固溶处理对6082铝合金挤压棒材组织与性能的影响

周广宇，董 博，胡 皓

（辽宁忠旺集团有限公司，辽阳111003）

0 前言

作为可热处理强化铝合金，Al-Mg-Si合金具有质量轻、比强度高、易于成形和耐腐蚀性好、表面着色性能优良等优点，在航空航天、轨道交通、造船及建筑建材等领域得到了广泛的应用[1-2]。其中6082铝合金作为Al-Mg-Si合金中典型的合金，因其强度较高而被广泛用来制作汽车承重结构件、汽车底盘控制臂等结构件[3-4]。

6082铝合金传统的固溶温度要高于再结晶温度，一般情况下经过挤压变形后型材在固溶处理过程中材料内部会发生回复→再结晶形核→核心长大→晶粒长大→异常长大的再结晶过程[5]。在不产生过烧的情况下，升高固溶温度和延长固溶时间虽然可以获得程度较高的过饱和固溶体，但会使挤压变形后型材的再结晶增多，晶粒粗大，影响合金的综合力学性能。因此如何提高合金力学性能的同时又能限制晶粒尺寸的增长成为一个难题。本试验以6082挤压棒材为研究对象，经过单级固溶、双级固溶以及三级固溶试验，通过高倍显微镜和金相组织观察，并结合时效后力学性能测试，研究了不同固溶制度对再结晶晶粒尺寸、粗晶环深度、第二相含量和分布以及时效后力学性能的影响，为6082铝合金的热处理工艺的优化提供相关的理论依据。

1 试验材料与方法

1.1 试验材料

本试验采用半连续铸造法制备铸锭，合金成分如表1所示。

表1 6082合金化学成分（质量分数/%）

铸锭经495℃×10 h均匀化热处理后，在7 500 t卧式挤压机上采用单孔模具进行挤压，获得直径为85 mm的棒材。挤压工艺如表2所示。

表2 6082铝合金棒材的挤压工艺参数

1.2 试验方法

将6个长度为300 mm的上述挤压棒材按照表3的工艺分别进行固溶热处理，然后将固溶后的圆棒切取成250 mm与50 mm两部分。其中50 mm试样用于高倍晶粒度检测和金相组织观察；250 mm试样进行185℃×4.5 h时效处理后，采用HBS-62.5型数显小负荷布氏硬度计进行布氏硬度检测，并利用AG-X100KN电子万能拉伸机，以12 mm/min的拉伸速度进行室温力学性能测试（拉伸试样如图1所示）。

表3 6082铝合金挤压棒热处理工艺制度

为防止由于边部与心部的成分和组织不均对实验结果造成影响，本试验中的高倍、金相、硬度和力学的取样位置均在挤压棒直径的1/4处。

2 试验结果与分析

2.1 固溶处理对粗晶环深度和晶粒尺寸的影响

表4和图2示出了棒材经不同固溶制度处理后其边缘的粗晶环深度。其中经过单级固溶的1#和2#棒材边缘粗晶严重，深度约在3～5 mm；经过双级固溶的3#和4#棒材粗晶环深度略有降低，约在1.5～2.5mm；经三级固溶处理的5#和6#棒材经低倍宏观观察，棒材表面粗晶环深度继续降低，约为0.1～0.4mm。

表4 不同固溶处理后棒材边缘的粗晶环深度

图3为棒材经不同固溶制度处理后其边缘的晶粒尺寸。其中经过单级固溶的1#和2#棒材在高倍显微镜下观察，发现粗晶环处的晶粒尺寸分别为3.342 mm×1.74 mm（-2.5级晶粒度）和3.575 mm×1.324 mm（-1级晶粒度），如图3（a）和（b）所示；经过双级固溶处理的3#和4#试样晶粒尺寸较单级固溶有所改善，约为1.555 mm×0.299 mm（-2级晶粒度）和1.076 mm×0.191 mm（-0.5级晶粒度），见图3（c）和（d）；在5#和6#三级固溶处理后，低倍下观察棒材截面边缘粗晶环较浅，高倍显微镜下试样晶粒尺寸也有所改善，约为0.541 mm×0.413 mm（0.5级晶粒度）和0.269 mm×0.259 mm（1级晶粒度），见图3（e）和（f）。

分析认为，在挤压过程中，铸锭的不均匀变形使挤压后棒材的组织处于不稳定状态，存在大量的缺陷和一定的储变能，在后续的固溶处理过程中促使材料内部发生回复→再结晶形核→核心长大→晶粒长大的再结晶过程，其中回复过程可以消耗再结晶储能，使再结晶驱动力降低[5-6]。双级或多级固溶过程中，在第一级温度保温时材料内部以回复过程为主，该过程中不断释放变形储能，降低了再结晶的驱动力，产生大量小角度晶界的亚晶[7]。这些小角度的晶界迁移速率较低，在后续升温过程中晶粒尺寸增长速度较慢，从而获得细小均匀的再结晶晶粒。而采用单级固溶，合金内部来不及释放变形储能，诱使基体大量形核并逐渐长大，所以单级固溶的再结晶晶粒相对粗大，粗晶环深度逐渐加深[8-9]。根据阿累尼乌斯方程：

式中：N为形核率，G为晶核长大速率，N0、G0为常数，QN为形核激活能，QG为晶粒长大激活能，R为气体常数，T为绝对温度。由公式（1）和公式（2）可知，提高固溶温度，无论是再结晶晶粒的形核率还是晶粒长大速率都会增大[9-10]。因此，由1#和2#、3#和4#、5#和6#的对比可知，无论单级固溶、双级固溶还是三级固溶，采用高温短时间固溶处理可以降低粗晶环深度和晶粒尺寸。

综上所述：采用单级固溶，棒材边缘有粗大晶粒产生，粗晶环深度较深；而采用双级和三级固溶可以减轻甚至消除粗晶环；当采用三级固溶时，棒材边缘粗晶环深度减小，截面晶粒细小均匀，且高温短时间的三级固溶可以降低粗晶环深度和晶粒的尺寸。

2.2 固溶处理对第二相含量和分布的影响

挤压棒材按照表3的6种制度进行固溶处理后的第二相的含量和分布情况如图4所示。由图4（a）和（b）可知，挤压棒材经过1#和2#制度固溶后，仍有大量第二相连续分布在基体中，第二相主要是由形状不规则的粗大合金相和细小的点状相构成；而经过双级固溶处理后，细小的点状相基本溶解，不规则的粗大第二相含量减少，第二相之间的不连续性增加，组织中无过烧组织，见图4（c）和（d）；经过三级固溶处理后，第二相进一步溶解，尺寸进一步降低，在采用6#制度固溶时，残余第二相呈细小弥散颗粒状无连续地分布在基体中，且第三级温度达到560℃时仍未产生过烧，如图4（f）所示。由此可见，与单级固溶相比，采用逐步升温的三级固溶制度可以使第二相溶解更加充分，获得较高程度的过饱和固溶体。

2.3 固溶处理对时效后力学性能的影响

按照表3中的6种制度固溶处理后，再分别进行185℃×4.5 h的人工时效，然后再将时效后的每个试样进行三次布氏硬度测试，取其平均值，其结果如表5所示。采用1#～6#固溶制度，时效后合金的布氏硬度逐渐增加。其中采用1#制度固溶时合金的硬度最低，为104 HBW；在同样的保温时间下，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。

试验中适当提高固溶温度且缩短固溶时间至90 min，结果发现：采用2#制度固溶时，硬度为108 HBW，而采用4#制度固溶时，硬度提高到了115 HBW，采用6#制度固溶时，硬度提高到了123 HBW，比低温长时间（保温120 min）的三级固溶的硬度高了5 HBW，比标准的布氏硬度值提高了29.47%。

表5 不同固溶制度下棒材时效后的布氏硬度

不同固溶制度下时效后合金的抗拉强度、屈服强度和断后延伸率如表6和图5所示。可以看出，与布氏硬度结果的趋势相同，时效后1#～6#的抗拉强度和屈服强度逐渐增加，即相同的固溶时间下（1#/3#/5#固溶时间为120 min，2#/4#/6#固溶时间为90 min），采用三级固溶制度的6082棒材，在保持断后延伸率的同时，拥有较高的抗拉强度和屈服强度；且同一级数的固溶处理下，高温短时间的固溶制度获得的力学性能较高。其中采用6#制度固溶时，6082合金棒材的力学性能最优，其抗拉强度、屈服强度、伸长率分别达到392 MPa、414 MPa、11.5%。

表6 不同固溶制度下棒材的力学性能

分析认为：与单级和双级固溶相比，采用三级固溶时，一方面，组织中的粗大第二相可以较充分地溶解，使固溶体中的溶质原子过饱和度增加，且三级固溶时，采用较高的固溶温度（560℃）会提高合金元素在基体中的扩散速率，使溶质原子扩散更加均匀，在后续时效处理过程中促使析出相密度增大，但尺寸细小且分布均匀，使合金的力学性能改善；另一方面，由图3和图4可知，三级固溶处理后，合金的晶粒细小、均匀，在拉伸过程中，晶粒之间的变形协调能力较强，变形均匀程度提高，不易产生应力集中，这是力学性能提高的另一个原因。

3 结论

（1）在逐步升温的多级固溶过程中，低温阶段主要以回复为主，继续升温不会产生明显的再结晶和晶粒长大现象。采用515℃×45 min+550℃×35 min+560℃×10 min三级固溶制度后，棒材截面粗晶环深度较小，晶粒细小均匀。

（2）采用逐步升温的三级固溶制度可以使第二相溶解更加充分，获得较高程度的过饱和固溶体。

（3）与单级和双级固溶相比，采用逐步升温三级固溶制度可以在保证断后延伸率的同时提高抗拉强度和屈服强度。其中采用515℃×45 min+550℃×35 min+560℃×10 min制度时获得的力学性能最佳，其抗拉强度、屈服强度、伸长率、布氏硬度分别为392 MPa、414 MPa、11.5%和123 HBW。

（4）采用相同级数的固溶处理时，适当提高固溶温度并缩短保温时间可以降低粗晶环深度和晶粒的尺寸，提高固溶体过饱和度和时效后的力学性能。