面積，從而使合金電導(dǎo)率降低。而當(dāng)Mg含量較低時(shí)，合金的電導(dǎo)率也會(huì)降低，若與Si形成Mg2Si粒子充分沉淀后，合金電導(dǎo)率會(huì)提高[8]。

一般而言，由于晶體晶格點(diǎn)陣的畸變或歪扭，影響金屬中原有的周期性電場(chǎng)分布，增加或減少了電子的散射度，導(dǎo)致鋁合金電阻發(fā)生變化[8-11]。鋁合金固溶處理后，合金中的第二相溶解，過(guò)飽和固溶體的程度增加，使得基體產(chǎn)生嚴(yán)重的晶格畸變、歪扭，點(diǎn)陣散射源的數(shù)量和密度隨之增加，導(dǎo)致導(dǎo)電電子的平均自由程度變小致使電導(dǎo)率下降[8-10]。

時(shí)效過(guò)程同樣會(huì)影響晶格畸變，6101B合金時(shí)效的析出序列為GP區(qū)→β″→β′→β。時(shí)效開(kāi)始時(shí)，過(guò)飽和固溶體中的強(qiáng)化相均勻析出，且尺寸細(xì)小，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力加強(qiáng)，因而硬度較未時(shí)效而言提高； GP區(qū)相的析出，減弱了基體的晶格畸變程度，電子的背散射作用逐漸減弱，電導(dǎo)率逐漸上升；而隨著時(shí)效溫度的升高和時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，β″和β′為繼GP區(qū)后逐漸析出的過(guò)渡相，與基體成半共格關(guān)系，過(guò)渡相密度的增加使基體晶格畸變進(jìn)一步下降，導(dǎo)電率上升，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力不斷增加，強(qiáng)度逐漸提高直至峰值時(shí)效。隨后隨著時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間的繼續(xù)延長(zhǎng)，由于過(guò)渡相濃度升高，過(guò)渡相與基體局部失去共熔，使基體晶格歪扭區(qū)域減少，合金的強(qiáng)度逐漸下降，但過(guò)渡相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)棣?Mg2Si相，其不斷長(zhǎng)大，從基體中析出，彌散相不斷減小，沉淀相與基體的共格關(guān)系逐漸減弱，使基體晶格歪扭程度減弱，基體點(diǎn)陣中的背散射源的數(shù)量和密度不斷減弱，從而使電導(dǎo)率繼續(xù)增加[7.8.10.11]。

4 結(jié)論

(1) 通過(guò)正交試驗(yàn)極差分析，對(duì)于導(dǎo)電材料6101B鋁合金而言，導(dǎo)電率為主要衡量指標(biāo)，在保證一定力學(xué)性能和硬度的前提下，時(shí)效溫度對(duì)合金的影響最大；

(2) 通過(guò)正交試驗(yàn)結(jié)果及驗(yàn)證試驗(yàn)得出，500℃×60min+220℃×11h時(shí)獲得最佳性能，Rp0.2=204.8MPa、Rm=222.8MPa、A=16.7%、HB=46.7HB及=32.52MS/m；

(3) 通過(guò)對(duì)比兩種淬火時(shí)效工藝(500℃×60min+220℃×11h和520℃×60min+220℃×10h)的微觀組織，結(jié)果發(fā)現(xiàn)前者組織中含有細(xì)小顆粒狀相，后者組織中含有條狀相。