1 前言
6082合金屬于Al-Mg-Si系熱處理可強化的鋁合金，具有中等強度和良好的焊接性能、耐腐蝕性，主要用于交通運輸和結(jié)構(gòu)工程工業(yè)，如橋梁、起重機、屋頂構(gòu)架和冷藏集裝箱等。 近年來，隨著國內(nèi)外冷藏集裝箱突飛猛進的發(fā)展，減輕箱體自重，尋求代替鋼鐵部件的鋁合金材料，已成為鋁加工業(yè)和冷藏箱業(yè)的重要課題。6082鋁合金具有中等強度和良好的耐蝕性，重量又輕，是制造冷藏集裝箱部件的理想材料。本文對6082鋁合金應(yīng)用于擠壓生產(chǎn)進行試驗研究，以確定合理的熔鑄、擠壓工藝制度。
2 熔鑄工藝
2.1成分控制
6082鋁合金型材的力學(xué)性能要求很高，要求其抗拉強度（詞條“抗拉強度”由行業(yè)大百科提供）σb≥310MPa。當(dāng)Mg2Si含量從0.5%增加到1.0%時，合金的抗拉強度能提高一倍，繼續(xù)提高Mg2Si含量可使抗拉強度進一步提高，但是合金的淬火敏感性和擠壓變形抗力也隨之增加，故Mg2Si含量宜控制在1.2%~1.5%，另過剩Si對合金的強度提高有很大幫助，但同時也會增加脆性，降低合金的擠壓塑性，一般過剩Si含量控制在0.2%~0.4%為宜。6082合金還需添加一定量的Mn元素，以提高合金的再結(jié)晶溫度，阻礙擠壓時發(fā)生再結(jié)晶或再結(jié)晶晶粒長大，細化晶粒。但Mn含量過高會增加合金的淬火敏感性，同時會形成粗大的含Mn第二相，降低其對再結(jié)晶過程的抑制作用，還會影響到合金鑄造性能，隨著Mn含量增加其粘度增大，流動性下降，因此Mn含量應(yīng)控制在0.4%~0.6%的范圍內(nèi)。6082鋁合金的實際成分控制范圍見表1。
表1 6082鋁合金化學(xué)成分標(biāo)準(zhǔn) 單位：w%
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元素 |
Si |
Fe |
Cu |
Mn |
Mg |
Cr |
Zn |
Ti |
Al |
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國標(biāo) |
0.7~1.3 |
0.50 |
0.10 |
0.4~1.0 |
0.6~1.2 |
0.25 |
0.20 |
0.10 |
余量 |
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內(nèi)控 |
0.9~1.1 |
0.1 |
0.06 |
0.49 |
0.8-1.0 |
0.04 |
0.01 |
0.08 |
余量 |
2.2 鑄造工藝
由于 6082合金的特點是含難熔金屬（詞條“金屬”由行業(yè)大百科提供）Mn，Mn的存在易引起晶內(nèi)偏析及固液區(qū)塑性降低，導(dǎo)致抗裂能力不足，故熔鑄工藝主要注意以下兩點：第一，選擇合適鑄造溫度，溫度過高會使液穴加深，溫度梯度加大，導(dǎo)致鑄造應(yīng)力增加，產(chǎn)生鑄造裂紋;溫度過低將降低金屬流動性，易產(chǎn)生冷隔、夾渣、不易于氣體逸出。因此熔煉溫度應(yīng)控制在730~750℃范圍內(nèi)，且要攪拌均勻保證金屬完全熔化、成分均勻;第二，控制鑄造速度，鑄造速度較高時，會使液穴加深，延伸到結(jié)晶槽之外，易形成中心裂紋，同時鑄造凝殼層變薄，偏析瘤加大;當(dāng)鑄造速度較低時，同液穴在結(jié)晶槽之內(nèi)，易產(chǎn)生表面裂紋及冷隔等缺陷。6082合金含有Mn元素，增大了合金的粘度，其流動性降低，鑄造速度也要適當(dāng)降低，控制在80~100mm/min范圍內(nèi)。
3 均質(zhì)工藝
3.1 鑄態(tài)組織
圖1所示為合金鑄態(tài)金相顯微組織，由圖可知合金的鑄態(tài)組織主要由樹枝狀α(Al)固溶體、骨骼狀非平衡共晶相β(AlMnFeSi)和晶界組成。樹枝狀晶晶內(nèi)偏析嚴重，成分不均勻，晶界處的骨骼狀非平衡共晶對合金的塑性有不利影響，鑄態(tài)合金必須進行均勻化處理才有良好的擠壓性能。
3.2 均質(zhì)處理
6082合金通過均勻化處理，鑄造時快速凝固產(chǎn)生的晶內(nèi)偏析減少或消除，共晶態(tài)Mg2Si完全固溶到α(Al)中，快速冷卻后析出相Mg2Si以細小顆粒狀高度彌散分布于基體（詞條“基體”由行業(yè)大百科提供）中，片狀非平衡共晶β(AlMnFeSi)轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀的α(AlMnFeSi)，如圖2、b)所示。
通過上述變化，6082合金擠壓性能將得到很大改善。晶內(nèi)偏析消失將降低擠壓時金屬流動的不均勻性（詞條“均勻性”由行業(yè)大百科提供），提高擠壓型材（詞條“型材”由行業(yè)大百科提供）的表面光潔度;組織中片狀粗大Al-Fe-Si相的轉(zhuǎn)變、細化將減輕型材表面裂紋傾向，改善合金的可擠壓性，提高擠壓速度。
由上圖可以看出，經(jīng)均勻化后，冷卻速度不僅對鑄錠的組織產(chǎn)生影響，也對擠壓在線熱處理后型材的組織產(chǎn)生重要影響。當(dāng)冷卻速度≤100℃/h時，隨著鑄棒溫度的降低，高溫均勻化時固溶于α(Al)基體中的Mg2Si有足夠的時間析出并粗化長大，如圖2、a)所示;當(dāng)冷卻速度≥250℃/h時，由于冷卻速度快、時間短，Mg2Si沒有充足的時間析出長大，而是呈細小顆粒狀彌散分布于基體中，如圖2、b)所示。當(dāng)鑄棒經(jīng)過擠壓在線熱處理時，由于擠壓變形熱的作用，合金溫度可以上升到強化相的固溶溫度，但是時間持續(xù)地很短，一般只有短暫的幾十秒，鑄棒緩慢冷卻產(chǎn)生的粗大析出相來不及充分固溶，型材冷卻后固溶體的過飽和度不足，甚至還有粗大析出相在基體中分布，如圖3、a)所示，嚴重消弱時效處理后型材的力學(xué)性能;而鑄棒快速冷卻產(chǎn)生的細小顆粒狀彌散分布的Mg2Si則可以快速充分固溶，型材冷卻后得到過飽和固溶體，如圖3、b)所示，對強化合金起到主要作用。
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