電子外觀結(jié)構(gòu)件用6013鋁合金板材熱處理工藝研究

李飛龍，賴仕禎，宋豐軒，尹昌波

（1.南南鋁業(yè)股份有限公司，南寧 530200；2.上汽通用五菱汽車股份有限公司，柳州 545007；3.北部灣大學(xué)，欽州 535011）

0 前言

6×××系鋁合金由于具有強(qiáng)度高、導(dǎo)熱性良好、可切削性能和化學(xué)拋光效果好等優(yōu)點(diǎn)，是制造電子產(chǎn)品外觀結(jié)構(gòu)件的理想材料，廣泛用于消費(fèi)電子外殼如筆記本電腦、手機(jī)、電視等。其中6013鋁合金是當(dāng)今世界上最先進(jìn)的鋁合金之一，相較于6061-T6合金，6013-T6鋁合金強(qiáng)度高出約25%，甚至可以媲美7×××系鋁合金的強(qiáng)度[1-3]。另外，6013合金還具有更加優(yōu)秀的鉆削性能，極易排屑，可用于鉆削更復(fù)雜的零部件并顯著降低鉆削加工成本。為此，6013合金被當(dāng)作新一代的理想材料，以滿足電子產(chǎn)品外觀結(jié)構(gòu)件市場(chǎng)對(duì)高強(qiáng)度、輕量化和易加工的進(jìn)一步需求。

目前國(guó)內(nèi)外鋁加工企業(yè)開(kāi)始嘗試開(kāi)發(fā)6013鋁合金電子外觀件基材。本研究以工業(yè)應(yīng)用為基礎(chǔ)，探討研究了固溶、時(shí)效和時(shí)效停放時(shí)間對(duì)合金力學(xué)性能和微觀組織的影響，以期為工業(yè)生產(chǎn)綜合性能優(yōu)越、陽(yáng)極氧化效果好的6013鋁合金板材提供指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)所用材料為半連續(xù)鑄造生產(chǎn)的6013合金扁錠（化學(xué)成分見(jiàn)表1），鑄錠規(guī)格為520 mm×1 620 mm×6 500 mm。

表1 6013鋁合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）

鑄錠經(jīng)均熱處理后出爐冷卻，接著鋸切銑面成規(guī)格為500 mm×1 600 mm×5 000 mm的鑄錠，最后經(jīng)軋制生產(chǎn)后板材的成品厚度為9 mm。

1.2 試驗(yàn)方法

為利于工業(yè)化大生產(chǎn)，本試驗(yàn)擬研究制定6013鋁板材的單級(jí)固溶和單級(jí)時(shí)效熱處理制度。通過(guò)單因素實(shí)驗(yàn)，分別改變固溶溫度和固溶時(shí)間、時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間4個(gè)參量，最終優(yōu)化得到綜合性能滿足客戶需求的熱處理工藝參數(shù)。同時(shí)，為了適應(yīng)工業(yè)化生產(chǎn)過(guò)程中排產(chǎn)的需要，研究確定時(shí)效前的停放時(shí)間對(duì)6013鋁合金板材力學(xué)性能的影響。

力學(xué)性能測(cè)試在Z100電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，測(cè)試方法參照GB/T 228-87；樣品的微觀組織觀察和能譜分析在Quanta-200掃描電子顯微鏡上進(jìn)行。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 固溶對(duì)合金力學(xué)性能的影響

先將6013鋁合金熱軋板材在535～570℃范圍內(nèi)固溶20～60 min，然后用冷水淬至室溫狀態(tài)，并立即在172℃下時(shí)效12 h，最后對(duì)時(shí)效后的板材進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試。所得的力學(xué)性能隨固溶制度的變化如圖1所示。由圖可知，隨著固溶溫度的升高，合金的強(qiáng)度先是迅速增大而后小幅增長(zhǎng)，見(jiàn)圖1（a）和圖1（b）；當(dāng)固溶溫度從535℃提高到560℃時(shí)合金強(qiáng)度增加較大，繼續(xù)提高固溶溫度到570℃時(shí)合金強(qiáng)度則增加較小；而延伸率隨固溶溫度的增加變化較小（見(jiàn)圖1（c））。另外，當(dāng)固溶溫度相同時(shí)，隨著固溶時(shí)間的延長(zhǎng)，合金強(qiáng)度先快速增長(zhǎng)然后趨于平緩。當(dāng)固溶時(shí)間由20 min增加到30 min時(shí)，合金強(qiáng)度增加較大，進(jìn)一步延長(zhǎng)固溶時(shí)間至60 min后，強(qiáng)度略有減小并趨于不變；延伸率隨固溶時(shí)間的延長(zhǎng)略有下降。

固溶對(duì)合金力學(xué)性能的影響主要是由固溶過(guò)程中鋁基體的固溶度和再結(jié)晶分?jǐn)?shù)的變化所致[4-5]：隨著固溶溫度的增加和固溶時(shí)間的延長(zhǎng)，合金中溶質(zhì)原子的擴(kuò)散激活能降得越低，越有利于合金元素?cái)U(kuò)散、固溶到鋁基體中?；w的固溶度增加，固溶越充分，淬火后基體的過(guò)飽和程度越高，時(shí)效過(guò)程中第二相析出的驅(qū)動(dòng)力也越大，合金強(qiáng)度越高；同時(shí)，提高固溶溫度和延長(zhǎng)固溶時(shí)間會(huì)顯著增加合金中的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)，這會(huì)降低合金的力學(xué)性能。因此，當(dāng)固溶溫度為535℃時(shí)，合金固溶不夠充分，強(qiáng)度較低。提高固溶溫度至560℃時(shí)，合金元素的固溶度迅速增加，強(qiáng)度提高20 MPa以上。繼續(xù)提高固溶溫度至570℃，此時(shí)合金中元素的固溶度增加較小，而再結(jié)晶分?jǐn)?shù)增長(zhǎng)較快，導(dǎo)致合金強(qiáng)度增幅較小，在10 MPa以內(nèi)。與提高固溶溫度對(duì)合金力學(xué)性能的影響類似，當(dāng)固溶時(shí)間在40 min內(nèi)時(shí)，固溶時(shí)間的延長(zhǎng)可顯著提高合金的強(qiáng)度，而進(jìn)一步延長(zhǎng)固溶時(shí)間，合金的強(qiáng)度則增加較小。延伸率隨固溶溫度和固溶時(shí)間的變化與合金強(qiáng)度的變化不同，在固溶度和再結(jié)晶分?jǐn)?shù)的共同作用下，合金的延伸率隨著固溶溫度升高和固溶時(shí)間的延長(zhǎng)略有減小，但變化較小，在2%范圍內(nèi)，這可能是由于再結(jié)晶分?jǐn)?shù)的增加導(dǎo)致合金斷裂類型的改變所引起的。

由此可見(jiàn)，采用高溫短時(shí)固溶的方式更利于工業(yè)化大生產(chǎn)。另外，為滿足客戶需求，合金的屈服強(qiáng)度應(yīng)不低于320 MPa（見(jiàn)圖1（a）），因此合適的固溶制度應(yīng)為570℃/40 min。

2.2 時(shí)效對(duì)合金力學(xué)性能的影響

將6013鋁合金在570℃下固溶40 min后立即進(jìn)行時(shí)效熱處理，不同時(shí)效制度下合金的力學(xué)性能變化如圖2所示。由圖可知，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的強(qiáng)度先增加后減小，存在峰值強(qiáng)度，見(jiàn)圖2（a）和（b）；而延伸率隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)先略有下降，后趨于不變（見(jiàn)圖2（c））。另外從圖中可以看到，提高時(shí)效溫度縮短了合金到達(dá)峰值強(qiáng)度的時(shí)間，如在192℃時(shí)效10 h后，合金強(qiáng)度即進(jìn)入峰值平臺(tái)，而在172℃和182℃下保溫12 h后合金強(qiáng)度才達(dá)到最大值。需要指出的是，時(shí)效溫度的提高雖然縮短了合金達(dá)到峰值強(qiáng)度的時(shí)間，但會(huì)造成合金峰值強(qiáng)度的降低和延伸率的減?。涸?72℃和182℃下保溫12 h后合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為330 MPa和390 MPa左右，當(dāng)溫度提高至192℃時(shí)效10 h后，合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別減小為320 MPa和385 MPa左右；172℃時(shí)效時(shí)合金的延伸率最高，為18%～20%，而當(dāng)時(shí)效溫度提高至182℃后，合金的延伸率降為16%～18%；進(jìn)一步提高時(shí)效溫度至192℃后，合金的延伸率進(jìn)一步減小至14%～16%。綜合考慮，當(dāng)時(shí)效制度為172℃/12 h時(shí)，6013合金具有最高的強(qiáng)度和較好的延伸率，其數(shù)值分別為：屈服強(qiáng)度330 MPa、抗拉強(qiáng)度389 MPa、延伸率18.5%。

6×××系鋁合金中的主要強(qiáng)化相為Mg2Si相，時(shí)效過(guò)程中的脫溶序列為：GP區(qū)→β″→β′→β[6]。其中亞穩(wěn)相GP區(qū)、β′和β″相與基體共格、半共格，使基體晶格發(fā)生畸變，阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，從而使金屬得到強(qiáng)化。而β相為穩(wěn)定相，與基體非共格，對(duì)金屬的強(qiáng)化作用較弱[7]。在時(shí)效過(guò)程中，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，6013鋁合金中的強(qiáng)化相β″和β′相不斷形成，合金強(qiáng)度也不斷升高。然而進(jìn)一步延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間會(huì)導(dǎo)致亞穩(wěn)的強(qiáng)化相向穩(wěn)定的β相轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度下降，合金轉(zhuǎn)變?yōu)檫^(guò)時(shí)效態(tài)。因此隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，6013合金的強(qiáng)度先較快增長(zhǎng)后略有減小。時(shí)效溫度的提高使得合金元素的擴(kuò)散速率增大，時(shí)效相的脫溶析出和轉(zhuǎn)化過(guò)程加速，因此6013合金的峰值時(shí)效時(shí)間提前。另外，高的時(shí)效溫度會(huì)導(dǎo)致時(shí)效析出過(guò)程發(fā)生變化，如在時(shí)效過(guò)程中直接形成β′亞穩(wěn)相和β穩(wěn)定相。而由于時(shí)效析出相為異質(zhì)形核，亞穩(wěn)相的減少會(huì)導(dǎo)致時(shí)效析出相析出密度的下降和分布均勻性的減小，從而引起合金強(qiáng)度和延伸率的減小，因此高溫時(shí)效的合金力學(xué)性能低于低溫時(shí)效的合金力學(xué)性能。

2.3 時(shí)效前的停放時(shí)間對(duì)合金力學(xué)性能的影響

工業(yè)化大生產(chǎn)過(guò)程中往往會(huì)涉及到鋁材的轉(zhuǎn)運(yùn)和排產(chǎn)，而時(shí)效強(qiáng)化鋁合金固溶淬火后在室溫停留過(guò)程中會(huì)發(fā)生第二相的脫溶析出，這會(huì)導(dǎo)致淬火態(tài)合金過(guò)飽和度的減小，進(jìn)而影響時(shí)效析出相的析出和轉(zhuǎn)化，引起合金性能的變化。為此，本文研究了6013鋁合金板固溶淬火后在室溫停留不同時(shí)間后的力學(xué)性能的變化，以考察該合金對(duì)時(shí)效前室溫停留時(shí)間的敏感性，為工業(yè)化排產(chǎn)提供參考。所得力學(xué)性能隨室溫停留時(shí)間的變化曲線如圖3所示，相應(yīng)的工藝制度為：570℃/40 min固溶，然后在室溫下分別停放0.5 d、1 d、2 d、4 d、6 d、8 d、10 d和21 d，最后在182℃下時(shí)效12 h。

從圖3中可以看到，隨著時(shí)效前停放時(shí)間的延長(zhǎng)，6013鋁合金的強(qiáng)度和延伸率先快速減小后趨于不變。淬火態(tài)合金室溫停放1 d后的力學(xué)性能下降較大，與停留時(shí)間在1 d內(nèi)的合金相比，較長(zhǎng)停放時(shí)間的合金屈服強(qiáng)度降低約40 MPa，抗拉強(qiáng)度下降約20 MPa，延伸率最大減小約3%。停放后鋁合金力學(xué)性能的改變與合金中Mg2Si析出相的含量有關(guān)[8]：淬火后在室溫下停放時(shí)，6013合金中溶質(zhì)原子與空位發(fā)生重聚形成沉淀相，時(shí)效時(shí)沉淀相作為異質(zhì)形核點(diǎn)會(huì)引起時(shí)效析出相形核、長(zhǎng)大，從而導(dǎo)致時(shí)效析出相比在淬火后立即時(shí)效的合金析出相粗大，力學(xué)性能減小。

圖3 不同停放時(shí)間對(duì)合金力學(xué)性能的影響

2.4 微觀組織分析

電子外觀件用鋁合金材料在使用前需要經(jīng)過(guò)陽(yáng)極氧化處理，而鋁材表面陽(yáng)極氧化后的效果與鋁材中第二相的化學(xué)組成和分布密切相關(guān)。因此為了考察6013板材陽(yáng)極氧化效果，本文對(duì)6013合金時(shí)效后板材中的第二相進(jìn)行了觀測(cè)。圖4為典型的SEM形貌圖及元素面掃描分布情況。從圖中可以看到，樣品中存在粗大的第二相，最大尺寸約30 μm，沿軋制方向分布（見(jiàn)圖4（a））；EDS能譜顯示粗大第二相主要為由Al、Fe、Si、Mn元素構(gòu)成的（FeMn）3SiAl15相，另外還含有少量的Cu（見(jiàn)圖4（b））；元素面掃描結(jié)果表明，Al基體中僅有Si、Fe兩種元素發(fā)生明顯的偏聚（見(jiàn)圖4（c）和（d）），而Mn、Cu等元素分布較均勻（見(jiàn)圖4（e）和（f））。

圖4 6013時(shí)效態(tài)樣品的典型SEM形貌及元素面掃描照片

鋁合金中不同合金元素對(duì)陽(yáng)極氧化效果的影響規(guī)律為[9]：當(dāng)合金中含有Fe時(shí)，外觀件陽(yáng)極氧化處理后的表面色澤會(huì)變壞；Si含量及其分布形態(tài)不同，會(huì)導(dǎo)致氧化膜呈灰鑄鐵色或近乎黑色；當(dāng)Cu含量較少時(shí)，氧化膜呈綠色，隨著Cu含量增加，膜變薄，而色澤變深暗；Fe與Mn和Cr能形成難溶的化合物，F(xiàn)e與Si形成FeAl3和α-AlFeSi相，F(xiàn)e和Cr等雜質(zhì)將會(huì)產(chǎn)生料紋缺陷。由于在熔煉鑄造過(guò)程中將6013鋁合金板材中的Fe雜質(zhì)含量控制在較低的水平（實(shí)測(cè)質(zhì)量分?jǐn)?shù)僅為0.13%，見(jiàn)表1），同時(shí)Si含量按照國(guó)標(biāo)下限進(jìn)行熔煉鑄造，因此板材中Fe、Si雜質(zhì)相的含量較低。而由于其他元素分布較均勻，這使得板材陽(yáng)極氧化后的表面質(zhì)量較好，無(wú)明顯料紋、黑點(diǎn)、色差等缺陷。陽(yáng)極氧化處理后的樣品經(jīng)客戶檢驗(yàn)質(zhì)量合格，滿足了客戶要求。

3 結(jié)論

（1）當(dāng)熱處理制度為570℃/40 min固溶+172℃/12 h時(shí)效時(shí)，合金力學(xué)性能最佳，其相應(yīng)的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為330 MPa、389 MPa和18.5%。

（2）合金的力學(xué)性能對(duì)時(shí)效前的停放時(shí)間敏感，當(dāng)停放時(shí)間超過(guò)1 d后，力學(xué)性能下降明顯，繼續(xù)延長(zhǎng)停放時(shí)間達(dá)到2 d以后，合金力學(xué)性能維持不變。

（3）時(shí)效態(tài)合金中存在粗大的（FeMn）3SiAl15相，導(dǎo)致Fe、Si等雜質(zhì)相發(fā)生明顯偏聚。但Cu、Mn等合金元素在鋁基體中均勻分布，板材陽(yáng)極氧化后的表面質(zhì)量較好，能滿足客戶需求。