張 宇，孫 亮，謝方亮，馮艷飛，吳 楠

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽 111003)

5XXX系鋁合金屬于不可熱處理強(qiáng)化鋁合金，具有比強(qiáng)度高，耐蝕性、焊接性良好，容易加工成型等優(yōu)點(diǎn)被廣泛應(yīng)用于交通運(yùn)輸業(yè)中[1-3]。5186合金屬Al-Mg-Mn系合金，適用于需要有高抗腐蝕性、良好可焊接性和中等強(qiáng)度的場合。由于5186合金元素含量高(總量5%以上)，在生產(chǎn)制造過程中，合金凝固時(shí)存在較為嚴(yán)重地枝晶偏析，一般通過均勻化處理消除或減少晶內(nèi)化學(xué)成分、組織狀態(tài)不均勻的狀況，并能減少合金鑄造時(shí)快速冷卻所產(chǎn)生的內(nèi)部應(yīng)力，從而改善鑄錠的加工性能[4-6]。但目前國內(nèi)對5186鋁合金均勻化處理工藝的研究很少。因此，本試驗(yàn)主要對5186合金鑄錠的均勻化處理工藝進(jìn)行研究，探討不同均勻化處理工藝對5186合金鑄錠的微觀組織及力學(xué)性能的影響，為后續(xù)熱處理及加工工藝的確定奠定理論基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)方案

1.1 化學(xué)成分

試驗(yàn)所使用5186合金鑄錠的化學(xué)成分如表1所示。

表1 5186合金鑄錠的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of 5186 aluminum alloy ingot(mass fraction，%)

1.2 均勻化退火工藝

5186合金主要由Al、Mg、Mn組成，合金相組成一般為Al3Mg2相、(Fe、Mn)Al6以及少量的Mg2Si相。圖1為5186合金的DTA曲線，在580.4 ℃溫度時(shí)5186合金開始出現(xiàn)第一個(gè)吸熱峰，表明在此溫度下低熔點(diǎn)共晶相開始熔化吸熱。

圖1 5186 合金DTA曲線Fig.1 DTA curve for 5186 alloy

鎂在鋁中的溶解度很大，在共晶溫度451 ℃時(shí)，鎂的溶解度高達(dá)14.9%，隨溫度降低，溶解度很快下降。因此設(shè)計(jì)均勻化溫度為460、480和500 ℃，可使合金在均勻化處理過程中保證Mg回溶充分的同時(shí)避免低熔點(diǎn)共晶相熔化的影響[7]。為研究保溫時(shí)間對組織及力學(xué)性能的影響，選擇12、18、24和30 h均勻化保溫時(shí)間，以確定5186合金均勻化處理工藝的最佳參數(shù)。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能

室溫下5186合金鑄錠均勻化處理前后的力學(xué)性能如圖2所示?？梢钥闯?，均勻化處理后合金鑄錠的抗拉強(qiáng)度得到了一定的提升；但屈服強(qiáng)度及延伸率呈降低的趨勢，且均勻化溫度越高，降低值越大。

5186合金鑄錠經(jīng)均勻化處理后，固溶于Al基體中的Mg元素彌散析出，與基體反應(yīng)生成Al3Mg2第二相，它的彌散質(zhì)點(diǎn)起到了主強(qiáng)化的作用，提升了材料的強(qiáng)度。但在鑄錠溫度較低時(shí)，形變產(chǎn)生的位錯(cuò)難以順利越過彌散強(qiáng)化相，當(dāng)位錯(cuò)引起的晶格畸變達(dá)到了一定程度時(shí)便產(chǎn)生顯微裂紋，隨著裂紋不斷積累、擴(kuò)展而引起斷裂，因此在室溫下測得合金鑄錠的延伸率一般會(huì)略低于未經(jīng)均勻化處理的鑄錠[8]。通過力學(xué)性能曲線綜合對比可知，5186合金鑄錠在460 ℃溫度下進(jìn)行均勻化處理時(shí)，合金鑄錠的抗拉強(qiáng)度最高、延伸率最好，利于后續(xù)加工。

(a)抗拉強(qiáng)度；(b) 屈服強(qiáng)度；(c)延伸率圖2 5186合金鑄錠均勻化處理前后的力學(xué)性能(a) tensile strength;(b) yield strength;(c) elongationFig.2 Mechanical properties of 5186 alloy ingot before and after homogenization

2.2 顯微組織

半連續(xù)鑄造中，由于凝固速度快，冷卻速度高，從高溫熔融液體金屬凝固到低溫所需的時(shí)間短，固溶在Al基體中的合金元素來不及析出，因此低溫下鑄錠屬于過飽和狀態(tài)。圖3為未均勻化合金鑄錠的顯微組織。可以看出，5186合金鑄錠的晶界狹長，晶界上分布大量的第二相。對比金相圖譜可知，在晶界上分布深灰色骨骼狀(Fe、Mn)Al6相及黑色棒狀Mg2Si相，在晶內(nèi)和晶界上分布黑色點(diǎn)狀或塊狀的Al3Mg2相。

5186合金鑄錠在460 ℃均勻化溫度下，經(jīng)不同保溫時(shí)間均勻化處理后的第二相分布、顯微組織及晶粒度如圖4所示。可以看出，5186合金鑄錠的枝晶網(wǎng)絡(luò)部分或完全固溶，晶界都得到了細(xì)化，枝晶界和晶界上非平衡共晶組織部分發(fā)生溶解，但在枝晶界及晶界仍殘留一部分難溶第二相，均無過燒組織。合金鑄錠中Al3Mg2相在均勻化過程中溶解擴(kuò)散進(jìn)入鋁基體，表現(xiàn)為基體中均勻分布彌散的析出相，在顯微組織中難以進(jìn)行觀測，而(Fe、Mn)Al6相結(jié)晶溫度在600 ℃以上，均勻化過程不會(huì)消除或溶解該相，因此該相在均勻化處理后仍然殘留在枝晶界及晶界。對比圖4中第二相分布可知，當(dāng)均勻化保溫時(shí)間為12 h時(shí)，其第二相含量相比18、24、30 h更多，這表明枝晶界和晶界上的非平衡共晶相回溶不充分或沒有完全回溶，均勻化效果較差。

5186合金在不同均勻化工藝下的晶粒度及第二相如表2所示?？梢钥闯?，5186合金鑄錠在不同均勻化工藝下晶粒度尺寸基本無變化，為3.5～4.0級(90～105 μm)。但5186合金鑄錠經(jīng)18 h、24 h保溫處理后，第二相平均尺寸及含量較小，晶粒圓整度較高，更有利于后續(xù)加工。根據(jù)均勻化退火處理的基本原則，在保證均勻化處理效果的前提下盡量縮短保溫時(shí)間，從而達(dá)到減少能耗、降低成本的目的。因此，均勻化工藝選擇保溫時(shí)間為18 h。

(a)460 ℃×12 h；(b)460 ℃×18 h；(c)460 ℃×24 h；(d)460 ℃×30 h圖4 5186合金鑄錠均勻化處理后第二相分布、顯微組織及晶粒度Fig.4 Second phase distribution,microstructure and grain size of 5186 alloy ingot after homogenization

表2 不同均勻化工藝下5186合金鑄錠晶粒度及第二相Table 2 Grain size and second phase of 5186 alloy ingot under different homogenization processes

2.3 SEM

圖5為5186合金鑄錠均勻化處理前后SEM顯微組織，對比均勻化處理前后可以發(fā)現(xiàn)，晶界得到細(xì)化，非平衡相發(fā)生了溶解。

對合金組織中第二相進(jìn)行EDS分析，由表3可以看出，鑄態(tài)5186合金鑄錠相組成為：基體α(Al)相、(Fe、Mn)Al6、Al3Mg2、Mg2Si、Al8Fe2Si等。均勻化后晶界處仍存在Mg2Si、Al8Fe2Si等難溶相，但第二相已經(jīng)變得沒有棱角且部分趨于球化，并且均勻化處理后晶界處Mg元素所占比例降低，表明含Mg相已發(fā)生擴(kuò)散，部分溶入基體內(nèi)部。

(a)未均勻化；(b) 460 ℃×18 h；(c)460 ℃×18 h圖5 5186合金鑄錠均勻化處理前后的SEM圖像(a)non-homogenization；(b) 460 ℃×18 h；(c)460 ℃×18 hFig.5 SEM images of 5186 alloy ingot before and after homogenization

表3 EDS分析(AT%)Table 3 EDS analysis(AT%)

3 結(jié)論

1)5186合金鑄錠相組成為：α(Al)、(Fe、Mn)Al6、Al3Mg2、Mg2Si和Al8Fe2Si等；合金主要強(qiáng)化相為Al3Mg2相，在基體中彌散分布。

2)在460 ℃溫度下進(jìn)行均勻化處理，5186合金的綜合性能最好；合金鑄錠經(jīng)460 ℃×18 h均勻化處理后，鑄錠第二相平均尺寸小，含量低，晶粒圓整度高，更有利于后續(xù)加工。

3)5186合金鑄錠經(jīng)460 ℃×18 h均勻化處理后，含Mg相發(fā)生擴(kuò)散，溶入基體內(nèi)部，晶界由連續(xù)變?yōu)閿嗬m(xù)并發(fā)生細(xì)化，且未發(fā)現(xiàn)過燒組織，均勻化效果良好。