時效制度對6106鋁合金擠壓管材力學性能的影響

金智澎，顧維明，趙 芳，李金龍

(遼寧忠旺集團有限公司， 遼寧 遼陽 111003)

6106鋁合金屬于以鎂和硅為主要合金元素的6xxx系鋁合金，以Mg2Si相為強化相，屬于熱處理可強化鋁合金。合金具有中等強度，耐蝕性高，無應力腐蝕破裂傾向，焊接性能良好，焊接區(qū)腐蝕性能不變，成形性和工藝性能良好等優(yōu)點。由于具有最佳的綜合性能，被廣泛應用工業(yè)制造業(yè)等領域[1]。

6106合金成分介于6063和6005A之間，但力學性能要明顯高于6063合金，與6005A合金性能接近。其在T6狀態(tài)下，屈服強度為220 MPa，抗拉強度為270 MPa。現(xiàn)有客戶需求6106-T64合金狀態(tài)擠壓管材，要求材料屈服強度為150 MPa≤RP0.2≤170 MPa，抗拉強度Rm≥200 MPa，斷后伸長率A≥14%。但6106-T64合金狀態(tài)管材力學性能尚處于不穩(wěn)定狀態(tài)，常常存在屈服強度不合格的問題，熱處理制度有待進一步研究，特別是時效制度有待探討。為了提高產品的質量，滿足國內外市場的需求，并為今后大批量生產做準備，本試驗結合實際生產找出6106合金狀態(tài)管材的最佳時效制度。

1 試驗材料與方法

1.1 實驗材料

根據(jù)現(xiàn)場實際生產需要，本次試驗選擇Φ582mm×1350 mm的6106合金鑄錠進行生產，化學成分符合國家標準，見表1。在6106合金中主要強化相是Mg2Si化合物，當Mg∶Si>1.73時，除形成Mg2Si相外，過剩的鎂明顯降低Mg、Si相在固態(tài)鋁中的溶解度；當Mg∶Si<1.73時，形成Mg2Si相后，過剩的硅并不影響Mg2Si在固態(tài)鋁中的溶解度[2]。本試驗合金的鎂硅比為1.2。鑄錠均質處理制度為560 ℃×10 h，均質處理后會消除鑄錠在鑄造過程中產生的內應力，避免擠壓過程中裂紋的產生，同時會改善鑄錠內部組織，使力學性能更趨于穩(wěn)定值。

表1 6106鋁合金化學成分(質量分數(shù)，%)

1.2 試驗方法

選擇125 MN擠壓機進行本次管材擠壓試驗，擠壓管材直徑385 mm、壁厚6.5 mm，管材截面圖如圖1所示。鑄錠加熱溫度控制在510℃～470 ℃，擠壓速度1.5m/min～2.0 m/min，擠壓系數(shù)為36.6，管材出淬火區(qū)的溫度≤150℃。由于擠壓管材直徑偏大、壁厚偏薄，在線穿水冷卻淬火方式難以保證管材的截面尺寸和形狀，而風冷淬火又很難滿足所需要的淬火要求。因此，采用在線水霧淬火方式。

圖1 擠壓管材截面圖Fig.1 Cross-section of extruded tube

基于本次試驗力學性能要求的特殊值，根據(jù)以往經驗及多方面資料顯示，6xxx系鋁合金峰值時效制度基本為175℃×8h。為了研究出適合6106合金狀態(tài)擠壓管材的時效制度，分別圍繞峰值時效制定165℃、175℃，時效2h、3h、4h的欠時效方案以及210℃分別時效3h、4h、5h等多組時效制度進行本次試驗。對時效后的管材進行力學性能分析，具體取樣位置及時效制度對照見表2。

2 試驗結果及分析

2.1 試驗結果

對不同時效制度下的管材進行力學性能檢測，其力學性能結果見表3。

表2 試樣位置時效制度對照表

表3 不同時效制度下管材的力學性能

試樣部位時效制度/℃×h屈服強度Rp0.2/MPa抗拉強度Rm/MPa斷后伸長率A/%7-17-28-18-29-19-210-110-2210×4210×5210×6175×820823111.019222512.5173211151852121518021315.518421414.52332571024026510.5標準150～17020014

2.2 試驗結果分析

本次實驗分別以溫度和時間作為變量來對比分析，研究了不同的時效溫度和時間對6106合金管材力學性能的影響。從表3可以看出在165℃、175℃時效溫度下，抗拉強度和屈服強度都隨著時效時間的增加而增大，且數(shù)值上升較快。在175℃×8h時效制度時達到最高值，而在2h、3h、4h保溫時間相同的情況下，隨著時效溫度由165℃提升至175℃，力學性能同樣呈現(xiàn)上升趨勢。當時效溫度為210℃時，隨著時效時間的延長，力學性能呈現(xiàn)出下降的趨勢。時效制度在210℃×5 h時，力學性能較時效制度210℃×6h時的力學性能數(shù)值并無明顯差異。

6106鋁合金其脫溶序列為α過飽和固溶體→G.P區(qū)→β″相→β′相→β相。時效初期Mg、Si 原子在鋁基體的晶面上聚集，形成溶質原子富集區(qū)即G.P區(qū)，與基體保持共格關系，邊界上的原子為母相α和G.P區(qū)所共有。為了同時適應兩種不同原子排列形式，共格邊界附近產生彈性應變，正是這種晶格的嚴重畸變阻礙了位錯運動，從而提高了合金的強度。隨著時效時間的延長，Mg、Si原子進一步富集并趨向有序化，迅速長大成針狀或棒狀即為β″相，其C軸方向的彈性共格結合引起的應變場最大，其彈性應力也最高。當β″相長大到一定尺寸，其應力場遍布整個基體，應變區(qū)幾乎相連，此時合金的強度較高，隨著時效過程的進一步發(fā)展。在β″相的基礎上，Mg、Si原子進一步富集形成局部共格的β'過渡相，其周圍基體的彈性應變有所減輕，對位錯運動的阻礙減少，此時強度達到最大值，強度已有所下降。時效后期在β′相與基體界面上形成穩(wěn)定的β相，失去了與基體之間的共格聯(lián)系，完全從基體中脫離出來，共格應變消失，強度下降[3-4]。

根據(jù)以上理論6106鋁合金為165℃及175℃等較低溫度，開始階段形成細密、均勻、彌散的G.P區(qū)，隨著時間的延長獲得了更多的β″相，因此在時效前期合金的強度迅速增大。時效溫度210℃時固溶處理速度較快，所以強度達到峰值的時間較溫度低時短，但在后續(xù)的時效處理中，隨著時間的延長，材料內部的析出相開始長大，間距也變大，材料本身的強度指標降低，此時材料處于過時效狀態(tài)。當β′相完全轉變?yōu)榉€(wěn)定的β相時，強化效果將會消失。因此，數(shù)據(jù)顯示210℃×5h時的力學性能與時效制度210℃×6h時的力學性能數(shù)值并無明顯差異。由于實際生產中時效爐內空間較大，時效加熱階段時效爐內各區(qū)域溫差較大，短時間內無法保證各區(qū)域均能達到設定溫度，同時也就無法保證各區(qū)域都能達到時效要求，因此在實際生產中可以優(yōu)先考慮165℃×3h的時效制度。

3 結論

(1)當時效溫度為165℃以及175℃時，隨著時效時間由2h逐漸延長至4h，力學性能呈現(xiàn)上升趨勢；當時效時間為2h、3h、4h，時效時間保持不變，隨著時效溫度由165℃提升至175℃，力學性能同樣呈現(xiàn)出上升趨勢；(2)時效溫度達到210℃時，隨著時效時間的延長，力學性能會逐漸下降，此時管材處于過時效狀態(tài)；(3)時效制度165℃×3h的力學性能數(shù)值均能滿足客戶技術要求，屈服強度為150MPa≤RP0.2≤170 MPa，抗拉強度Rm≥200 MPa，斷后伸長率A≥14%。