交通軌道用Al-Mg-Si系鋁合金時(shí)效工藝的研究

李恩波，王 宇，謝海光

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽 111003)

隨著交通軌道領(lǐng)域的快速發(fā)展，減重和節(jié)能減排越來越受到重視，而輕量化是實(shí)現(xiàn)這一目標(biāo)的有效途徑[1-2]。鋁合金擠壓型材因其密度較小、比強(qiáng)度高、易加工成型等優(yōu)點(diǎn)，已成為理想的輕質(zhì)材料之一，在交通軌道領(lǐng)域中發(fā)揮著重要作用[3-5]。目前，交通軌道型材不僅要求具有較高的機(jī)械性能，同時(shí)還要求具有優(yōu)良的導(dǎo)電性。

由于Al-Mg-Si系鋁合金具有中等的強(qiáng)度、良好的延伸性和較高的電導(dǎo)率，已成為交通軌道用鋁合金型材的首選材料之一[6-8]。但合金的機(jī)械性能和電導(dǎo)率是兩個(gè)相互矛盾的物理量，電導(dǎo)率高則機(jī)械性能低，尤其是抗拉強(qiáng)度[9]。為此，本文將研究時(shí)效工藝對交通軌道用Al-Mg-Si系鋁合金機(jī)械性能和電導(dǎo)率的影響規(guī)律，探尋出滿足客戶性能要求的最佳時(shí)效工藝條件。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

以6063鋁合金為研究對象，采用半連續(xù)鑄造法制備6063鋁合金鑄錠，其化學(xué)成分見表1。鑄錠經(jīng)均勻化處理和車皮加工后，其規(guī)格為φ254 mm×460 mm。采用2750T臥式擠壓機(jī)對鋁合金鑄錠進(jìn)行擠壓，擠壓工藝參數(shù)見表2。

表1 6063鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表2 擠壓工藝參數(shù)

1.2 試驗(yàn)方案

切去頭端廢料后分別取硬度試樣、拉伸試樣和金相試樣，在箱式電阻爐內(nèi)進(jìn)行固溶處理，固溶溫度為540 ℃，保溫時(shí)間為2 h，然后水淬冷卻。水淬后立即放入鼓風(fēng)干燥箱中進(jìn)行不同的時(shí)效處理，時(shí)效工藝分別為150 ℃×(2～12) h、170 ℃×(2～12) h、190 ℃×(2～12) h和210 ℃×(2～12) h。

1.3 試驗(yàn)方法

采用FV-810維氏顯微硬度計(jì)對試樣進(jìn)行顯微硬度測試，試驗(yàn)力為10 kgf，加載時(shí)間為15 s，每個(gè)試樣測試三點(diǎn)后取平均值；采用SMP-10渦流電導(dǎo)儀進(jìn)行電導(dǎo)率測試，每個(gè)試樣測試不少于三次；運(yùn)用100 kN電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，屈服前應(yīng)力控制速度為18 MPa/s，屈服后轉(zhuǎn)換為橫梁位移速度控制為30 mm/min，試樣斷裂后測量斷后標(biāo)距；金相試樣經(jīng)打磨拋光后，在低濃度混合酸腐蝕溶液(HF：HCl：HNO3：H2O體積比為2:3:5:190)中進(jìn)行腐蝕，采用OLYMPUS金相顯微鏡觀察試樣的金相組織；采用SSX550掃描電子顯微鏡觀察和分析試樣的拉伸斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 顯微硬度試驗(yàn)

圖1為Al-Mg-Si系鋁合金在不同時(shí)效溫度下硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線。由圖1可知，在不同的時(shí)效溫度下，隨時(shí)效時(shí)間的延長，合金的硬度均呈先增大后降低的趨勢。一般，時(shí)效強(qiáng)化過程可分為四個(gè)階段：快速強(qiáng)化階段、緩慢強(qiáng)化階段、強(qiáng)化平臺階段和強(qiáng)化降低階段。從圖1中還可以看出，時(shí)效溫度越高，達(dá)到合金峰值硬度的時(shí)間越短。當(dāng)合金時(shí)效溫度為210 ℃時(shí)，時(shí)效保溫4 h就達(dá)到峰值硬度(87.4 HV)；而合金時(shí)效溫度為170 ℃時(shí)，時(shí)效保溫9 h后硬度才達(dá)到峰值。

圖1 不同時(shí)效溫度下合金的硬度變化曲線Fig.1 Hardness curves of alloys at different aging temperatures

2.2 電導(dǎo)率試驗(yàn)

圖2為不同時(shí)效溫度下合金的電導(dǎo)率隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線。由圖2可知，在不同的時(shí)效溫度下，隨時(shí)效時(shí)間的延長，合金的電導(dǎo)率均呈先快速增大后緩慢增大的趨勢，且在相同的時(shí)效時(shí)間下，合金的電導(dǎo)率隨時(shí)效溫度的升高而增加。當(dāng)時(shí)效溫度為170 ℃，時(shí)效保溫10 h后，合金的電導(dǎo)率達(dá)到客戶性能要求，電導(dǎo)率為56.5 %IACS；當(dāng)時(shí)效溫度為210 ℃，時(shí)效保溫7 h后，合金的電導(dǎo)率雖能滿足要求，但合金的顯微硬度卻低于客戶性能要求。

圖2 不同時(shí)效溫度下合金的電導(dǎo)率變化曲線Fig.2 Conductivity curves of alloys at different aging temperatures

2.3 靜態(tài)拉伸試驗(yàn)

圖3為不同時(shí)效溫度下合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線。由圖3可知，隨時(shí)效時(shí)間的延長，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度在不同的時(shí)效溫度下，均呈先快速增大、再緩慢增大、最后降低的趨勢，其曲線變化規(guī)律與顯微硬度變化規(guī)律相符。170 ℃×10 h時(shí)效處理后，合金的抗拉強(qiáng)度為237 MPa，屈服強(qiáng)度為217 MPa；與170 ℃×9 h時(shí)效工藝相比，合金強(qiáng)度差別并不大，皆滿足客戶性能要求。

(a)抗拉強(qiáng)度；(b)屈服強(qiáng)度圖3 不同時(shí)效溫度下合金的強(qiáng)度變化曲線(a)tensile strength； (b)yield strengthFig.3 Strength curves of alloys at different aging temperatures

2.4 顯微組織

圖4為不同時(shí)效工藝下合金的顯微組織。由圖4可知，在相同的時(shí)效保溫時(shí)間下，時(shí)效溫度越高，強(qiáng)化相析出的數(shù)量越多，尺寸越大，析出相的密度也越大。這是因?yàn)閺?qiáng)化相的析出和長大需要一定的驅(qū)動力，隨著時(shí)效溫度升高，固溶原子的擴(kuò)散運(yùn)動速度越快，析出和長大的驅(qū)動力也就越大，使得強(qiáng)化相的形核率更高。當(dāng)時(shí)效工藝為210 ℃×6 h時(shí)，合金的強(qiáng)化相質(zhì)點(diǎn)在基體中分布的數(shù)量較多，密度較大，見圖4(d)；當(dāng)時(shí)效工藝為170 ℃×10 h時(shí)，強(qiáng)化相質(zhì)點(diǎn)最多，密度也最大，見圖4(e)；而從圖4(f)中可以看出，強(qiáng)化相質(zhì)點(diǎn)尺寸較大，質(zhì)點(diǎn)間距也較大。總之，時(shí)效析出的強(qiáng)化相質(zhì)點(diǎn)越多，合金硬度和強(qiáng)度也越高，這是因?yàn)閺?qiáng)化相質(zhì)點(diǎn)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動，提高滑移變形阻力，從而提高合金強(qiáng)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圖4 不同時(shí)效工藝下合金的金相組織Fig.4 Microstructure of alloys under different aging processes

2.5 拉伸斷口形貌

圖5為不同時(shí)效工藝下合金的拉伸斷口形貌。隨時(shí)效溫度升高或時(shí)效時(shí)間延長，基體內(nèi)析出的強(qiáng)化相尺寸變大，析出密度增加，合金強(qiáng)度提高。當(dāng)試樣在外力作用下進(jìn)行拉伸時(shí)，晶粒間有較好的協(xié)同變形能力，能夠發(fā)生明顯的塑性變形，從原有的斷面上撕裂分離，從而形成韌窩[10]。從圖5中可以看出，不同時(shí)效工藝處理后，斷口均有明顯的撕裂韌窩和短程的河流花樣撕裂棱，主要表現(xiàn)為塑性斷裂韌性。時(shí)效工藝為170 ℃×10 h時(shí)，斷口處韌窩數(shù)量雖多，但尺寸較小，深度較淺，見圖5(c)，說明試樣在該時(shí)效工藝強(qiáng)化后的強(qiáng)度較高，這與靜態(tài)拉伸試驗(yàn)結(jié)果相符。

(a)150 ℃×10 h；(b)170 ℃×6 h；(c)170 ℃×10 h；(d)210 ℃×2 h圖5 不同時(shí)效工藝下合金的拉伸斷口形貌Fig.5 Tensile fracture morphology of alloys under different aging processes

2.6 分析

Al-Mg-Si系鋁合金時(shí)效工藝的實(shí)質(zhì)是由一個(gè)非平衡相向平衡相轉(zhuǎn)變的自發(fā)過程，但這種轉(zhuǎn)變在達(dá)到最終的平衡相前，往往都會經(jīng)歷幾個(gè)過渡階段。一般認(rèn)為，Al-Mg-Si系鋁合金的時(shí)效脫溶序列為：過飽和固溶體→Si原子團(tuán)簇→GP區(qū)→針狀的非平衡態(tài)β″相→短棒狀的非平衡態(tài)β′相→片狀的平衡平衡態(tài)β相[11]。

在時(shí)效初期，由于時(shí)效時(shí)間短，Si原子從過飽和固溶體中析出團(tuán)簇，在此基礎(chǔ)上Mg和Si溶質(zhì)原子繼續(xù)團(tuán)簇，先形成了GP區(qū)，GP區(qū)與基體保持共格關(guān)系。隨時(shí)效時(shí)間的延長，強(qiáng)化相質(zhì)點(diǎn)以GP區(qū)為核心或直接在基體中形核長大，形成有序排列的過渡非穩(wěn)態(tài)β″相，β″相的晶體結(jié)構(gòu)與母相晶體結(jié)構(gòu)相似，仍然與基體保持著共格關(guān)系，在基體中產(chǎn)生晶格畸變，在其周圍造成強(qiáng)烈的應(yīng)力場，阻礙位錯(cuò)滑移運(yùn)動。繼續(xù)延長時(shí)效時(shí)間，時(shí)效強(qiáng)化作用開始下降，合金進(jìn)入過時(shí)效階段，這時(shí)基體中形成的β′相與基體呈半共格關(guān)系，晶格畸變的程度有所下降，阻礙位錯(cuò)的作用減弱。而β′相繼續(xù)長大形成穩(wěn)定的β相，其尺寸較大，單個(gè)質(zhì)點(diǎn)對位錯(cuò)阻礙作用增加，變形機(jī)制從剪切機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)槔@過機(jī)制，但兩質(zhì)點(diǎn)間距增大，部分位錯(cuò)滑移從兩質(zhì)點(diǎn)間滑過，對位錯(cuò)阻礙作用下降，從而使得合金的強(qiáng)度和硬度下降。

金屬內(nèi)部存在著大量的自由電子，當(dāng)導(dǎo)體兩端有電勢差時(shí)，會形成電流，自由電子作定向運(yùn)動。過飽和固溶體中固溶的不同溶質(zhì)元素，在基體中會引起晶格發(fā)生畸變，自由電子的散射增加，合金的電導(dǎo)率也隨之下降。雖然強(qiáng)化相質(zhì)點(diǎn)的存在也會降低合金的電導(dǎo)率，但其對自由電子的散射程度要遠(yuǎn)小于固溶的溶質(zhì)原子的作用。另外，Raeisinia等對馬蒂森定則進(jìn)行了修正，引入了強(qiáng)化相質(zhì)點(diǎn)對合金電阻率的影響。公式如下：

式中：ρ為電阻率，λ為強(qiáng)化相質(zhì)點(diǎn)間距。

該式表明，合金組織內(nèi)部相質(zhì)點(diǎn)長大，即質(zhì)點(diǎn)間距變大后，自由電子定向移動時(shí)受到的阻礙變小，使合金的電導(dǎo)率升高。時(shí)效初期，溶質(zhì)原子團(tuán)簇，形成GP區(qū)，這些團(tuán)簇會大量的消耗過飽和固溶體中固溶的溶質(zhì)原子，使過飽和固溶體的畸變程度減弱，降低了對自由電子的散射，使合金的電導(dǎo)率在時(shí)效初期迅速增加。時(shí)效溫度越高，溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速度越快，過飽和固溶體被分解的速度也相應(yīng)加快，因此時(shí)效溫度越高，合金的電導(dǎo)率也就越大。隨著時(shí)效時(shí)間的延長，溶質(zhì)原子在基體中的溶解度降低，強(qiáng)化相質(zhì)點(diǎn)的形成，使得合金的電導(dǎo)率增速變緩，且隨著強(qiáng)化相質(zhì)點(diǎn)的長大，質(zhì)點(diǎn)的間距變大，電導(dǎo)率還會有所增加。

3 結(jié)論

1)軌道交通用Al-Mg-Si系鋁合金的時(shí)效溫度不同，其強(qiáng)度和硬度達(dá)到峰值的時(shí)效保溫時(shí)間也不同；時(shí)效溫度越高，合金達(dá)到峰值強(qiáng)度和硬度的時(shí)間越短；隨著時(shí)效時(shí)間的延長，合金的強(qiáng)度和硬度均呈先增大后降低的趨勢。

2)時(shí)效溫度為150～210 ℃，合金的電導(dǎo)率隨時(shí)效溫度的升高而增大，隨時(shí)效時(shí)間的延長呈先快速增加后緩慢增加的趨勢。

3)時(shí)效工藝為170 ℃×10 h時(shí)，合金組織內(nèi)彌散分布著大量的強(qiáng)化相質(zhì)點(diǎn)，阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動，使得合金獲得較高的強(qiáng)度和硬度，同時(shí)拉伸斷口處有大量韌窩，表現(xiàn)為韌性斷裂。

4)軌道交通用Al-Mg-Si系鋁合金經(jīng)540 ℃×2 h固溶和170 ℃×10 h時(shí)效處理后，其硬度為90.7 HV，電導(dǎo)率為56.5 %IACS，抗拉強(qiáng)度為237 MPa，屈服強(qiáng)度為217 MPa，滿足客戶性能要求。