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 111003)

6xxx系鋁合金因其良好的強度、塑性、耐蝕性，廣泛應用于建筑、汽車工業(yè)、航空航天等領域[1]，同時其優(yōu)良的導電性能，在交通運輸領域的導電軌和工業(yè)領域導電結構件也得以使用。作為重要特性之一，鋁合金的導電性能可以表征材料的組織、熱處理狀態(tài)以及力學性能。在鋁合金生產行業(yè)，電導率也作為重點研究領域，各國科學工作者均尋求不同生產工藝對其影響效果[2-4]。

現代裝備制造業(yè)技術的快速革新，對于鋁合金的綜合性能要求也越來越嚴苛。因此對于鋁合金生產工藝也提出更精準要求，而在線淬火方式和時效制度對鋁合金型材的力學性能、硬度和電導率有著重要影響。在線淬火強度的提高，有利于提高型材強度，但是冷卻速度過快，鋁型材制品的殘余應力和殘余變形越大，容易出現扭曲、翹曲變形等缺陷；時效制度主要對型材的力學性能、加工特性、耐腐蝕性能和導電性影響較大[5-7]。

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

1 試驗方法

本試驗采用3600T擠壓機進行型材擠壓，型材斷面為普通空心圓，內徑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，擠壓系數為24.23，淬火方式為風冷和水霧冷卻;隨后分別進行欠時效、峰值時效和過時效方式進行熱處理強化。

擠壓鑄錠選取牌號為6101B鋁合金，其化學成分(質量分數，%)為Si 0.3～0.6，Mg 0.35～0.60，Fe 0.10～0.30，Cu≤0.05，Mn≤0.05，Zn≤0.10，余量Al；其中Si與Mg的含量取標準的中限，并含有少量的Fe。采用AXIO萬能研究級倒置式材料顯微鏡，對型材的晶粒度和析出相進行微觀形貌觀察；采用AG-X 100KN 電子萬能試驗機對材料的力學性能進行檢測；采用SMP-10渦流導電儀測試試樣的電導率。

2 試驗結果及分析

2.1 淬火方式對型材力學性能和組織的影響

表1為不同淬火方式的6101B擠壓型材經過210℃×3h和210℃×5h熱處理時效后的性能表現。數據表明，采用水霧淬火工藝制得的鋁型材力學性能表現較好。Mg2Si為6xxx系鋁合金主要強化相，固溶-時效后，彌散分布析出，對型材變形的位錯運動起到釘扎作用。淬火強度越高，Mg和Si等元素過飽和程度高，時效過程中強化相的形核驅動力越大，有利于Mg2Si相的彌散析出。在風冷過程中，第二相固溶程度低，部分強化相提前析出并長大，后期時效強化相析出驅動力降低，型材的力學性能較低。

表1數據顯示，風冷淬火方式生產的型材電導率高；兩種淬火方式生產的型材經過熱處理時效后，電導率均顯著提高。鋁合金的電導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，內部晶格點陣畸變嚴重，增加電子散射程度，導電性能降低。淬火-時效熱處理，強化相在固溶體基體上大量彌散析出，過飽和固溶體分解，基體共格畸變程度降低，同時Al溶劑基體中的溶質原子減少，電子散射程度減少，型材導電性能提升。

數據顯示，不同的淬火方式，使用相同的時效制度，型材的電導率相差不大。有文獻表明，對于鋁合金來說，析出元素對鋁合金電導率的影響要弱于固溶態(tài)元素產生的影響[8]；另一方面，盡管風冷的固溶效果較差，但是風冷前和風冷過程中，Mg2Si已經開始非均勻析出和長大，而水霧淬火后經過時效處理，型材內部析出相驅動力相對較大，第二相大量彌散析出；因此兩種淬火方式生產的型材經過熱處理時效后，基體的溶質數量相近，時效過程中過飽和固溶體持續(xù)分解，第二相析出也將達到一定限度，過飽和固溶體的濃度變化不大[9]，因此兩者的電導率也趨于接近。

表1 水霧和風冷淬火型材的電導率和力學性能檢測結果

水霧和風冷兩種冷卻方式生產的型材晶粒尺寸如圖1所示，兩種淬火方式均發(fā)生再結晶，形成粗大等軸晶組織。鋁合金在擠壓過程中，材料內部組織變形嚴重，變形儲能高，提供再結晶的驅動力。對比可以看出，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，對電子運動也起到阻礙作用，電導率降低，而風冷淬火方式得到的型材晶粒長大明顯，晶界較為平直。這主要是由于型材風冷淬火速度較慢，晶粒有一定的時間繼續(xù)長大，并且一些小晶粒會不斷被大晶粒吞噬。

a) 在線水霧；b) 在線風冷圖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 時效制度對材料組織和性能的影響

對水霧冷卻型材進行175℃×8h和210℃×5h熱處理時效，通過金相顯微鏡分別在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)則的結晶相，過時效狀態(tài)下結晶相數量較少，尺寸較大。峰值時效(175℃×8h)結晶相尺寸為2μm～8μm，過時效(210℃×5h)結晶相尺寸為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過145℃×8h、175℃×8h、200℃×3h、210℃×3h熱處理時效，其力學性能和電導率檢測結果見表2。數據顯示，型材經欠時效、峰值時效與過時效熱處理后，力學性能先是升高，而后降低，斷后伸長率則呈現波動，整體呈降低狀態(tài)。

表2 水霧淬火后不同時效制度電導率和力學性能檢測結果

6xxx鋁合金時效析出順序為，過飽和固溶體→GP區(qū)→亞穩(wěn)相(β″)→亞穩(wěn)相(β′)→平衡相(β)。在欠時效(145℃×8h)條件下，形成與基體共格的GP區(qū)，鋁型材結晶強化相Mg2Si主要以點彌散析出分布于α-Al基體中，隨著時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]，對變形產生的位錯運動阻礙作用加強，力學強度提高，在175℃×8h制度下，型材的力學性能達到峰值。在過時效(200℃/210℃×3h)條件下，晶內析出相的數量逐漸減少而尺寸增大，過渡相向平衡相轉變，大部分β″相轉變?yōu)棣隆湎?，進一步轉變?yōu)棣孪啵⒕奂L大，Mg2Si強化相密度下降，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，位錯繞過運動，對位錯的釘扎作用減弱，因此屈服與抗拉強度降低。

表中還可以看出，在欠時效、峰值時效和過時效狀態(tài)下，型材的電導率呈升高態(tài)勢，如前文所述，時效溫度的升高使得沉淀相不斷從基體中析出長大，沉淀相與基體的共格關系減弱，晶格畸變程度降低，基體點陣中電子散射源的數量與密度減小，導電電子的自由程增加，電導率增加。進入過時效階段，時間的延長，過飽和固溶體的濃度已沒有較大變化，導電電子的自由程波動較小，因而電導率趨于穩(wěn)定。

3 結論

(1)淬火強度越高，鋁合金Mg2Si相過飽和程度高，時效過程中強化相的形核驅動力大，利于Mg2Si相的彌散析出，型材的力學強度高；鋁基體內部晶格點陣畸變嚴重，增加電子散射程度，電導率下降；

(2)型材經過時效熱處理后，強化相彌散析出，過飽和固溶體分解，基體共格畸變程度降低，電子散射程度減少，型材導電性能提高；

(3)時效溫度的提高，Mg2Si相不斷析出，型材的力學性能升高，在175℃×8h條件下達到峰值；進入過時效狀態(tài)，強化相聚集粗大，對位錯的釘扎作用減弱，因此屈服與抗拉強度降低；

(4)時效過程中，時效溫度的提高，沉淀相逐漸析出長大，晶格畸變程度降低，基體點陣中電子散射源的數量與密度減小，電導率增加；在過時效階段，時間的延長，過飽和固溶體的濃度也趨于穩(wěn)定，電導率不再提高。