固溶處理對6082鋁合金擠壓棒材組織與性能的影響

周廣宇，董 博，胡 皓

（遼寧忠旺集團有限公司，遼陽111003）

0 前言

作為可熱處理強化鋁合金，Al-Mg-Si合金具有質量輕、比強度高、易于成形和耐腐蝕性好、表面著色性能優良等優點，在航空航天、軌道交通、造船及建筑建材等領域得到了廣泛的應用[1-2]。其中6082鋁合金作為Al-Mg-Si合金中典型的合金，因其強度較高而被廣泛用來制作汽車承重結構件、汽車底盤控制臂等結構件[3-4]。

6082鋁合金傳統的固溶溫度要高于再結晶溫度，一般情況下經過擠壓變形后型材在固溶處理過程中材料內部會發生回復→再結晶形核→核心長大→晶粒長大→異常長大的再結晶過程[5]。在不產生過燒的情況下，升高固溶溫度和延長固溶時間雖然可以獲得程度較高的過飽和固溶體，但會使擠壓變形后型材的再結晶增多，晶粒粗大，影響合金的綜合力學性能。因此如何提高合金力學性能的同時又能限制晶粒尺寸的增長成為一個難題。本試驗以6082擠壓棒材為研究對象，經過單級固溶、雙級固溶以及三級固溶試驗，通過高倍顯微鏡和金相組織觀察，并結合時效后力學性能測試，研究了不同固溶制度對再結晶晶粒尺寸、粗晶環深度、第二相含量和分布以及時效后力學性能的影響，為6082鋁合金的熱處理工藝的優化提供相關的理論依據。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

本試驗采用半連續鑄造法制備鑄錠，合金成分如表1所示。

表1 6082合金化學成分（質量分數/%）

鑄錠經495℃×10 h均勻化熱處理后，在7 500 t臥式擠壓機上采用單孔模具進行擠壓，獲得直徑為85 mm的棒材。擠壓工藝如表2所示。

表2 6082鋁合金棒材的擠壓工藝參數

1.2 試驗方法

將6個長度為300 mm的上述擠壓棒材按照表3的工藝分別進行固溶熱處理，然后將固溶后的圓棒切取成250 mm與50 mm兩部分。其中50 mm試樣用于高倍晶粒度檢測和金相組織觀察；250 mm試樣進行185℃×4.5 h時效處理后，采用HBS-62.5型數顯小負荷布氏硬度計進行布氏硬度檢測，并利用AG-X100KN電子萬能拉伸機，以12 mm/min的拉伸速度進行室溫力學性能測試（拉伸試樣如圖1所示）。

表3 6082鋁合金擠壓棒熱處理工藝制度

為防止由于邊部與心部的成分和組織不均對實驗結果造成影響，本試驗中的高倍、金相、硬度和力學的取樣位置均在擠壓棒直徑的1/4處。

2 試驗結果與分析

2.1 固溶處理對粗晶環深度和晶粒尺寸的影響

表4和圖2示出了棒材經不同固溶制度處理后其邊緣的粗晶環深度。其中經過單級固溶的1#和2#棒材邊緣粗晶嚴重，深度約在3～5 mm；經過雙級固溶的3#和4#棒材粗晶環深度略有降低，約在1.5～2.5mm；經三級固溶處理的5#和6#棒材經低倍宏觀觀察，棒材表面粗晶環深度繼續降低，約為0.1～0.4mm。

表4 不同固溶處理后棒材邊緣的粗晶環深度

圖3為棒材經不同固溶制度處理后其邊緣的晶粒尺寸。其中經過單級固溶的1#和2#棒材在高倍顯微鏡下觀察，發現粗晶環處的晶粒尺寸分別為3.342 mm×1.74 mm（-2.5級晶粒度）和3.575 mm×1.324 mm（-1級晶粒度），如圖3（a）和（b）所示；經過雙級固溶處理的3#和4#試樣晶粒尺寸較單級固溶有所改善，約為1.555 mm×0.299 mm（-2級晶粒度）和1.076 mm×0.191 mm（-0.5級晶粒度），見圖3（c）和（d）；在5#和6#三級固溶處理后，低倍下觀察棒材截面邊緣粗晶環較淺，高倍顯微鏡下試樣晶粒尺寸也有所改善，約為0.541 mm×0.413 mm（0.5級晶粒度）和0.269 mm×0.259 mm（1級晶粒度），見圖3（e）和（f）。

分析認為，在擠壓過程中，鑄錠的不均勻變形使擠壓后棒材的組織處于不穩定狀態，存在大量的缺陷和一定的儲變能，在后續的固溶處理過程中促使材料內部發生回復→再結晶形核→核心長大→晶粒長大的再結晶過程，其中回復過程可以消耗再結晶儲能，使再結晶驅動力降低[5-6]。雙級或多級固溶過程中，在第一級溫度保溫時材料內部以回復過程為主，該過程中不斷釋放變形儲能，降低了再結晶的驅動力，產生大量小角度晶界的亞晶[7]。這些小角度的晶界遷移速率較低，在后續升溫過程中晶粒尺寸增長速度較慢，從而獲得細小均勻的再結晶晶粒。而采用單級固溶，合金內部來不及釋放變形儲能，誘使基體大量形核并逐漸長大，所以單級固溶的再結晶晶粒相對粗大，粗晶環深度逐漸加深[8-9]。根據阿累尼烏斯方程：

式中：N為形核率，G為晶核長大速率，N0、G0為常數，QN為形核激活能，QG為晶粒長大激活能，R為氣體常數，T為絕對溫度。由公式（1）和公式（2）可知，提高固溶溫度，無論是再結晶晶粒的形核率還是晶粒長大速率都會增大[9-10]。因此，由1#和2#、3#和4#、5#和6#的對比可知，無論單級固溶、雙級固溶還是三級固溶，采用高溫短時間固溶處理可以降低粗晶環深度和晶粒尺寸。

綜上所述：采用單級固溶，棒材邊緣有粗大晶粒產生，粗晶環深度較深；而采用雙級和三級固溶可以減輕甚至消除粗晶環；當采用三級固溶時，棒材邊緣粗晶環深度減小，截面晶粒細小均勻，且高溫短時間的三級固溶可以降低粗晶環深度和晶粒的尺寸。

2.2 固溶處理對第二相含量和分布的影響

擠壓棒材按照表3的6種制度進行固溶處理后的第二相的含量和分布情況如圖4所示。由圖4（a）和（b）可知，擠壓棒材經過1#和2#制度固溶后，仍有大量第二相連續分布在基體中，第二相主要是由形狀不規則的粗大合金相和細小的點狀相構成；而經過雙級固溶處理后，細小的點狀相基本溶解，不規則的粗大第二相含量減少，第二相之間的不連續性增加，組織中無過燒組織，見圖4（c）和（d）；經過三級固溶處理后，第二相進一步溶解，尺寸進一步降低，在采用6#制度固溶時，殘余第二相呈細小彌散顆粒狀無連續地分布在基體中，且第三級溫度達到560℃時仍未產生過燒，如圖4（f）所示。由此可見，與單級固溶相比，采用逐步升溫的三級固溶制度可以使第二相溶解更加充分，獲得較高程度的過飽和固溶體。

2.3 固溶處理對時效后力學性能的影響

按照表3中的6種制度固溶處理后，再分別進行185℃×4.5 h的人工時效，然后再將時效后的每個試樣進行三次布氏硬度測試，取其平均值，其結果如表5所示。采用1#～6#固溶制度，時效后合金的布氏硬度逐漸增加。其中采用1#制度固溶時合金的硬度最低，為104 HBW；在同樣的保溫時間下，若采用3#制度固溶，硬度提升到了110 HBW；采用6#制度固溶，硬度提升到118 HBW。

試驗中適當提高固溶溫度且縮短固溶時間至90 min，結果發現：采用2#制度固溶時，硬度為108 HBW，而采用4#制度固溶時，硬度提高到了115 HBW，采用6#制度固溶時，硬度提高到了123 HBW，比低溫長時間（保溫120 min）的三級固溶的硬度高了5 HBW，比標準的布氏硬度值提高了29.47%。

表5 不同固溶制度下棒材時效后的布氏硬度

不同固溶制度下時效后合金的抗拉強度、屈服強度和斷后延伸率如表6和圖5所示。可以看出，與布氏硬度結果的趨勢相同，時效后1#～6#的抗拉強度和屈服強度逐漸增加，即相同的固溶時間下（1#/3#/5#固溶時間為120 min，2#/4#/6#固溶時間為90 min），采用三級固溶制度的6082棒材，在保持斷后延伸率的同時，擁有較高的抗拉強度和屈服強度；且同一級數的固溶處理下，高溫短時間的固溶制度獲得的力學性能較高。其中采用6#制度固溶時，6082合金棒材的力學性能最優，其抗拉強度、屈服強度、伸長率分別達到392 MPa、414 MPa、11.5%。

表6 不同固溶制度下棒材的力學性能

分析認為：與單級和雙級固溶相比，采用三級固溶時，一方面，組織中的粗大第二相可以較充分地溶解，使固溶體中的溶質原子過飽和度增加，且三級固溶時，采用較高的固溶溫度（560℃）會提高合金元素在基體中的擴散速率，使溶質原子擴散更加均勻，在后續時效處理過程中促使析出相密度增大，但尺寸細小且分布均勻，使合金的力學性能改善；另一方面，由圖3和圖4可知，三級固溶處理后，合金的晶粒細小、均勻，在拉伸過程中，晶粒之間的變形協調能力較強，變形均勻程度提高，不易產生應力集中，這是力學性能提高的另一個原因。

3 結論

（1）在逐步升溫的多級固溶過程中，低溫階段主要以回復為主，繼續升溫不會產生明顯的再結晶和晶粒長大現象。采用515℃×45 min+550℃×35 min+560℃×10 min三級固溶制度后，棒材截面粗晶環深度較小，晶粒細小均勻。

（2）采用逐步升溫的三級固溶制度可以使第二相溶解更加充分，獲得較高程度的過飽和固溶體。

（3）與單級和雙級固溶相比，采用逐步升溫三級固溶制度可以在保證斷后延伸率的同時提高抗拉強度和屈服強度。其中采用515℃×45 min+550℃×35 min+560℃×10 min制度時獲得的力學性能最佳，其抗拉強度、屈服強度、伸長率、布氏硬度分別為392 MPa、414 MPa、11.5%和123 HBW。

（4）采用相同級數的固溶處理時，適當提高固溶溫度并縮短保溫時間可以降低粗晶環深度和晶粒的尺寸，提高固溶體過飽和度和時效后的力學性能。