謝方亮，孫 巍，付學(xué)丹，郝玉喜，劉 歡

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽 111003)

Al-Mg-Si-Cu合金屬于6系可熱處理強(qiáng)化鋁合金，具有質(zhì)量輕、中等強(qiáng)度、塑韌性好、可焊接性及耐蝕性強(qiáng)等特點(diǎn)[1-2]，可擠壓成各種斷面結(jié)構(gòu)復(fù)雜的、多腔體的、薄壁的型材，被廣泛應(yīng)用于交通運(yùn)輸和建筑工程上，如汽車車身及結(jié)構(gòu)件、軌道列車、航空船舶、房屋構(gòu)架、家居模板等領(lǐng)域[3-6]。

在實際半連續(xù)鑄造生產(chǎn)過程中，鋁合金鑄錠的組織和性能對后續(xù)擠壓型材的綜合性能具有至關(guān)重要的作用。然而，鋁合金鑄錠在凝固后易產(chǎn)生枝晶及偏析，內(nèi)部存在大量且分布不均勻的非平衡共晶相。一般需通過均勻化處理，消除或減少合金組織中的枝晶及偏析，消除非平衡凝固過程中殘余內(nèi)應(yīng)力，改善其內(nèi)部第二相的尺寸、形狀及分布，提高合金元素的固溶度，使其具有較好的化學(xué)成分及組織均勻性，從而提高合金的強(qiáng)度及塑韌性，為后續(xù)擠壓生產(chǎn)出高品質(zhì)性能的型材提供良好的基材[7-9]。本文結(jié)合實際生產(chǎn)條件，利用金相顯微鏡、掃描電鏡和能譜分析等微觀表征方法，研究不同均勻化處理對Al-Mg-Si-Cu合金鑄態(tài)組織及擠壓型材粗晶層的影響，以獲得最佳的均勻化處理制度。為指導(dǎo)Al-Mg-Si-Cu合金實際擠壓生產(chǎn)，改善擠壓型材的綜合性能，提高產(chǎn)品成品率及使用率提供試驗與理論數(shù)據(jù)。

1 試驗材料與方法

試驗材料為半連續(xù)鑄造6系鋁合金圓鑄錠(直徑φ254 mm)，其化學(xué)成分見表1。采用真空熱處理爐，并根據(jù)實際生產(chǎn)工藝需求對鑄錠進(jìn)行均勻化處理，均勻化制度分別為：490 ℃×12 h、530 ℃×6 h、570 ℃×3 h和570 ℃×12 h。冷卻方式為水霧冷。

在均勻化處理后的鑄錠橫截面上，沿直徑方向1/2處切取尺寸為10 mm×10 mm×10 mm的試樣。然后，試樣依次經(jīng)過粗磨、細(xì)磨和拋光，至試樣表面無劃痕。選用Keller腐蝕液(1% HF、1.5% HCl、2.5% HNO3、95% H2O，體積分?jǐn)?shù))進(jìn)行金相腐蝕。采用光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡對試樣進(jìn)行組織觀察及能譜分析。

表1 鋁合金圓鑄錠化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 均勻化對Al-Mg-Si-Cu合金鑄態(tài)組織的影響

2.1.1 鑄態(tài)鋁合金微觀組織分析

鑄態(tài)鋁合金微觀組織，如圖1所示。從圖中可以看出，經(jīng)半連續(xù)鑄造冷卻處理后，Al-Mg-Si-Cu鋁合金處于非平衡凝固狀態(tài)，其組織主要由α-Al固溶體和非平衡共晶相組成，成分分布不均勻，存在明顯的網(wǎng)狀枝晶偏析，晶界處存在大量非平衡凝固共晶相(見圖1a)。從合金掃描電鏡顯微組織(見圖1b)和能譜分析結(jié)果(見表2)可以發(fā)現(xiàn)，合金晶內(nèi)和晶界上析出了3種第二相：第一種為灰白色網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的析出相，即AlFeSi相；第二種為黑色的長條狀或塊狀結(jié)構(gòu)的析出相，即Mg2Si相；第三種為分布在基體中的淺灰色球狀產(chǎn)物，即含AlMgSiCu的共晶體。由圖1可知，AlFeSi相主要分布在晶界處，而Mg2Si、AlMgSiCu主要分布在晶內(nèi)。

表2 鑄態(tài)組織中各相成分含量EDS分析(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

(a)金相組織；(b)掃描電鏡顯微組織圖1 鑄態(tài)合金微觀組織(a) metallographic structure；(b) SEMFig.1 Microstructure of as-cast alloy

2.1.2 均勻化處理后鋁合金微觀組織分析

經(jīng)不同均勻化處理后，鑄態(tài)鋁合金的非平衡共晶相發(fā)生溶解，晶界處枝晶從連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)逐漸轉(zhuǎn)變成鏈狀結(jié)構(gòu)，但不同均勻化處理后的合金內(nèi)部組織仍存在較大差異，見圖2和圖3?？梢钥闯?，當(dāng)均勻化制度為490 ℃×12 h時，呈網(wǎng)狀分布的非平衡凝固枝晶有溶解的傾向，但因均勻化溫度較低，原子擴(kuò)散速率較慢，非平衡相的溶解效果并不明顯；當(dāng)均勻化制度為530 ℃×6 h時，非平衡相發(fā)生了明顯的溶解，從網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變成鏈狀結(jié)構(gòu)，而且晶內(nèi)彌散相的數(shù)密度分布較好；當(dāng)均勻化制度為570 ℃×3 h時，合金內(nèi)部網(wǎng)狀枝晶溶解效果與530 ℃×6 h相似，但晶內(nèi)彌散相尺寸稍有增大；而當(dāng)均勻化制度為570 ℃×12 h時，由于均勻化溫度較高且時間較長，網(wǎng)狀枝晶溶解較為完全，非平衡共晶和可溶金屬間化合物大部分已溶解到α-Al固溶體中，但晶內(nèi)彌散相明顯發(fā)生聚集粗化。

不同均勻化制度條件下合金組織內(nèi)部均可看到兩種第二相，分別為呈網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的灰白色相和長條狀或塊狀結(jié)構(gòu)的黑色相。經(jīng)能譜分析，這兩種相分別為Al(Mn,Cr)FeSi相和Mg2Si相。

上述結(jié)果表明， 490 ℃×12 h均勻化制度下非平衡共晶相溶解效果最差；570 ℃×12 h均勻化制度下溶解效果最佳，但第二相明顯粗化；而530 ℃×6 h和570 ℃×3 h均勻化制度下溶解效果較好，晶內(nèi)彌散第二相分布較均勻，且晶粒長大并不明顯。

表3 均勻化處理后鑄錠中各相成分含量EDS分析(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

(a)490 ℃×12 h；(b)530 ℃×6 h；(c)570 ℃×3 h；(d)570 ℃×12 h圖2 不同均勻化制度下Al-Mg-Si-Cu鑄錠金相組織Fig.2 Metallurgical structure of Al-Mg-Si-Cu ingot in different homogenization system

另外，由于雜質(zhì)元素Fe的存在，在半連續(xù)鑄造凝固過程中容易形成硬而脆的不可溶AlFeSi相，而針狀或片狀的β-AlFeSi相易成為應(yīng)力集中源，降低合金的綜合性能。均勻化處理后，合金元素擴(kuò)散加劇，成分也趨于均勻化，針狀或片狀β-AlFeSi相逐漸向板條狀或球狀α-AlFeSi相轉(zhuǎn)變。此外，微量元素Mn可以替換Fe形成Al(MnFe)Si相，Mn促進(jìn)了β-AlFeSi相向α-AlFeSi相的轉(zhuǎn)變，同時彌散析出的含Mn相能夠抑制后續(xù)擠壓過程中再結(jié)晶的發(fā)生，細(xì)化了晶粒。

2.2 不同均勻化處理后擠壓型材粗晶層分析

將不同均勻化處理后的鑄錠在同一擠壓條件下進(jìn)行擠壓。然后在型材的同一部位選取試樣，并測量其邊部粗晶層厚度。試樣粗晶層厚度和組織形貌分別見表4和圖4。從表4可以看出，擠壓型材邊部均出現(xiàn)粗晶層。未均勻化處理的擠壓型材粗晶層厚度為92 μm，隨著均勻化溫度的升高，粗晶層厚度呈先減少后增加的趨勢。在低溫均質(zhì)530 ℃×6 h下，擠壓型材的粗晶層厚度最小可達(dá)29 μm；高溫均質(zhì)570 ℃×12 h下，粗晶層厚度最大可達(dá)284 μm。這說明選擇適當(dāng)?shù)木鶆蚧幚砜梢愿纳拼志雍穸取?/p>

從圖4中可以發(fā)現(xiàn)，低溫均勻化對粗晶層厚度控制較好，未均勻化處理的鑄錠對粗晶層也有一定控制。但未均勻化處理的鑄錠微觀組織圖中并未觀察到過多彌散相，這可能是在后期擠壓過程中，鑄錠的加熱以及熱變形時析出大量彌散相，由于時間較短，彌散相的析出數(shù)密度較少，故粗晶層較厚。然而，鑄錠經(jīng)高溫長時均勻化(570 ℃×12 h)，雖非平衡共晶相回溶更加充分，難溶的過剩相球化效果更好，但彌散相會發(fā)生粗化，以致對晶界的釘扎作用減弱，從而造成擠壓型材的皮質(zhì)層失控。

3 分析與討論

根據(jù)原子擴(kuò)散理論，鑄錠在均勻化處理過程中，原子擴(kuò)散運(yùn)動系數(shù)與均勻化溫度的關(guān)系，可由擴(kuò)散第一定律表示[10]：

(a)490 ℃×12 h；(b)530 ℃×6 h；(c) 570 ℃×3 h；(d)570 ℃×12 h圖3 不同均勻化制度下Al-Mg-Si-Cu鑄錠SEM圖Fig.3 SEM of Al-Mg-Si-Cu ingot in different homogenization system

(a)未均質(zhì)；(b)490 ℃×12 h；(c)530 ℃×6 h；(d)570 ℃×3 h；(e)570 ℃×12 h圖4 不同均勻化制度下擠壓型材粗晶層微觀組織(a)uneven treatment;；(b)490 ℃×12 h；(c)530 ℃×6 h；(d)570 ℃×3 h；(e)570 ℃×12 hFig.4 Microstructure of the coarse crystalline layer of extruded profile under different homogenization system

J=D?c/?x(D=D0exp[-Q(RT)])

(1)

由式(1)可見，原子擴(kuò)散速率與均勻化溫度呈指數(shù)關(guān)系，均勻化溫度越高，原子擴(kuò)散速率越快。在半連續(xù)鑄造條件下，由于凝固過程中冷卻速率較快，合金內(nèi)部組織為非平衡固溶體，成分分布不均勻，晶界處及晶粒內(nèi)部存在枝晶偏析，導(dǎo)致合金綜合性能降低。

Al-Mg-Si-Cu合金屬6系可熱處理強(qiáng)化鋁合金，其固溶度隨溫度的升高而增加，由式(1)可知，隨均勻化溫度的升高，合金內(nèi)部原子擴(kuò)散速率升高，其內(nèi)部發(fā)生一系列組織變化，晶界處呈網(wǎng)狀分布的非平衡共晶相發(fā)生溶解，晶界逐步縮短成鏈狀分布，晶粒更為均勻，見圖2(b)和2(c)。但均勻化溫度過高、時間過長時，原子擴(kuò)散加劇，晶界急劇縮短，同時還會使過剩相聚集長大粗化，見圖2(d)。由此可知，均勻化溫度與時間對均勻化效果影響較大，會引起過剩相的粗化。

圖5為均勻化制度490 ℃×12 h與未均質(zhì)鑄錠顯微組織。均勻化處理實質(zhì)是非平衡共晶相溶解與過飽和固溶體沉淀析出同時進(jìn)行的一個雙向的動態(tài)過程。從圖中可以看出，均勻化后的Mg2Si相偏析較鑄態(tài)嚴(yán)重，這是因為鑄錠在490 ℃×12 h均勻化處理時，合金中過飽和固溶體沉淀析出速率大于非平衡共晶相溶解速率。

表4 不同均勻化制度下擠壓型材粗晶層厚度

(a)未均勻化處理；(b)490 ℃×12 h圖5 均勻化處理前后鑄錠微觀組織(a) uneven treatment；(b)490 ℃×12 hFig.5 Microstructure of ingot before and after homogenization treatment

4 結(jié)論

1)Al-Mg-Si-Cu合金經(jīng)半連續(xù)鑄造后，內(nèi)部存在明顯的非平衡凝固網(wǎng)狀偏析組織，成分分布也不均勻，其內(nèi)部主要含有三種第二相：網(wǎng)狀灰白色AlFeSi相、黑色長條或塊狀Mg2Si相和淺灰色球狀A(yù)lMgSiCu相。

2)Al-Mg-Si-Cu合金最佳均勻化處理制度為 530 ℃×6 h，合金內(nèi)部呈網(wǎng)狀分布的非平衡共晶相溶解回溶效果較佳，晶粒成分均勻，第二相細(xì)小且彌散分布。晶體內(nèi)存在兩種第二相：網(wǎng)狀的灰白色Al(Mn,Cr)FeSi相和黑色的長條狀或塊狀Mg2Si相。

3)Al-Mg-Si-Cu合金經(jīng)低溫(490 ℃、530 ℃)均勻化處理后，對控制擠壓型材邊部粗晶層效果較好，530 ℃×6 h制度下型材邊部粗晶層尺寸最小，厚度為29 μm； 570 ℃×12 h制度下非平衡共晶相溶解充分，但彌散相粗化，對晶界釘扎作用減弱，易造成擠壓型材邊部晶粒粗大。