用于生产挤压型材的铝合金，80%以上属于6系铝合金，即Al-Mg-Si系铝合金^[1]。6061铝合金属于典型的6系A1-Mg-Si系铝合金，具有良好的中等强度^[2]、塑性^[3-4]、可焊性，可用于生产大型材料、对强度和腐蚀性能要求较高的结构件、汽车车体结构等^[5-6]。随着汽车工业的快速发展，全球汽车产量和保有量飞速增长，能源消耗和环境污染日益凸显，节能减排、低碳环保已成为发展汽车工业的核心问题，在能源紧缺、污染严重的严峻形势下^[7]，铝合金替代钢用作机械零部件，成为交通工具轻量化、现代化的有效途径^[8-9]。随着我国交通运输业的发展，高速、轻型铝合金列车、地铁列车、轻型客货汽车的应用必将越来越广^[10]。

由于6061铝合金型材需求量越来越大，针对电池包型材壁厚不均、芯头较多、多孔断面等缺点，现有合金成分成型性差、生产效率低，而6005A铝合金的力学性能相对偏低，也难以满足汽车结构件对强度要求。

本文主要调整我司现有6061铝合金成分配比，通过分析铝合金挤压制品速度调整后型材内筋成型开裂情况，来对比每种成分铝合金成型性能的优劣。将试验合金进行熔铸、挤压、检测等一系列工序对比验证工作，找出在棒温、速度相近的条件下，突破压力小、挤压速度快（可成型）、综合力学性能更好的成分配比及挤压生产工艺，提升6061铝合金的挤压成型性，提高生产效率。

本文主要调整我司现有6061铝合金成分配比，制备了6061-A、6061-B、6061-C、6005A铝合金等4种成分的铝合金，具体成分配比见表1。其中，6005A、6061-C铝合金为我司现有内控成分，6061-A、6061-B铝合金属于新合金成分配比。从成分配比上看，两种新成分把Si的质量分数从原有的0.60%～0.65%提高到接近国标上限0.73%～0.80%；Mg从质量分数0.85%～1.00%降低到国标下限0.82%～0.90%，目的是提高过剩Si的含量。6061-A铝合金中的细晶元素Mn+Cr的含量约为6061-B铝合金的3倍，约为6061-C铝合金的2倍。

表 1(Table 1)

表 1 试验合金化学成分 （质量分数/%） Tab. 1 Chemical compositions of the aluminum alloys （mass fraction /%） 铝合金 Si Fe Cu Mn Mg Cr V Zn Ti Al 余量 6005A 0.60～0.70 0.17 0.14 0.28～0.3.0 0.50～0.60 0.15～0.20 0 0.02 0.02 余量 6061-A 0.73～0.80 0.15 0.15 0.12～0.15 0.82～0.90 0.26～0.30 0 0.05 0.02 余量 6061-B 0.73～0.80 0.15 0.16 0.05～0.08 0.82～0.90 0.08～0.10 0 0.01 0.01 余量 6061-C 0.60～0.65 0.17 0.22 0.08～0.12 0.85～1.00 0.09～0.12 0 0.03 0.03 余量

表 1 试验合金化学成分 （质量分数/%） Tab. 1 Chemical compositions of the aluminum alloys （mass fraction /%）

试验铸锭要求无明显偏析、表面无油污、无裂纹等缺陷。图1为该试验型材断面，内筋壁厚为2.5～3.0 mm，外壁厚3.0～4.0 mm，属于双排多腔体变壁厚结构型材，模具结构相对复杂，挤压过程中对金属在模具焊合室内流动性要求较高，故可通过改变挤压速度后型材内筋成型状态反映不同试验合金成型性的优劣。

图 1

图 1 试验合金型材断面 Fig. 1 Profile section for test alloy

挤压设备选用2 000 t铝合金挤压机，铸锭规格为Φ198 mm×630 mm，挤压系数为26.2，共挤压9支铸棒，挤压顺序为2支6005A铝合金、2支6061-A铝合金、2支6061-B铝合金、3支6061-C铝合金棒。该断面6061铝合金挤压后不能进行在线风冷，风冷无法满足淬火强度要求，需较强淬火才能获得较高的强度^[11]，为保证合金时效后力学性能满足GB/T6892—2015的要求，挤压淬火方式均选择在线水冷。

采取挤压速度调整方法，通过分析不同合金型材内筋成型开裂情况，对比金属在模具型腔内的流动性，同一速度条件下型材内筋成型状态越好，表明金属流动性越好，反之流动性则越差。表2为型材挤压生产工艺及成型性。通过分析，本次试验合金的挤压成型性由优至劣的顺序为6005A铝合金＞6061-B铝合金＞6061-A铝合金＞6061-C铝合金。

表 2(Table 2)

表 2 型材挤压生产工艺及成型性 Tab. 2 Profile extrusion production process and formability 根号 铝合金 挤压温度/℃ 主缸压力/MPa 挤压速度/（m·min−1） 产品内筋照片 成型性 1 6005A 500～510/480～490 24.7 4 头尾通长内筋良好 2 6005A 500～510/480～490 26.3 5 头尾通长内筋良好，尾部内表面较粗糙 3 6061-A 500～510/480～490 24.5 4 头部内筋良好，尾部开裂加重 4 6061-A 500～510/480～490 25.5 5 头部轻微开裂，尾部内筋开裂严重 5 6061-B 500～510/480～490 25.9 4 头部内筋良好，尾部内筋轻微开裂 6 6061-B 500～510/480～490 23.0 3 通长内筋良好 7 6061-C 500～510/480～490 23.6 3 头部内筋良好，尾部轻微开裂 8 6061-C 500～510/480～490 25.0 4 头部内筋良好，尾部开裂加重 9 6061-C 500～510/480～490 25.9 5 通长内筋开裂严重

表 2 型材挤压生产工艺及成型性 Tab. 2 Profile extrusion production process and formability

（1）6061-A、6061-B铝合金棒挤压时突破压力与6005A铝合金无明显差别。对比第2根6005A铝合金和第5根6061-B铝合金可知，在棒温相同甚至6061-B铝合金速度略低的条件下，6005A铝合金挤压的成形性明显优于6061-B铝合金的，可挤压性6005A铝合金＞6061-B铝合金。

（2）对比第7根6061-C铝合金与第6根6061-B铝合金可知，在棒温和挤压速度都相同的条件下，6061-B铝合金的成形性优于6061-C铝合金的，可挤压性6061-B铝合金＞6061-C铝合金。

（3）在相同挤压速度下，将第4根6061-A铝合金和第9根6061-C铝合金进行对比，可挤压性6061-A铝合金＞6061-C铝合金。

（4）新成分对比方面，在挤压速度相同的条件下，对比第3根6061-A铝合金和第3根6061-B铝合金，可挤压性6061-B铝合金＞6061-A铝合金。

对挤压后产品取200 mm长度试样，采用同一时效制度（175±5）℃×8 h对时效后试样按照GB/T228.1—2021标准处理，采用电子万能试验机进行室温拉伸试验。表3为试验合金力学性能测试结果。从表3中可以看出，时效后试验合金整体抗拉强度由高到低排序为：6061-A铝合金＞6061-B铝合金＞6061-C铝合金＞6005A铝合金，6061-B铝合金出现伸长率偏低现象。

表 3(Table 3)

表 3 试验合金力学性能测试结果 Tab. 3 Mechanical properties test results of the test alloys 根号 铝合金 挤压速度m/min 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 伸长率/% 1 6005A 4 254 287 12 2 6005A 5 228 271 13 3 6061-A 4 312 332 9 4 6061-A 5 312 325 10 5 6061-B 4 288 313 7 6 6061-B 3 289 302 6 7 6061-C 3 265 293 9 8 6061-C 4 276 294 8 9 6061-C 5 289 312 10

表 3 试验合金力学性能测试结果 Tab. 3 Mechanical properties test results of the test alloys

试验合金均在挤压速度为4 m/min的室温条件下进行，取长度为50 mm的试样，按照GB/T3246.1—2012处理后，使用蔡司显微镜对试样的晶粒度等级进行评定，结果见图2。从图2中可以看出，所有试样均无晶界裂纹及过烧现象；6005A铝合金与6061-A铝合金的皮质层与基体晶粒度并无明显差别；6061-C铝合金皮质层晶粒粗大，基体晶粒度均匀细小；6061-B铝合金由于细晶元素含量较低，皮质层与基体晶粒度均较粗大。

图 2

图 2 试验合金晶粒度等级 Fig. 2 Grain degree grade of the test alloys

（1）根据表3力学性能检测结果，挤压在线水冷可满足6005A铝合金、6061铝合金对冷却强度的要求，不同挤压速度下，力学性能均可满足国标GB/T6892—2021的要求，仅6061-B铝合金出现伸长率偏低的现象。对比挤压速度为4m/min的试验合金，抗拉强度由高到低排序为6061-A铝合金＞6061-B铝合金＞6061-C铝合金＞6005A铝合金，而挤压过程对比分析成型性由优至劣的顺序为6005A铝合金＞6061-B铝合金＞6061-A铝合金＞6061-C铝合金。因6061铝合金时效强化相为Mg₂Si，6061-A、6061-B铝合金中的过剩Si含量高于6061-C铝合金的。研究表明，过剩的Si可以提高Mg₂Si相的强化效果，使其力学性能提高^[12]，而6061-A铝合金含细晶元素多，晶粒均匀细小，导致在挤压变形时变形抗力增大，故挤压过程中金属在模具内流动性比6061-B铝合金的差，但由于6061-C铝合金中Mg含量比6061-A、6061-B铝合金的稍高，所以强化相Mg₂Si稍多。过剩Si含量少，挤压时金属流动性变差，故6061-A、6061-B铝合金的力学性能和成型性均优于6061-C铝合金的；6061铝合金中Mg、Si含量多，合金化程度比6005A铝合金的高，固溶处理后得到更多的过饱和固溶体，时效后强化相Mg₂Si析出较多，使得淬火时效后强化效果增加，故6061铝合金力学性能明显高于6005A铝合金的，合金化程度高必然导致挤压过程中金属流动性变差，因此，6061铝合金的成型性低于6005A铝合金的。

（2）微观组织观察结果表明，由于6061-A铝合金中含细晶元素较多，Mn、Cr与Al的作用非常强烈，形成稳定性非常好的金属间化合物（MnAl6，CrAl7），在凝固过程中可以作为异质形核点来促进形核从而细化晶粒。此外，Cr与其他溶质元素如Fe、Mn可形成尺寸细小的球状化合物A1₁₂（CrMn）可提高再结晶温度、抑制再结晶形核与长大、细化再结晶晶粒，提高材料强度^[13]。6061-B铝合金中细晶元素Mn、Cr含量低，铸锭在均匀化过程中没有足够多的弥散相（MnAl6，CrAl7）析出来抑制晶粒长大，导致挤压过程中发生再结晶，整体截面晶粒尺寸粗大，粗大的晶粒分布导致时效后力学拉伸试样更容易断裂，伸长率不合格，速度不同条件下延伸率仅为6%～7%。

（3）根据表3力学性能检测结果可以看出相同工艺条件下，6061铝合金不同成分配比均随着挤压速度增加，伸长率有增大趋势。

（1）挤压多排腔体变壁厚（例如：主壁厚2.5～4 mm，个别位置为5 mm和8 mm）型材，本次试验可得出挤压成型性由优至劣的顺序为6005A铝合金＞6061-B铝合金＞6061-A铝合金＞6061-C铝合金，力学性能由高到低排序为6061-A铝合金＞6061-B铝合金＞6061-C铝合金＞6005A铝合金，综合对比6061-A铝合金力学性能及成型性优于现有6061-C铝合金内控成分，故后续批量生产建议采用此成分进行量产。

（2）6061-B铝合金的可挤压性及强度要优于现有6061-C铝合金的，但由于Mn、Cr含量低，挤压过程中容易发生再结晶，高倍皮质层及基体晶粒度较粗大导致伸长率较低，易造成伸长率无法满足国标。