交通轨道用Al-Mg-Si系铝合金时效工艺的研究

2022-12-20李恩波谢海光

热处理技术与装备 2022年6期

李恩波，王宇，谢海光

(辽宁忠旺集团有限公司，辽宁辽阳 111003)

随着交通轨道领域的快速发展，减重和节能减排越来越受到重视，而轻量化是实现这一目标的有效途径[1-2]。铝合金挤压型材因其密度较小、比强度高、易加工成型等优点，已成为理想的轻质材料之一，在交通轨道领域中发挥着重要作用[3-5]。目前，交通轨道型材不仅要求具有较高的机械性能，同时还要求具有优良的导电性。

由于Al-Mg-Si系铝合金具有中等的强度、良好的延伸性和较高的电导率，已成为交通轨道用铝合金型材的首选材料之一[6-8]。但合金的机械性能和电导率是两个相互矛盾的物理量，电导率高则机械性能低，尤其是抗拉强度[9]。为此，本文将研究时效工艺对交通轨道用Al-Mg-Si系铝合金机械性能和电导率的影响规律，探寻出满足客户性能要求的最佳时效工艺条件。

1 试验材料与方法

1.1 试验材料

以6063铝合金为研究对象，采用半连续铸造法制备6063铝合金铸锭，其化学成分见表1。铸锭经均匀化处理和车皮加工后，其规格为φ254 mm×460 mm。采用2750T卧式挤压机对铝合金铸锭进行挤压，挤压工艺参数见表2。

表1 6063铝合金的化学成分(质量分数，%)

表2 挤压工艺参数

1.2 试验方案

切去头端废料后分别取硬度试样、拉伸试样和金相试样，在箱式电阻炉内进行固溶处理，固溶温度为540 ℃，保温时间为2 h，然后水淬冷却。水淬后立即放入鼓风干燥箱中进行不同的时效处理，时效工艺分别为150 ℃×(2～12) h、170 ℃×(2～12) h、190 ℃×(2～12) h和210 ℃×(2～12) h。

1.3 试验方法

采用FV-810维氏显微硬度计对试样进行显微硬度测试，试验力为10 kgf，加载时间为15 s，每个试样测试三点后取平均值；采用SMP-10涡流电导仪进行电导率测试，每个试样测试不少于三次；运用100 kN电子万能试验机进行拉伸试验，屈服前应力控制速度为18 MPa/s，屈服后转换为横梁位移速度控制为30 mm/min，试样断裂后测量断后标距；金相试样经打磨抛光后，在低浓度混合酸腐蚀溶液(HF：HCl：HNO3：H2O体积比为2:3:5:190)中进行腐蚀，采用OLYMPUS金相显微镜观察试样的金相组织；采用SSX550扫描电子显微镜观察和分析试样的拉伸断口形貌。

2 试验结果及分析

2.1 显微硬度试验

图1为Al-Mg-Si系铝合金在不同时效温度下硬度随时效时间的变化曲线。由图1可知，在不同的时效温度下，随时效时间的延长，合金的硬度均呈先增大后降低的趋势。一般，时效强化过程可分为四个阶段：快速强化阶段、缓慢强化阶段、强化平台阶段和强化降低阶段。从图1中还可以看出，时效温度越高，达到合金峰值硬度的时间越短。当合金时效温度为210 ℃时，时效保温4 h就达到峰值硬度(87.4 HV)；而合金时效温度为170 ℃时，时效保温9 h后硬度才达到峰值。

图1 不同时效温度下合金的硬度变化曲线Fig.1 Hardness curves of alloys at different aging temperatures

2.2 电导率试验

图2为不同时效温度下合金的电导率随时效时间的变化曲线。由图2可知，在不同的时效温度下，随时效时间的延长，合金的电导率均呈先快速增大后缓慢增大的趋势，且在相同的时效时间下，合金的电导率随时效温度的升高而增加。当时效温度为170 ℃，时效保温10 h后，合金的电导率达到客户性能要求，电导率为56.5 %IACS；当时效温度为210 ℃，时效保温7 h后，合金的电导率虽能满足要求，但合金的显微硬度却低于客户性能要求。

图2 不同时效温度下合金的电导率变化曲线Fig.2 Conductivity curves of alloys at different aging temperatures

2.3 静态拉伸试验

图3为不同时效温度下合金的抗拉强度和屈服强度随时效时间的变化曲线。由图3可知，随时效时间的延长，合金的抗拉强度和屈服强度在不同的时效温度下，均呈先快速增大、再缓慢增大、最后降低的趋势，其曲线变化规律与显微硬度变化规律相符。170 ℃×10 h时效处理后，合金的抗拉强度为237 MPa，屈服强度为217 MPa；与170 ℃×9 h时效工艺相比，合金强度差别并不大，皆满足客户性能要求。

(a)抗拉强度；(b)屈服强度图3 不同时效温度下合金的强度变化曲线(a)tensile strength； (b)yield strengthFig.3 Strength curves of alloys at different aging temperatures

2.4 显微组织

图4为不同时效工艺下合金的显微组织。由图4可知，在相同的时效保温时间下，时效温度越高，强化相析出的数量越多，尺寸越大，析出相的密度也越大。这是因为强化相的析出和长大需要一定的驱动力，随着时效温度升高，固溶原子的扩散运动速度越快，析出和长大的驱动力也就越大，使得强化相的形核率更高。当时效工艺为210 ℃×6 h时，合金的强化相质点在基体中分布的数量较多，密度较大，见图4(d)；当时效工艺为170 ℃×10 h时，强化相质点最多，密度也最大，见图4(e)；而从图4(f)中可以看出，强化相质点尺寸较大，质点间距也较大。总之，时效析出的强化相质点越多，合金硬度和强度也越高，这是因为强化相质点阻碍位错运动，提高滑移变形阻力，从而提高合金强度。

(a)150 ℃×6 h；(b)170 ℃×6 h；(c)190 ℃×6 h；(d)210 ℃×6 h；(e)170 ℃×10 h；(f)210 ℃×4 h图4 不同时效工艺下合金的金相组织Fig.4 Microstructure of alloys under different aging processes

2.5 拉伸断口形貌

图5为不同时效工艺下合金的拉伸断口形貌。随时效温度升高或时效时间延长，基体内析出的强化相尺寸变大，析出密度增加，合金强度提高。当试样在外力作用下进行拉伸时，晶粒间有较好的协同变形能力，能够发生明显的塑性变形，从原有的断面上撕裂分离，从而形成韧窝[10]。从图5中可以看出，不同时效工艺处理后，断口均有明显的撕裂韧窝和短程的河流花样撕裂棱，主要表现为塑性断裂韧性。时效工艺为170 ℃×10 h时，断口处韧窝数量虽多，但尺寸较小，深度较浅，见图5(c)，说明试样在该时效工艺强化后的强度较高，这与静态拉伸试验结果相符。

(a)150 ℃×10 h；(b)170 ℃×6 h；(c)170 ℃×10 h；(d)210 ℃×2 h图5 不同时效工艺下合金的拉伸断口形貌Fig.5 Tensile fracture morphology of alloys under different aging processes

2.6 分析

Al-Mg-Si系铝合金时效工艺的实质是由一个非平衡相向平衡相转变的自发过程，但这种转变在达到最终的平衡相前，往往都会经历几个过渡阶段。一般认为，Al-Mg-Si系铝合金的时效脱溶序列为：过饱和固溶体→Si原子团簇→GP区→针状的非平衡态β″相→短棒状的非平衡态β′相→片状的平衡平衡态β相[11]。

在时效初期，由于时效时间短，Si原子从过饱和固溶体中析出团簇，在此基础上Mg和Si溶质原子继续团簇，先形成了GP区，GP区与基体保持共格关系。随时效时间的延长，强化相质点以GP区为核心或直接在基体中形核长大，形成有序排列的过渡非稳态β″相，β″相的晶体结构与母相晶体结构相似，仍然与基体保持着共格关系，在基体中产生晶格畸变，在其周围造成强烈的应力场，阻碍位错滑移运动。继续延长时效时间，时效强化作用开始下降，合金进入过时效阶段，这时基体中形成的β′相与基体呈半共格关系，晶格畸变的程度有所下降，阻碍位错的作用减弱。而β′相继续长大形成稳定的β相，其尺寸较大，单个质点对位错阻碍作用增加，变形机制从剪切机制转变为绕过机制，但两质点间距增大，部分位错滑移从两质点间滑过，对位错阻碍作用下降，从而使得合金的强度和硬度下降。

金属内部存在着大量的自由电子，当导体两端有电势差时，会形成电流，自由电子作定向运动。过饱和固溶体中固溶的不同溶质元素，在基体中会引起晶格发生畸变，自由电子的散射增加，合金的电导率也随之下降。虽然强化相质点的存在也会降低合金的电导率，但其对自由电子的散射程度要远小于固溶的溶质原子的作用。另外，Raeisinia等对马蒂森定则进行了修正，引入了强化相质点对合金电阻率的影响。公式如下：

式中：ρ为电阻率，λ为强化相质点间距。

该式表明，合金组织内部相质点长大，即质点间距变大后，自由电子定向移动时受到的阻碍变小，使合金的电导率升高。时效初期，溶质原子团簇，形成GP区，这些团簇会大量的消耗过饱和固溶体中固溶的溶质原子，使过饱和固溶体的畸变程度减弱，降低了对自由电子的散射，使合金的电导率在时效初期迅速增加。时效温度越高，溶质原子的扩散速度越快，过饱和固溶体被分解的速度也相应加快，因此时效温度越高，合金的电导率也就越大。随着时效时间的延长，溶质原子在基体中的溶解度降低，强化相质点的形成，使得合金的电导率增速变缓，且随着强化相质点的长大，质点的间距变大，电导率还会有所增加。