熱處理工藝對(duì)6082鋁合金輪轂性能的影響

文／馬澤云，楊金嶺·中信戴卡股份有限公司

熱處理工藝對(duì)6082鋁合金輪轂性能的影響

文／馬澤云，楊金嶺·中信戴卡股份有限公司

6082鋁合金輪轂的鍛后固溶和時(shí)效處理工藝決定了其組織和性能，本文研究了不同固溶和時(shí)效處理工藝對(duì)6082鋁合金組織與性能的影響。通過拉伸試驗(yàn)、析出相觀察、SEM和EDS進(jìn)行分析，確立6082鋁合金輪轂最佳熱處理工藝：固溶溫度為540℃下保溫120min，30℃水冷；時(shí)效溫度為166℃下保溫15h，空冷。

鍛造鋁合金輪轂具有重量輕、力學(xué)性能高等

特征，越來越受到國外高端汽車廠家的青睞。研究提高輪轂壽命以及力學(xué)性能的途徑，從而生產(chǎn)出與國外輪轂相媲美的產(chǎn)品，已成為國內(nèi)輪轂生產(chǎn)廠家面臨的首要問題。大量研究表明，熱處理強(qiáng)化是提高鋁合金力學(xué)性能的主要強(qiáng)化方法，因?yàn)楹辖鹬袕?qiáng)化相的數(shù)量、大小、形狀和分布是影響合金強(qiáng)度的關(guān)鍵因素，因此合理的熱處理制度可顯著提高合金的力學(xué)性能。本文考察了固溶時(shí)效處理對(duì)6082鋁合金輪轂顯微組織及力學(xué)性能的影響，并進(jìn)行分析，最終確立了合理的熱處理制度。

實(shí)驗(yàn)準(zhǔn)備

實(shí)驗(yàn)材料

本課題實(shí)驗(yàn)所用材料為6082鋁合金，其化學(xué)成分如表1所示，經(jīng)過鋁錠熔煉澆鑄成8寸的棒料。

表1 6082鋁合金的化學(xué)成分

實(shí)驗(yàn)設(shè)備

實(shí)驗(yàn)主要設(shè)備包括液壓機(jī)、棒料加熱爐、熱處理爐以及CMT5105微機(jī)控制電子萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)、光學(xué)金相顯微鏡、SirionZoo場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡和GENESIS605型能譜分析儀等。液壓機(jī)型號(hào)為THP11D-6000A，公稱壓力為6000t；該設(shè)備速度可靈活控制，運(yùn)行穩(wěn)定，能滿足汽車輪轂鍛造成形的要求。

實(shí)驗(yàn)方法

6082鋁合金輪轂經(jīng)3次鍛造成形，為研究固溶和時(shí)效處理工藝，樣品取自鍛后的輪輻。熱處理工藝的固溶溫度分別設(shè)定為520℃和540℃，在固溶溫度下分別保溫10min/40min/80min/120min，之后于30℃水中冷卻。為了防止延遲時(shí)效所帶來的影響與實(shí)驗(yàn)室條件的限制，所有樣品的延遲時(shí)效時(shí)間均定在48h之后。在時(shí)效階段，時(shí)效溫度為166℃，保溫時(shí)間分別為4h/8h/15h/24h，之后空冷，具體參數(shù)見表2。

表2 熱處理參數(shù)

經(jīng)熱處理之后，對(duì)樣品編號(hào)組合，方便試驗(yàn)使用。實(shí)驗(yàn)項(xiàng)目為拉伸試驗(yàn)、SEM和EDS分析。

實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

固溶溫度對(duì)拉伸性能的影響

圖1、圖2分別為通過機(jī)械性能試驗(yàn)數(shù)據(jù)繪制的固溶溫度-屈服強(qiáng)度關(guān)系曲線和固溶溫度-抗拉強(qiáng)度關(guān)系曲線，工藝條件分別為：⑴工藝條件一：520℃固溶→固溶保溫10min/40min/80min/120min→30℃水冷→166℃時(shí)效處理×15h；⑵工藝條件二：540℃固溶→固溶保溫10min/40min/80min/120min→30℃水冷→166℃時(shí)效處理×15h。

由圖1、圖2可以發(fā)現(xiàn)，相同工藝條件下固溶溫度540℃的樣品力學(xué)性能要比520℃的好。例如，同樣經(jīng)過固溶保溫120min，30℃水冷，時(shí)效溫度166℃下保溫24h，固溶溫度為520℃的樣品其屈服強(qiáng)度為297.5MPa，抗拉強(qiáng)度為324MPa，延伸率為15.55%，斷面收縮率為53.7%；而540℃的樣品同樣指標(biāo)卻達(dá)到了315.5MPa、340.5MPa、13.5%和52.1%。

同時(shí)通過SEM分析，圖3a所示為工藝條件一（保溫時(shí)間120min）的 SEM圖像、圖3b為工藝條件二（保溫時(shí)間120min）的SEM圖像。520℃固溶的試樣組織中殘留了較多未溶解的Al-FeMg-Si化合物，導(dǎo)致固溶合金含量相對(duì)較低，時(shí)效強(qiáng)化效果較差，以致最終使材料強(qiáng)度偏低。而540℃固溶時(shí)，Al-FeMg-Si化合物基本溶解于基體組織內(nèi)，所以試樣綜合力學(xué)性能良好。

圖1 固溶溫度-屈服強(qiáng)度曲線

圖2 固溶溫度-抗拉強(qiáng)度曲線

圖3 SEM分析圖像

固溶時(shí)間對(duì)拉伸性能的影響

圖4顯示了鋁合金輪轂在520℃下保溫不同時(shí)間后并于166℃時(shí)效不同時(shí)間的力學(xué)性能，圖5顯示了鋁合金輪轂在540℃下保溫不同時(shí)間后并于166℃時(shí)效不同時(shí)間的力學(xué)性能。圖4a與圖4b中，隨著保溫時(shí)間的延長，時(shí)效后屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度都在提高，而延伸率最終也只是小幅降低，顯然固溶時(shí)間不夠。圖4c與圖4d中，屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度上升的速度越來越快，在80min后，上升速度趨緩，并在120min處趨于最大值，延伸率也迅速下降，大約在80min處最小，之后有小幅的回升。對(duì)比圖5與圖4，可以看出，力學(xué)性能的變化規(guī)律基本一致。例如，540℃固溶加熱時(shí)間在10～80min，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨加熱時(shí)間迅速上升，然后于80～120min內(nèi)緩慢提高，并在120min時(shí)趨于最高。在540℃固溶加熱10min時(shí)，時(shí)效后的試樣組織中Al-FeMg-Si未得到充分溶解，組織中會(huì)存留較多粗大的殘留化合物，基體內(nèi)彌散析出的θ＂相較少，從而導(dǎo)致強(qiáng)度偏低，塑性趨高。在540℃固溶加熱120min時(shí)，時(shí)效后組織中Al-FeMg-Si基本溶解，并在時(shí)效后彌散析出，試樣的綜合力學(xué)性能良好。

圖4 520℃下保溫不同時(shí)間水冷后于166℃時(shí)效不同時(shí)間的力學(xué)性能

圖5 540℃下保溫不同時(shí)間水冷后于166℃時(shí)效不同時(shí)間的力學(xué)性能

圖6為540℃下分別保溫10min和120min后時(shí)效溫度166℃下保溫15h的樣品SEM分析照片。圖6a所示，由于固溶時(shí)間短，合金中形成的空位較少，導(dǎo)致時(shí)效時(shí)固溶體中空位不能加速溶質(zhì)原子的偏聚，也不能使溶質(zhì)原子固溶到合金中，或者固溶不穩(wěn)定，析出相分布不均勻且顆粒較大，較大的析出相顆粒對(duì)位錯(cuò)的阻礙較小，因此性能相對(duì)較差。圖6b所示，試驗(yàn)合金隨著固溶保溫時(shí)間的延長，時(shí)效后的試樣顯微組織顯示固溶加熱、保溫適當(dāng)，強(qiáng)化相基本溶解，并在時(shí)效后彌散析出，組織均勻，以至試件的綜合力學(xué)性能良好。

圖6 540℃下保溫不同時(shí)間后時(shí)效的SEM照片

時(shí)效時(shí)間對(duì)拉伸性能的影響

圖7 520℃固溶后在166℃下時(shí)效不同時(shí)間后的力學(xué)性能

圖7顯示了520℃固溶在166℃下時(shí)效不同時(shí)間后的拉伸性能。經(jīng)520℃保溫10min后在166℃下時(shí)效，時(shí)效時(shí)間對(duì)力學(xué)性能幾乎沒有影響（圖7a），其原因是固溶時(shí)間過短，未能形成過飽和固溶體，合金強(qiáng)化素形成的溶質(zhì)原子不能與基體中的空位結(jié)合，或者結(jié)合后來不及擴(kuò)散，最后導(dǎo)致溶質(zhì)原子不能發(fā)生偏聚，因而無論時(shí)效時(shí)間長短都不會(huì)形成G·P（Ⅰ）區(qū)。圖7b與圖7c中，520℃下保溫40min與80min的樣品在166℃下隨著時(shí)效時(shí)間的延長，屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度都迅速提高，而延伸率有所降低。保溫80min的樣品時(shí)效15h后屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度與延伸率的變化率有所減小。淬火狀態(tài)的過飽和固溶體中，Mg-Si化合物在鋁晶格中的分布是任意的、無序的。時(shí)效初期，即時(shí)效溫度低或時(shí)效時(shí)間短時(shí)，Mg-Si在鋁基體上的某些晶面上聚集，形成溶質(zhì)原子偏聚區(qū)，稱G·P（Ⅰ）區(qū)。G·P（Ⅰ）區(qū)與基體α保持共格關(guān)系，這些聚合體構(gòu)成了提高抗變形的共格應(yīng)變區(qū)，故使合金的強(qiáng)度、硬度升高。隨著時(shí)效時(shí)間延長，Mg-Si繼續(xù)偏聚并發(fā)生有序化，即形成G·P（Ⅱ）區(qū)。它與基體α仍保持共格關(guān)系，但尺寸較G·P（Ⅰ）區(qū)大。它可視為中間過渡相，即θ＂相。它比G·P（Ⅰ）區(qū)周圍的畸變更大，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙進(jìn)一步增大，因此時(shí)效強(qiáng)化作用更大，θ＂相析出階段為合金達(dá)到最大強(qiáng)化的階段。520℃保溫2h時(shí)效15h的樣品剛好說明這一點(diǎn)，見圖7d。圖8為540℃固溶在166℃下時(shí)效不同時(shí)間后的力學(xué)性能。固溶溫度在540℃的樣品與520℃的有相同的規(guī)律。但是在其他條件一致的情況下，540℃的樣品普遍比520℃的機(jī)械性能要好一些，說明540℃比520℃固溶效果更好。隨著時(shí)效過程的進(jìn)一步發(fā)展，Mg-Si在G·P（Ⅱ）區(qū)繼續(xù)偏聚，當(dāng)Mg-Si-Al達(dá)到一定的比例時(shí)，形成過渡相θ′。由于θ′的點(diǎn)陣常數(shù)發(fā)生較大的變化，故當(dāng)其形成時(shí)與基體共格關(guān)系開始破壞，即由完全共格變?yōu)榫植抗哺瘢虼甩取湎嘀車w的共格畸變減弱，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用亦減小，表現(xiàn)在合金性能上強(qiáng)度開始下降。通過比較圖7與圖8，圖8（d）中的540℃保溫120min時(shí)效15h是最佳工藝，15h之后發(fā)生共格畸變減弱，也說明了共格畸變的存在是造成合金時(shí)效強(qiáng)化的重要因素。

圖8 540℃固溶后在166℃下時(shí)效不同時(shí)間后的力學(xué)性能

結(jié)論

⑴在固溶處理時(shí)間和時(shí)效處理工藝相同的條件下，540℃固溶處理樣品的拉伸性能高于520℃樣品。

⑵在固溶處理溫度和時(shí)效處理工藝相同的條件下，隨著固溶處理時(shí)間的增加，屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度顯著增加，延伸率顯著降低，超過40min后，強(qiáng)度緩慢增加，塑性變化不大。

⑶時(shí)效時(shí)間對(duì)拉伸性能的作用與固溶處理?xiàng)l件有關(guān)，在鋁合金固溶程度較低的條件下，時(shí)效后拉伸性能較低；在未完全充分固溶的條件下，隨著時(shí)效時(shí)間的增加，強(qiáng)度逐漸增加而塑性降低；在540℃保溫2h的固溶條件下，在166℃下最佳時(shí)效時(shí)間為15h。

⑷固溶處理的最佳工藝為540℃下保溫2h，30℃水冷；時(shí)效處理的最佳工藝為166℃下保溫15h，空冷。