時(shí)效制度與預(yù)拉伸對(duì)6101B鋁合金性能的影響

王東輝，唐鴻洋，孫祥彬，竇志家

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽(yáng) 111003)

導(dǎo)電器件的原材料以銅和鋁為主，其中銅的價(jià)格較高[1]，且儲(chǔ)量一直處于下降狀態(tài)。鋁是地球上儲(chǔ)量最豐富的金屬元素，且價(jià)格較低，我國(guó)一直在進(jìn)行鋁導(dǎo)體替代銅導(dǎo)體的研究[2-3]。

導(dǎo)電器件的原材料既要有高導(dǎo)電性能又要有一定的強(qiáng)度。6101B鋁合金可熱處理強(qiáng)化，具有良好的導(dǎo)電性能，已被列為導(dǎo)電材料[4-6]。但是為了追求導(dǎo)電性能，在實(shí)際生產(chǎn)中經(jīng)常出現(xiàn)強(qiáng)度不滿足要求的情況。本文應(yīng)客戶要求開發(fā)一種高電導(dǎo)率6101B合金，對(duì)其時(shí)效工藝進(jìn)行了探究。

1 試驗(yàn)材料及方法

6101B合金化學(xué)成分要求如表1所示，材料性能要求：屈服強(qiáng)度≥100 MPa，抗拉強(qiáng)度≥130 MPa，電導(dǎo)率≥56%IACS。本試驗(yàn)材料為采用36 MN單動(dòng)正向擠壓機(jī)生產(chǎn)的6101B鋁合金型材，型材在生產(chǎn)過(guò)程中進(jìn)行在線固溶處理，時(shí)效制度見(jiàn)表2，每種時(shí)效制度制備三組試樣。

采用島津100 KN萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)測(cè)試?yán)煨阅?；采用蔡司掃描電子顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察；利用Sigmatest2.069渦流電導(dǎo)率測(cè)試儀測(cè)試材料的電導(dǎo)率。試驗(yàn)測(cè)試結(jié)果均以平均值進(jìn)行表征。

2 試驗(yàn)結(jié)果

不同時(shí)效制度下6101B合金的性能測(cè)試結(jié)果如表2所示。隨著時(shí)效進(jìn)程的增加(欠時(shí)效-峰值時(shí)效-過(guò)時(shí)效)，合金的力學(xué)性能呈先上升后下降的趨勢(shì)；而合金的電導(dǎo)率則不斷升高，在(260±3) ℃×6 h時(shí)效制度下，電導(dǎo)率達(dá)到了56.55 %IACS，滿足客戶要求。而此時(shí)合金的力學(xué)性能卻未達(dá)到客戶要求，故而設(shè)計(jì)預(yù)拉伸試驗(yàn)對(duì)材料性能進(jìn)行優(yōu)化，以期提高合金的力學(xué)性能。

表1 6101B合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表2 不同時(shí)效制度下合金性能

3 優(yōu)化試驗(yàn)

預(yù)拉伸后進(jìn)行時(shí)效處理屬于一種形變熱處理方法，使合金在時(shí)效后獲得更多的析出相，從而起到強(qiáng)化效果。選擇(260±3) ℃×6 h作為預(yù)拉伸后的時(shí)效制度，預(yù)拉伸永久形變量分別為0、3%、4%和5%。永久形變量測(cè)定方法為：預(yù)拉伸前在料樣上畫出100 mm長(zhǎng)的標(biāo)距，拉伸后測(cè)量?jī)蓸?biāo)距間的長(zhǎng)度，即永久變形量=(拉伸后兩標(biāo)距間距離-100 mm)/100 mm×100%，試驗(yàn)結(jié)果如表3所示。隨著預(yù)拉伸永久形變量的增加，合金屈服強(qiáng)度不斷升高，電導(dǎo)率則有著一定程度的上升。最佳工藝為：預(yù)拉伸量5%+時(shí)效制度(260±3) ℃×6 h，此時(shí)屈服強(qiáng)度為111.3 MPa，抗拉強(qiáng)度149.3 MPa，電導(dǎo)率56.91 %IACS，滿足客戶要求。

表3 不同預(yù)拉伸下合金性能

4 組織觀察

經(jīng)(175±3) ℃×8 h及(260±3) ℃×6 h兩種時(shí)效制度處理后，試樣的顯微組織如圖1所示。其中，經(jīng)(175±3) ℃×8 h時(shí)效處理后試樣的晶界處析出相細(xì)小且連續(xù)，經(jīng)(260±3) ℃×6 h時(shí)效處理后試樣的晶界處析出相粗大，且間距變大。

形變量0%和3%預(yù)拉伸處理后試樣的顯微組織如圖2所示?？梢钥闯觯筒慕?jīng)過(guò)預(yù)拉伸處理后，韌窩尺寸以及深度都明顯增大。由此可知，預(yù)拉伸形變量為0%的試樣在經(jīng)過(guò)時(shí)效后其第二相析出量要少于形變量為3%的試樣[7]。

5 分析及討論

鋁合金電導(dǎo)率高低與其析出相的共格性、溶質(zhì)原子濃度及晶界析出相的尺寸和分布有關(guān)。本文時(shí)效制度設(shè)置為低溫短時(shí)到高溫長(zhǎng)時(shí)，演化了欠時(shí)效、峰值時(shí)效以及過(guò)時(shí)效的變化過(guò)程。隨著時(shí)效溫度以及時(shí)效時(shí)間的增加，析出相不斷長(zhǎng)大，使得其與基體逐步由共格、半共格向非共格轉(zhuǎn)變。因此析出相引起的晶格畸變不斷減小，對(duì)電子的散射作用減弱，電導(dǎo)率也隨之逐漸上升。析出相長(zhǎng)大的同時(shí)，需吸收大量的溶質(zhì)原子，基體內(nèi)溶質(zhì)原子濃度降低，晶界出現(xiàn)貧溶質(zhì)原子區(qū)，晶格畸變程度減小，電子散射源的數(shù)量減少，對(duì)傳導(dǎo)電子的阻礙作用減小，合金的電導(dǎo)率升高[8]。

(a)(175±3) ℃×8 h；(b)(260±3) ℃×6 h圖1 不同時(shí)效制度下合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of alloy under different aging system

(a)0%；(b)3%圖2 不同預(yù)拉伸形變量下合金的顯微組織Fig.2 Microstructure of alloy under different pre-stretching deformation

鋁合金強(qiáng)度變化由析出相的尺寸、數(shù)量以及分布決定。隨著時(shí)效進(jìn)程的增加，合金的析出相數(shù)量逐漸增多，合金的強(qiáng)度亦不斷升高，在峰值時(shí)效時(shí)，合金強(qiáng)度達(dá)到了極值。進(jìn)入過(guò)時(shí)效階段時(shí)，合金析出相的尺寸開始增大，晶界處以及晶內(nèi)析出相開始發(fā)生聚集，合金強(qiáng)度則出現(xiàn)了下降趨勢(shì)。預(yù)拉伸+人工時(shí)效屬于鋁合金形變熱處理中的一種，其原理是將塑性形變的形變強(qiáng)化與熱處理時(shí)的相變強(qiáng)化結(jié)合，從而使合金獲得更高的強(qiáng)度。隨著預(yù)拉伸形變量的增加，合金的變形儲(chǔ)能增加，組織轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力亦在增大，從而導(dǎo)致合金內(nèi)部析出相數(shù)量增多，增加了合金的強(qiáng)度[9]。與此同時(shí)，析出相的增加使得溶質(zhì)原子濃度降低，晶格畸變程度減小，電導(dǎo)率進(jìn)一步提高。

6 結(jié)論

1)6101B鋁合金最佳工藝為淬火后進(jìn)行5%預(yù)拉伸，人工時(shí)效制度為(260±3) ℃×6 h，此時(shí)屈服強(qiáng)度為111.3 MPa，抗拉強(qiáng)度為149.3 MPa，電導(dǎo)率為56.90 %IACS，性能均滿足客戶要求；

2)隨著“欠時(shí)效-峰值時(shí)效-過(guò)時(shí)效”進(jìn)程的增加，合金的析出相數(shù)量增多并發(fā)生長(zhǎng)大，電導(dǎo)率提升，強(qiáng)度先上升后下降；

3)經(jīng)預(yù)拉伸后，合金細(xì)小析出相數(shù)量增加，電導(dǎo)率上升，強(qiáng)度提升。