李恩波，謝海光，王 宇，董艷紅,王 淵，樊 晨

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽(yáng) 111003)

6110A鋁合金屬于Al-Mg-Si-Cu系變形鋁合金，是在Al-Mg-Si系列合金的基礎(chǔ)上，加入了Cu、Mn等元素發(fā)展起來(lái)的，加入Cu元素不僅可以提高鋁合金的強(qiáng)度，還可以減輕合金淬火后因停放時(shí)間過(guò)長(zhǎng)而帶來(lái)的不利影響[1,2]。6110A鋁合金在6xxx系合金中是強(qiáng)度較高的品種，其主要強(qiáng)化相依然是Mg2Si相，具有較高的比強(qiáng)度、良好的加工性能和工藝性能，在交通運(yùn)輸行業(yè)得到了廣泛應(yīng)用[3]。

目前國(guó)內(nèi)有大量文獻(xiàn)[4-9]對(duì)6xxx系鋁合金的熱處理工藝進(jìn)行了研究，其中包括6063、6061、6082、6A02等合金，但對(duì)6110A鋁合金固溶時(shí)效工藝的系統(tǒng)性研究卻極少有。本文將以汽車配件用6110A鋁合金棒材為研究對(duì)象，通過(guò)室溫靜態(tài)單向拉伸檢測(cè)、布氏硬度檢測(cè)、金相組織觀察及斷口組織分析，來(lái)研究不同熱處理工藝對(duì)6110A合金的性能和組織的影響，以期弄清各熱處理因素對(duì)合金性能和組織的影響規(guī)律，總結(jié)出最合適的熱處理工藝，對(duì)后續(xù)的擠壓生產(chǎn)加工和熱處理研究提供技術(shù)參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料選用本公司熔鑄生產(chǎn)的6110A鋁合金鑄棒，直徑規(guī)格為Φ436mm，其化學(xué)成分測(cè)試值見(jiàn)表1。鑄棒經(jīng)均勻化處理、車皮后，采用7500T臥式擠壓機(jī)進(jìn)行擠壓生產(chǎn)，擠壓成截面直徑為80mm的棒材;擠壓工藝流程為，鑄棒加熱、擠壓筒加熱、模具加熱—擠壓—在線淬火—拉伸矯直—定尺鋸切—人工時(shí)效—驗(yàn)收—交貨。具體擠壓過(guò)程控制參數(shù)為，模具加熱溫度440℃～460℃，鑄錠加熱溫度470℃～480℃(頭)、430℃～460℃(尾)，擠壓筒溫度440℃～460℃，擠壓系數(shù)19.9，擠壓速度2.0 m/min ～5.0 m/min，殘料厚度30mm，淬火方式為在線水冷。

表1 6110A鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Tab.1 Chemical composition of 6110A aluminum alloy (wt.%)

1.2 試驗(yàn)方案

不同的熱處理工藝對(duì)6xxx系鋁合金的性能和組織影響很大，6110A合金棒材熱處理工藝的主要因素為固溶溫度、固溶時(shí)間、時(shí)效溫度以及時(shí)效時(shí)間，每個(gè)因素選取4個(gè)水平，設(shè)計(jì)了L16(44)正交試驗(yàn)方案，正交試驗(yàn)?zāi)軌蛟诤芏嘣囼?yàn)中挑選出具有代表性的幾個(gè)試驗(yàn)方案，通過(guò)數(shù)據(jù)分析得到影響結(jié)果的主次因素，推斷出最優(yōu)試驗(yàn)方案，節(jié)約試驗(yàn)時(shí)間，降低試驗(yàn)成本，各因素水平見(jiàn)表2。

表2 正交試驗(yàn)水平因素表Tab.2 Horizontal factor table of Orthogonal test

1.3 試驗(yàn)方法

按照客戶技術(shù)協(xié)議中要求，將不同熱處理工藝后的棒材料坯車加工為直徑8mm的標(biāo)準(zhǔn)圓形拉伸試樣，利用日本島津的AG-X 100 KN電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)，在室溫下進(jìn)行靜態(tài)單向拉伸試驗(yàn)。試驗(yàn)方法按照GB/T 228-2010中規(guī)定的方法，利用引伸計(jì)測(cè)量試樣的屈服強(qiáng)度，試驗(yàn)速率為18MPa/s，試樣屈服點(diǎn)過(guò)后卸載引伸計(jì)，試驗(yàn)速率轉(zhuǎn)換為30mm/min，直至試樣斷裂。將硬度試樣的一個(gè)橫斷面作為試驗(yàn)面，用砂紙將加工刀痕磨掉，利用OMNITEST型多功能硬度計(jì)測(cè)量試樣的布氏硬度試驗(yàn)，每個(gè)試樣測(cè)量3次，以3次測(cè)量硬度值的平均值作為試驗(yàn)的結(jié)果。金相試樣經(jīng)打磨拋光后，使用低濃度混合酸腐蝕(HF∶HCl∶HNO3∶H2O體積比為2∶3∶5∶190)進(jìn)行腐蝕，利用光學(xué)顯微鏡觀察試樣的金相組織；利用掃描電子顯微鏡對(duì)拉伸斷口進(jìn)行觀察分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 熱處理工藝對(duì)合金性能的影響

根據(jù)設(shè)計(jì)的L16(44)正交試驗(yàn)方案進(jìn)行了16組不同熱處理工藝，檢測(cè)試樣的拉伸性能和硬度性能結(jié)果見(jiàn)表3。

表3 正交試驗(yàn)方案結(jié)果Tab.3 Results of Orthogonal test scheme

為了對(duì)正交試驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行準(zhǔn)確分析，分別對(duì)以屈服強(qiáng)度Rp0.2、抗拉強(qiáng)度Rm、斷后伸長(zhǎng)率A及布氏硬度值HBW2.5/62.54個(gè)性能指標(biāo)進(jìn)行極差分析，其中R為各個(gè)因素對(duì)試驗(yàn)指標(biāo)影響大小的主次順序，進(jìn)而確定熱處理工藝對(duì)合金性能的影響程度主次。從表3中極差分析大小可以看出，對(duì)6110A鋁合金屈服強(qiáng)度的影響程度主次關(guān)系依次為，時(shí)效溫度>固溶時(shí)間>固溶溫度>時(shí)效時(shí)間；對(duì)合金抗拉強(qiáng)度的影響程度主次關(guān)系依次為，時(shí)效溫度>固溶溫度>固溶時(shí)間>時(shí)效時(shí)間；對(duì)合金斷后伸長(zhǎng)率的影響程度主次關(guān)系依次為時(shí)效溫度>固溶時(shí)間>固溶溫度=時(shí)效時(shí)間；對(duì)合金布氏硬度值的影響程度主次關(guān)系依次為，時(shí)效溫度>固溶時(shí)間>固溶溫度>時(shí)效時(shí)間。

6110A鋁合金的平均屈服、抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率及布氏硬度值同一水平下各個(gè)因素的平均值，隨著熱處理工藝參數(shù)變化規(guī)律如圖1所示。由圖1可以直觀看出，合金的性能隨著熱處理工藝參數(shù)變化的影響規(guī)律為：(1)隨著固溶溫度從510℃到540℃，6110A合金的各項(xiàng)性能均呈現(xiàn)波動(dòng)變化，在520℃固溶溫度時(shí)，合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和布氏硬度均達(dá)到了最大；(2)隨著固溶時(shí)間的延長(zhǎng)，6110A合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和布氏硬度呈現(xiàn)先增大后減小的變化趨勢(shì)，在固溶時(shí)間為40min時(shí)達(dá)到了最大，而合金的斷后伸長(zhǎng)率則呈現(xiàn)相反趨勢(shì)；(3)時(shí)效溫度是6110A合金的4項(xiàng)指標(biāo)性能影響最大的因素，極差均為最大值，隨著時(shí)效溫度從165℃到195℃，合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和布氏硬度呈現(xiàn)先增大后減小的變化趨勢(shì)，在時(shí)效溫度為175℃時(shí)達(dá)到峰值，同樣斷后伸長(zhǎng)率則呈現(xiàn)相反趨勢(shì)；(4)時(shí)效時(shí)間從7h到10h期間，對(duì)合金的4項(xiàng)指標(biāo)性能影響最小，合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度在9h時(shí)達(dá)到最大值，合金的布氏硬度在8h時(shí)達(dá)到最大。

圖1 因素與性能指標(biāo)曲線圖Fig.1 Graph of factor and performance index

由以上結(jié)果可以看出，對(duì)于6110A合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度來(lái)說(shuō)，最佳熱處理工藝為A2B3C2D3，即520℃/40min+175℃/9h；對(duì)于合金的斷后伸長(zhǎng)率來(lái)說(shuō)，最佳熱處理工藝為A3B4C4D1,即530℃/50min+195℃/7h；對(duì)于合金的布氏硬度來(lái)說(shuō)，最佳熱處理工藝為最佳熱處理工藝A2B3C2D2，即520℃/40min+175℃/8h?？蛻艏夹g(shù)協(xié)議中規(guī)定，6110A鋁合金的性能檢測(cè)標(biāo)準(zhǔn)為屈服強(qiáng)度Rp0.2≥380MPa、抗拉強(qiáng)度Rm≥400MPa、斷后伸長(zhǎng)率A≥10%，布氏硬度HB≥110HBW。在滿足客戶技術(shù)協(xié)議要求的前提下，綜合考慮，此6110A鋁合金棒材的最佳熱處理工藝為A2B3C2D3，但此熱處理組合并未出現(xiàn)在正交試驗(yàn)方案里；經(jīng)檢測(cè)驗(yàn)證，此熱處理工藝下合金的屈服強(qiáng)度為415.24MPa，抗拉強(qiáng)度為，447.59MPa，斷后伸長(zhǎng)率為10.5%，布氏硬度為127HBW。

2.2 熱處理工藝對(duì)合金組織的影響

對(duì)6110A鋁合金不同熱處理工藝后的組織觀察形貌如圖2所示?？梢钥闯觯?10℃/20min+165℃/7h熱處理工藝條件下，由于固溶溫度較低，保溫時(shí)間較短，合金的固溶效果較差，時(shí)效后合金基體中析出的第二相質(zhì)點(diǎn)較少(圖2(a))。在520℃/40min固溶處理基礎(chǔ)上，合金更加充分的形成了過(guò)飽和固溶體，時(shí)效制度為175℃/9h處理后，合金組織的晶粒尺寸變化不大，但在晶粒內(nèi)和晶界處析出了大量的第二相質(zhì)點(diǎn)，且均勻的分布在基體內(nèi)(2(b))；而在195℃/9h的時(shí)效處理后，基體中析出的第二相質(zhì)點(diǎn)略有變大(2(c))；在540℃/50min+165℃/10h熱處理工藝處理后，合金組織的晶粒明顯粗化，晶粒尺寸增大(2(d))。

2.3 熱處理工藝對(duì)斷口形貌的影響

6110A鋁合金經(jīng)不同熱處理工藝處理后，對(duì)拉伸試驗(yàn)斷裂后的試樣進(jìn)行斷口形貌的觀察，如圖3所示。

(a)510℃/20min+165℃/7h；(b)520℃/40min+175℃/9h；(c)520℃/40min+155℃/7h；(d)540℃/50min+165℃/10h圖2 不同熱處理工藝對(duì)合金組織的影響Fig.2 Effect of different heat treatment processes on microstructure of alloy

(a)510℃/20min+165℃/7h；(b)520℃/40min+175℃/9h；(c)520℃/40min+155℃/7h；(d)540℃/50min+165℃/10h圖3 熱處理工藝對(duì)斷口的影響Fig.3 Effect of heat treatment process on fracture surface

可以看出，不同熱處理工藝處理后的拉伸試樣的斷口均有明顯的撕裂韌窩，晶粒能夠發(fā)生塑性變形，從原有的斷面上被拉出來(lái)，由此形成韌窩。但經(jīng)520℃/40min+175℃/9h熱處理后，韌窩的尺寸較小，深度較淺(3(b))，說(shuō)明此試樣熱處理時(shí)效后的合金強(qiáng)度較高，這與正交試驗(yàn)的驗(yàn)證結(jié)果一致。

2.4 分析

6xxx系鋁合金中，主要的強(qiáng)化強(qiáng)為Mg2Si相，強(qiáng)化相Mg2Si在鋁基體中的最大溶解度為1.85 %，且隨著溫度降低溶解度明顯減小，在200℃時(shí)下降為0.25%，因此合金的強(qiáng)度和硬度性能主要取決于固溶時(shí)效熱處理過(guò)程中，從過(guò)飽和固溶體中析出的強(qiáng)化相的數(shù)量、大小和分布情況[10-13]。

6110A合金在合金不發(fā)生過(guò)燒情況的前提下，隨著固溶溫度的升高，合金組織中粗大的Mg2Si相溶解在鋁基體越充分，形成過(guò)飽和固溶體的濃度越大，其相變驅(qū)動(dòng)力也同樣增大，從而減小了臨界晶核形核尺寸，提高了時(shí)效過(guò)程中的形核率，使組織中能夠析出大量的第二相質(zhì)點(diǎn)。當(dāng)固溶溫度為510℃時(shí)，溫度低，溶質(zhì)原子的擴(kuò)散遷移速度較慢，合金中殘留的較粗大的Mg2Si相未全部溶解在鋁基體中，這些未溶解的粗大相會(huì)在后續(xù)的時(shí)效過(guò)程中，隨著Mg和Si溶質(zhì)原子從過(guò)飽和固溶體中逐漸析出，而繼續(xù)長(zhǎng)大粗化；組織中細(xì)小而彌散分布的第二相質(zhì)點(diǎn)在基體中分布的密度減少，從而導(dǎo)致合金的強(qiáng)度和硬度性能降低。固溶溫度為520℃時(shí)，粗大的Mg2Si相能夠充分溶解在基體內(nèi)，從而形成高濃度的過(guò)飽和固溶體，在時(shí)效處理后，使合金獲得較高的強(qiáng)度和硬度性能；固溶溫度進(jìn)一步升高，在540℃時(shí)，由于溫度高，會(huì)加快組織中晶粒尺寸生長(zhǎng)的速度，形成較大晶粒組織，而融入的溶質(zhì)原子的量卻沒(méi)有出現(xiàn)較大變化，從而使合金的強(qiáng)度和硬度降低了。因此必須合理選擇固溶溫度和固溶時(shí)間，來(lái)為后續(xù)的時(shí)效做好鋪墊。

6110A鋁合金的時(shí)效脫溶序列為，Si原子團(tuán)聚→GP區(qū)→針狀Mg2Si非平衡相→棒狀Mg2Si非平衡相→片狀平衡Mg2Si平衡相。時(shí)效處理的實(shí)質(zhì)就是在一定的溫度保溫條件下，使Mg和Si溶質(zhì)原子從過(guò)飽和固溶體中沉淀析出，形成原子的富集區(qū)，并逐漸長(zhǎng)大生成細(xì)小的強(qiáng)化相質(zhì)點(diǎn)。時(shí)效初期，Mg和Si原子首先在鋁基體中某些晶面上富集，形成GP區(qū)，隨著時(shí)間的持續(xù)，在GP區(qū)的基礎(chǔ)上或直接在基體中形成有序排列的針狀β″相。β″相的晶體結(jié)構(gòu)與母相晶體結(jié)構(gòu)相似，并保持著共格關(guān)系，其產(chǎn)生的畸變程度最大，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)所受到的阻力也最大，從而合金的強(qiáng)度和硬度性能達(dá)到峰值；而由于位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的受阻，降低了合金的塑性，即合金的斷后伸長(zhǎng)率下降。時(shí)效溫度升高或時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速度增大，β″相繼續(xù)易富集向β′相轉(zhuǎn)變，β′相與基體形成半共格關(guān)系，雖然其尺寸大小增加，單個(gè)質(zhì)點(diǎn)對(duì)位錯(cuò)阻礙作用增加，但使基體產(chǎn)生畸變的程度有所下降，合金的強(qiáng)度和硬度性能減小。而β′相繼續(xù)富集形成穩(wěn)定的β相，其尺寸較大，在基體中分布密度下降，兩質(zhì)點(diǎn)間距增大，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用下降。因此，合理的控制時(shí)效工藝是控制6110A鋁合金最終性能的關(guān)鍵程序。

3 結(jié)論

(1)通過(guò)極差分析結(jié)果，對(duì)6110A鋁合金屈服強(qiáng)度和硬度的影響程度主次關(guān)系依次為，時(shí)效溫度、固溶時(shí)間、固溶溫度、時(shí)效時(shí)間；對(duì)合金抗拉強(qiáng)度的影響程度主次關(guān)系依次為，時(shí)效溫度、固溶溫度、固溶時(shí)間、時(shí)效時(shí)間，因此在6110A鋁合金的熱處理工藝中必須合理選擇控制時(shí)效溫度。

(2)通過(guò)正交試驗(yàn)結(jié)果，獲得了6110A鋁合金最佳的熱處理工藝A2B3C2D3，即固溶溫度為520℃，固溶時(shí)間為40min，時(shí)效溫度為175℃，時(shí)效時(shí)間為9h，此時(shí)合金的屈服強(qiáng)度為415.24MPa，抗拉強(qiáng)度為447.59MPa，斷后伸長(zhǎng)率為10.5%，布氏硬度為127HBW，符合客戶技術(shù)協(xié)議的規(guī)定要求。

(3)合金經(jīng)520℃/40min+175℃/9h熱處理工藝后，合金的顯微組織中，第二相質(zhì)點(diǎn)能夠細(xì)小均勻的分布在基體中，使合金強(qiáng)度和硬度性能達(dá)到峰值。