固溶過(guò)程中伴隨著再結(jié)晶的發(fā)生和元素的回溶。傳統(tǒng)固溶處理爐的升溫速率低、保溫時(shí)間長(zhǎng)（數(shù)十至數(shù)千分鐘），而采用工廠連續(xù)退火線進(jìn)行固溶處理時(shí)，板材在很短的時(shí)間內(nèi)就可以發(fā)生再結(jié)晶和元素的回溶（數(shù)秒至數(shù)百秒）。合理的固溶時(shí)間可以有效地調(diào)控板材的再結(jié)晶程度和元素固溶程度，進(jìn)而影響后續(xù)室溫停放、烤漆過(guò)程中彌散相的析出規(guī)律和沖壓過(guò)程中板材的成形性能。此外，合理地減少固溶時(shí)間還可以提高工廠連續(xù)退火線的生產(chǎn)效率。針對(duì)6×××系鋁合金連續(xù)退火線固溶處理的工藝特點(diǎn)，本工作以6451鋁合金冷軋板材為研究對(duì)象，采用升溫速率高的鹽浴爐對(duì)板材進(jìn)行升溫，研究固溶時(shí)間對(duì)板材再結(jié)晶規(guī)律及Mg2Si粒子回溶規(guī)律的影響，并分析板材經(jīng)過(guò)T4P處理后的力學(xué)性能。此外，建立基于經(jīng)典擴(kuò)散理論的初始T4P態(tài)板材屈服強(qiáng)度與固溶量變化之間的函數(shù)關(guān)系模型，為汽車(chē)覆蓋件用6451鋁合金固溶工藝的優(yōu)化及產(chǎn)業(yè)化提供理論依據(jù)和技術(shù)支持。

實(shí)驗(yàn)材料為6451鋁合金，其化學(xué)成分如表1所示。合金鑄錠經(jīng)過(guò)均勻化處理、熱軋、中間退火處理和冷軋加工后，制備成厚度為1.5 mm的冷軋態(tài)薄板。將板材在560 ℃下固溶不同時(shí)間（3，5，7，10，15，20，30，60，120，300 s和900 s），并將采溫儀連接熱電偶測(cè)試其在鹽浴爐中的升溫速率。6451鋁合金板材升溫曲線如圖1所示。固溶處理后水淬，而后進(jìn)行75 ℃保溫7 h空冷預(yù)時(shí)效處理（T4P處理）。對(duì)不同固溶處理時(shí)間的試樣進(jìn)行組織觀察和織構(gòu)分析，并進(jìn)行電導(dǎo)率和拉伸性能測(cè)試。最后對(duì)板材進(jìn)行烤漆時(shí)效處理（預(yù)拉伸2%后進(jìn)行185 ℃保溫20 min的時(shí)效），以獲得T6B態(tài)板材的力學(xué)性能。

金相（optical microscope， OM）顯微組織觀察在Leica DFC295光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行。根據(jù)GB/T 6394—2017計(jì)算合金板材平均晶粒尺寸，每種固溶制度選取3張100倍的金相照片進(jìn)行統(tǒng)計(jì)。采用D2.069渦流電導(dǎo)儀對(duì)T4P處理后的試樣進(jìn)行電導(dǎo)率測(cè)定，以分析析出相的回溶行為。通過(guò)配備有X射線能量色散光譜 （EDS）系統(tǒng)JEOL JSM 7800F型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察合金中的第二相粒子，電壓為20 kV，掃描步長(zhǎng)為0.2 μm。SEM樣品的磨制和拋光方法與金相樣品一致。織構(gòu)測(cè)試采用Empyrean銳影X射線衍射儀進(jìn)行，管電壓為40 kV，管電流為40 mA。使用Thermocalc相圖計(jì)算軟件對(duì)6451鋁合金進(jìn)行計(jì)算模擬，獲得6451鋁合金中第二相的種類及固溶溫度T s。力學(xué)性能測(cè)試根據(jù)GB/T 16865—2023進(jìn)行。拉伸實(shí)驗(yàn)在SHIMADZU AG-xplus100kN微機(jī)控制電子萬(wàn)能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為3 mm/min。每個(gè)測(cè)試點(diǎn)測(cè)量3個(gè)拉伸樣，取其平均值，以保證實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)的準(zhǔn)確性。

圖2為6451鋁合金板材冷軋態(tài)微觀組織，表2為圖2（b）中Al（Fe，Mn）Si相和Mg2Si 相的EDS分析。由圖2（a）可見(jiàn)沿軋制方向拉長(zhǎng)的均勻纖維狀組織，這是典型的變形態(tài)組織。根據(jù)SEM形貌（圖2（b））和EDS分析結(jié)果發(fā)現(xiàn)，板材中存在兩種第二相粒子，黑色相為可回溶的Mg2Si粒子，灰白色相為難溶的Al（Fe，Mn）Si粒子。

圖3為不同固溶時(shí)間處理的合金板材OM形貌。可知，固溶時(shí)間為3 s時(shí)，板材中形成大量等軸的再結(jié)晶晶粒，但仍然殘留少量纖維狀組織；時(shí)間延長(zhǎng)至7 s，晶粒組織基本由等軸晶組成。板材的平均晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)結(jié)果見(jiàn)圖4。可以看出，隨著固溶時(shí)間延長(zhǎng)至10 s，板材的平均晶粒尺寸迅速增大，達(dá)到41 μm；固溶時(shí)間為30 s時(shí)，晶粒緩慢長(zhǎng)大；固溶時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)，平均晶粒尺寸沒(méi)有發(fā)生明顯變化。根據(jù)平均晶粒尺寸隨固溶時(shí)間變化的擬合曲線可以發(fā)現(xiàn)，固溶時(shí)間在10 s內(nèi)，平均晶粒尺寸隨固溶時(shí)間延長(zhǎng)逐漸增大；固溶時(shí)間至30 s后，平均晶粒尺寸趨于穩(wěn)定，晶粒基本不再長(zhǎng)大。板材的平均晶粒尺寸主要與冷軋態(tài)合金內(nèi)部?jī)?chǔ)存的變形能和第二相分布有關(guān)，它會(huì)直接影響其力學(xué)性能。

圖5為經(jīng)不同固溶時(shí)間處理后板材的取向分布函數(shù)（orientation distribution functions，ODF）圖，圖中Φ，? 1，? 2為歐拉角，表征晶體取向。對(duì)其中的織構(gòu)分布進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，結(jié)果見(jiàn)表3。可以看出，不同固溶時(shí)間的板材中均只存在Cube ｛001｝〈100〉織構(gòu)，表明固溶時(shí)間對(duì)織構(gòu)類型沒(méi)有影響。固溶時(shí)間為3 s時(shí)，已形成大量Cube織構(gòu)，表明板材發(fā)生再結(jié)晶，且再結(jié)晶程度較高，此與晶粒組織觀察結(jié)果相一致。隨著固溶時(shí)間的延長(zhǎng)，Cube織構(gòu)的取向密度和體積分?jǐn)?shù)略有增加；固溶時(shí)間延長(zhǎng)至30 s后，Cube織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)穩(wěn)定在18%左右，表明固溶時(shí)間對(duì)織構(gòu)分布影響較小。

合金板材電導(dǎo)率隨固溶時(shí)間的變化如圖6所示。可知，冷軋態(tài)板材的電導(dǎo)率最高，為56.9%IACS。固溶時(shí)間延長(zhǎng)至7 s，電導(dǎo)率迅速降低，這可能由于細(xì)小Mg2Si粒子的迅速回溶。隨著固溶時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng)，電導(dǎo)率降低的趨勢(shì)減緩，在60 s固溶時(shí)間后電導(dǎo)率趨于穩(wěn)定。

為進(jìn)一步明確固溶處理過(guò)程中第二相粒子的演變，對(duì)不同固溶時(shí)間的T4P態(tài)板材進(jìn)行SEM形貌觀察，如圖7所示。可以看出，隨固溶時(shí)間延長(zhǎng)，板材中Al（Fe，Mn）Si粒子的分布無(wú)明顯差異，Mg2Si粒子逐漸減少；當(dāng)固溶時(shí)間延長(zhǎng)至60 s時(shí)，Mg2Si粒子基本完全回溶。圖8為合金板材中第二相粒子體積分?jǐn)?shù)和數(shù)量密度隨固溶時(shí)間的變化。由圖8（a）可以看出，隨固溶時(shí)間延長(zhǎng)，Al（Fe，Mn）Si粒子的體積分?jǐn)?shù)和數(shù)量密度變化很小，說(shuō)明在560 ℃保溫900 s以內(nèi)，Al（Fe，Mn）Si相不發(fā)生回溶。由圖8 （b）可知，與冷軋態(tài)板材相比，固溶時(shí)間延長(zhǎng)至5 s時(shí)，Mg2Si粒子略有減少。隨著固溶時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)，Mg2Si粒子的數(shù)量密度和體積分?jǐn)?shù)均明顯減小，固溶時(shí)間延長(zhǎng)至15 s時(shí)，Mg2Si粒子的數(shù)量密度基本減小至最小值，表明Mg2Si粒子回溶速度減緩。固溶時(shí)間為60 s時(shí)，Mg2Si粒子基本完全回溶。板材的SEM形貌觀察結(jié)果與電導(dǎo)率的變化規(guī)律一致。

結(jié)合圖6~8可以發(fā)現(xiàn)，固溶處理時(shí)再結(jié)晶迅速發(fā)生，再結(jié)晶速率明顯大于Mg2Si粒子回溶的速率，而Mg2Si粒子的回溶程度也會(huì)影響板材再結(jié)晶晶粒的尺寸和力學(xué)性能。因此，進(jìn)一步對(duì)不同固溶時(shí)間下板材中Mg2Si粒子的尺寸和數(shù)量密度進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，如圖9所示。固溶時(shí)間為3 s的板材和冷軋態(tài)板材中，Mg2Si粒子的尺寸和數(shù)量密度基本相同，表明Mg2Si粒子未發(fā)生回溶。固溶時(shí)間增加至7 s時(shí)，尺寸在0.8 μm以下的Mg2Si粒子顯著減少，細(xì)小粒子對(duì)晶界的釘扎作用逐漸減弱，再結(jié)晶晶粒的生長(zhǎng)阻力減小，晶粒更易長(zhǎng)大，而尺寸在0.8~2.0 μm的Mg2Si粒子數(shù)量密度較冷軋板相差不大，2.0 μm以上Mg2Si粒子基本消失，表明固溶時(shí)間為7 s時(shí)，細(xì)小Mg2Si粒子迅速回溶至基體中，而大尺寸的Mg2Si粒子只能緩慢溶解，尺寸逐漸減小，并未完全消失，這也解釋了固溶7~15 s時(shí)，Mg2Si粒子的數(shù)量密度顯著減小，但其體積分?jǐn)?shù)并未減至最小的原因。隨著固溶時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)，Mg2Si粒子持續(xù)回溶，其數(shù)量密度和尺寸均進(jìn)一步減小。固溶時(shí)間延長(zhǎng)至60 s時(shí)，Mg2Si粒子完全回溶進(jìn)基體中。隨著Mg2Si粒子逐漸回溶，再結(jié)晶晶粒繼續(xù)長(zhǎng)大，但由于板材在前期均勻化和軋制過(guò)程中形成了大量細(xì)小的Al（Fe，Mn）Si粒子，會(huì)阻礙再結(jié)晶晶粒生長(zhǎng)，因此在Mg2Si粒子完全回溶后，板材的晶粒結(jié)構(gòu)依然相對(duì)細(xì)小，并最終趨于穩(wěn)定。圖10為6451鋁合金的ThermalCal相圖計(jì)算結(jié)果。可知，6451合金中Mg2Si的固溶溫度為524 ℃。結(jié)合圖1發(fā)現(xiàn)，合金在3 s時(shí)才達(dá)到固溶溫度，因此Mg2Si粒子與冷軋態(tài)板材相比未發(fā)生變化。固溶時(shí)間在5 s時(shí)，Mg2Si粒子已經(jīng)開(kāi)始回溶，但達(dá)到固溶溫度的時(shí)間過(guò)短，Mg2Si粒子固溶程度有限。固溶時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)，Mg2Si粒子回溶速率顯著增大。Al15Si 2M 4相和Al9Fe2Si2相在該合金中屬于難溶相，基本沒(méi)有變化，且Al15Si2 M 4相的量非常少；而Diamond-A4（Si）相和Q相在冷軋板材前期的中間退火過(guò)程中已完全回溶，因此本工作的溫度范圍中并不存在這兩種相。

表4為T(mén)4P態(tài)合金板材的力學(xué)性能，其中R p0.2為屈服強(qiáng)度，R m為抗拉強(qiáng)度，A 50為伸長(zhǎng)率。可知固溶時(shí)間為5 s時(shí)，板材的A 50最小。隨固溶時(shí)間增加伸長(zhǎng)率逐漸增大，在固溶時(shí)間延長(zhǎng)至15 s后伸長(zhǎng)率達(dá)到30%，趨于穩(wěn)定。圖11為不同固溶時(shí)間下T4P和T6B態(tài)合金板材的屈服強(qiáng)度對(duì)比，其中ΔR p0.2為烤漆后的屈服強(qiáng)度增量，即T4P和T6B態(tài)板材的強(qiáng)度差異。可以看出，固溶時(shí)間為3 s時(shí)，T4P態(tài)板材的屈服強(qiáng)度顯著降低，從冷軋板的200 MPa減至65 MPa，根據(jù)圖3的組織觀察結(jié)果可知，這是由于再結(jié)晶在極短時(shí)間內(nèi)的迅速發(fā)生。隨著固溶時(shí)間延長(zhǎng)至7 s，T4P態(tài)和T6B態(tài)板材的強(qiáng)度迅速增大。而固溶時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)后，T4P態(tài)和T6B態(tài)板材強(qiáng)度的增速明顯減緩，烤漆后的屈服強(qiáng)度增量基本不變。結(jié)合表4的結(jié)果，固溶時(shí)間延長(zhǎng)至60 s時(shí)，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別提升至125 MPa和247 MPa，且具有較好的伸長(zhǎng)率（30%）；固溶時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)，板材的強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均趨于穩(wěn)定。

合金板材的力學(xué)性能與基體的晶粒分布、織構(gòu)分布和第二相分布相關(guān)。經(jīng)T4P處理后，6×××系鋁合金的強(qiáng)化機(jī)制主要為析出強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化［13-14］。根據(jù)Hall-Petch公式可知，隨板材晶粒長(zhǎng)大，其強(qiáng)度會(huì)降低，但6×××系鋁合金的Hall-Petch斜率很低，通常為70 MPa·μm1/2 ［15］。結(jié)合圖4和圖5可以發(fā)現(xiàn)，晶粒尺寸和織構(gòu)分布對(duì)強(qiáng)度的影響有限。并且隨著固溶時(shí)間延長(zhǎng)至30 s，晶粒呈現(xiàn)持續(xù)長(zhǎng)大的趨勢(shì)，板材的強(qiáng)度也逐漸升高，表明晶粒尺寸不是影響板材強(qiáng)度的主要因素。因此，合金的強(qiáng)度增量主要源于析出強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化，而晶粒尺寸的作用可以忽略，這與文獻(xiàn)［14，16］的研究結(jié)果一致。由圖6~8可知，固溶時(shí)間延長(zhǎng)至7 s時(shí)，板材中大部分尺寸在0.8 μm以下的Mg2Si粒子已回溶，基于析出強(qiáng)化作用，板材的強(qiáng)度也不斷提高。固溶時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)，Mg2Si粒子繼續(xù)回溶，但由于大部分Mg2Si粒子已經(jīng)回溶，大尺寸的Mg2Si粒子數(shù)量較少，回溶較慢，板材強(qiáng)度的增速減小。固溶時(shí)間增至60 s，晶粒尺寸變化較小，所有可回溶粒子均已完全回溶，強(qiáng)化效果較好，強(qiáng)度增大，固溶時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)，板材的強(qiáng)度基本不變，表明第二相的回溶行為是固溶處理影響板材性能的主要作用機(jī)制。

由于本工作中合金僅在熱軋及之后的冷卻過(guò)程中析出部分Mg2Si粒子，遠(yuǎn)未達(dá)到平衡濃度，因此，在低于平衡濃度的固溶溫度下，Mg2Si粒子已經(jīng)開(kāi)始回溶。根據(jù)圖1中板材的升溫曲線和表4的屈服強(qiáng)度測(cè)試結(jié)果分別計(jì)算不同固溶制度下的S，由此通過(guò)指數(shù)擬合建立屈服強(qiáng)度與S之間的對(duì)應(yīng)關(guān)系，如圖13所示，其擬合結(jié)果如式（6）所示：

（1）固溶時(shí)間為3 s時(shí)，板材中已發(fā)生再結(jié)晶；固溶時(shí)間延長(zhǎng)至7 s，完全再結(jié)晶后形成等軸晶組織；固溶10 s內(nèi)板材的平均晶粒尺寸隨固溶時(shí)間延長(zhǎng)迅速增大；固溶時(shí)間延長(zhǎng)至30 s后，晶粒尺寸基本不發(fā)生變化。固溶處理3 s后，板材中形成Cube ｛001｝〈100〉織構(gòu)，固溶時(shí)間對(duì)織構(gòu)分布的影響較小。

（2）固溶處理5 s時(shí)，板材中Mg2Si粒子少量回溶，變化很小；時(shí)間延長(zhǎng)至7 s，尺寸在0.8 μm以下的Mg2Si粒子大量回溶，數(shù)量密度明顯減小；時(shí)間延長(zhǎng)至60 s時(shí)，Mg2Si粒子完全回溶。

（3）隨固溶時(shí)間延長(zhǎng)至7 s，T4P態(tài)和T6B態(tài)板材的強(qiáng)度迅速增大；固溶時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)，板材強(qiáng)度的增速明顯減緩，烤漆后的屈服強(qiáng)度增量基本不變；固溶時(shí)間為60 s時(shí)，T4P態(tài)板材的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別提升至125 MPa和247 MPa，伸長(zhǎng)率為30%。通過(guò)模擬固溶處理對(duì)板材屈服強(qiáng)度的影響，建立了基于經(jīng)典擴(kuò)散理論的T4P態(tài)板材屈服強(qiáng)度與固溶量之間的函數(shù)關(guān)系模型。