黃繼武，孫瑜，趙毅，顏絲，黃志其

(中南大學 材料科學與工程學院 有色金屬材料科學與工程教育部重點試驗室，湖南 長沙，410083)

可熱處理強化 Al-Mg-Si系合金具有極好的熱塑性和較高強度，優(yōu)良的焊接性能和抗蝕性，以及低密度，可以高速擠壓成斷面復雜、薄壁、中空的各種結(jié)構(gòu)型材，廣泛用于建筑、汽車車身、高速列車、城市輕軌列車等[1-3]。Al-Mg-Si系合金鑄錠為非平衡凝固，成分分布不均勻，產(chǎn)生晶內(nèi)偏析，導致合金的塑性顯著下降；雜質(zhì)元素Fe在合金的凝固過程中形成硬且脆的AlFeSi化合物，如針狀或片狀的β-AlFeSi[4]，粗大的硬脆相可成為應力集中源，也降低合金的強度和塑性。高溫均勻化處理，合金元素通過擴散在基體中趨于分布均勻，在基體中的固溶度提高，同時針狀或片狀的β-AlFeSi相向圓顆粒狀的α-AlFeSi相轉(zhuǎn)變。6082合金是添加有質(zhì)量分數(shù)為 0.4%～0.6%Mn元素的Al-Mg-Si-Mn合金。有研究表明：在Al-Mg-Si-Cu合金中添加微量Mn元素，在形成結(jié)晶相時組織中出現(xiàn)了Mn替代Fe而構(gòu)成的Al(MnFe)Si相，在均勻化過程中，Mn促進 β-AlFeSi向 α-AlFeSi轉(zhuǎn)變[5-7]，同時析出含Mn彌散相顆粒，這些顆粒具有高密度和高熱穩(wěn)定性，能夠抑制合金后續(xù)變形加工的再結(jié)晶過程，細化再結(jié)晶晶粒，并且會成為時效強化相的形核核心，對合金的加工性能和力學性能產(chǎn)生重大影響[8-10]。本文作者研究了不同均勻化溫度下退火處理后的 6082鋁合金組織和性能的變化，探討了均勻化處理溫度對合金性能和組織的影響，著重討論不同溫度均勻化處理條件下物相組成及其演變，組織形貌的改變及基體固溶體固溶度的變化和合金硬度和電導率的關(guān)系。

1 實驗

1.1 實驗材料

實驗合金鑄錠采用半連續(xù)鑄造方法制備，合金名義成分見表 1。均勻化處理樣品從鑄錠上經(jīng)線切割截取，尺寸(直徑×高)為16 mm×8 mm。

表1 6082合金的化學成分(質(zhì)量分數(shù))Table 1 Chemical composition of 6082 aluminum alloy %

1.2 均勻化處理

均勻化處理在箱式加熱電阻爐中進行，采用數(shù)顯調(diào)節(jié)儀控制溫度，控溫精度為±1 ℃，將鑄態(tài)樣品分別在 470，490，510，530，545，560和 580 ℃保溫6 h，水淬。

1.3 合金組織及性能測試

電導率測量在D60K電導率測量儀上進行，硬度測量在HW187.5型布洛維硬度計上進行，金相觀察在NEOPHOT-21型金相顯微鏡上進行；物相分析采用Rigaku D/Max 2500型X線衍射儀，Cu Kα輻射，加速電壓40 kV，電流250 mA，石墨單色器；金相試樣不經(jīng)浸蝕直接在Sirion 2000型場發(fā)射掃描顯微鏡及其能譜儀(EDS)附件上進行顯微組織和能譜分析。顯微觀察采用TECNAIG200型透射電鏡，加速電壓200 kV。

2 實驗結(jié)果

2.1 合金的鑄態(tài)組織

圖1所示為合金的鑄態(tài)顯微組織。由圖1(a)可知：合金的鑄態(tài)組織主要由樹枝狀α-Al固溶體、晶界及枝晶間析出相組成。由圖1(b)可見：析出物呈連續(xù)網(wǎng)狀，為骨骼狀共晶形態(tài)，合金中有黑色析出相(圖中箭頭所示)，能譜分析表明這些黑色析出相為Mg2Si相。

圖1 合金的鑄態(tài)組織Fig.1 Microstructures of alloy as-cast

2.2 均勻化處理溫度處理對合金顯微組織和性能的影響

2.2.1 合金硬度和電導率的變化

在不同溫度下保溫6 h均勻化處理條件下，合金的布氏硬度和電導率的變化如圖2所示。隨著均勻化溫度升高，合金的硬度先升而后降，在560 ℃達到最大值。均勻化溫度升高到580 ℃時，合金的硬度稍有降低；鑄錠的布氏硬度為57.2 HB，合金均勻化溫度為470～510 ℃時，合金的硬度低于鑄錠硬度，當均勻化溫度繼續(xù)升高時，合金的硬度高于其鑄錠硬度。均勻化溫度升高，合金的電導率呈現(xiàn)階梯式降低。在580 ℃下合金的電導率達到最低值為40%IACS，但鑄態(tài)合金的電導率為34.6%IACS，即均勻化后合金的電導率均比鑄態(tài)合金的電導率要高。

圖2 不同均勻化溫度對合金硬度和電導率的影響Fig.2 Hardness and conductivity of 6082 alloys at different homogenization temperatures

2.2.2 X線衍射物相分析

合金鑄錠在不同溫度下經(jīng)6 h均勻化后的物相分析結(jié)果如圖 3所示。鑄態(tài)合金中存在 AlFeSi相、AlMnFeSi相、Mg2Si和過剩的單質(zhì) Si，在 490～510 ℃均勻化，過飽和α-Al基體中析出Mg2Si相，當均勻化溫度升高到510 ℃以上時，Mg2Si相又回溶到基體中，在560 ℃均勻化，合金中只殘留有高熱溫定的AlMnSi相，Mg2Si相和單質(zhì)Si完全回溶到基體中。

2.2.3 合金組織演變及析出相形貌SEM像

圖4所示為合金在不同溫度保溫6 h下均勻化處理后的合金組織演變及析出相形貌SEM像。

圖3 不同處理態(tài)合金的XRD譜Fig.3 XRD patterns of 6082 alloys treated at different homogenization treatment temperatures

合金經(jīng)490～510 ℃均勻化后白色網(wǎng)狀組織明顯，共晶魚骨形態(tài)仍然存在，針狀相開始溶斷，其端部趨于圓整化，另外黑色Mg2Si析出相較鑄態(tài)明顯增多(圖4(a)和(b))；均勻化溫度升高到530 ℃，黑色相減少，白色網(wǎng)狀相網(wǎng)狀組織稀疏，連續(xù)形態(tài)開始斷開，魚骨共晶形態(tài)消失(圖4(c))；經(jīng)560 ℃保溫6 h均勻化后，黑色相完全消失，白色相網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)被破壞成鏈狀結(jié)構(gòu)，析出相呈顆粒狀(圖4(d))。由圖4形貌圖與圖1(b)對照可知：均勻化過程中有細小彌散白色相析出。

對圖4中合金白色相成分進行EDS分析，結(jié)果如圖5所示。圖5表明：隨著均勻化溫度升高，白色晶界AlMnFeSi相中n(Mn+Fe)/n(Si)逐漸增大，而n(Fe)/n(Mn)逐漸降低。

合金鑄態(tài)和均勻化態(tài)進行TEM觀察如圖6所示。由圖6可見：均勻化處理后合金析出了尺寸為0.2 μm左右的彌散顆粒，經(jīng)EDS分析，圖6(b)中點1和2相化學成分如表2所示?？梢姡簄(Mn+Fe)/n(Si)約為2，表明均勻化過程中合金中析出了α-AlMnFeSi彌散相[8]。

3 分析與討論

3.1 鑄態(tài)合金的顯微組織

合金凝固時，由于成分過冷，液-固界面像樹枝那樣向液體中長大，Al熔點高于合金元素 Mg和 Si熔點，α-Al先凝固成樹枝狀骨架，同時向周圍液相排出溶質(zhì)原子，隨后富集有溶質(zhì)和雜質(zhì)原子的液相凝固成樹枝晶外層部位，填充在枝與枝之間形成枝晶間化合物，這種先后凝固造成了晶內(nèi)的溶質(zhì)成分不均勻，即枝晶偏析。合金凝固冷卻到液相線以下，由于溶質(zhì)原子向固-液相界面富集，當非平衡凝固界面前沿的成分達到共晶成分時，液相發(fā)生共晶析出[11]，析出物為骨骼狀非平衡共晶相，在晶界上形成連續(xù)網(wǎng)狀組織(圖 1(b))。

圖4 不同溫度均勻化處理后合金成分及其形貌SEM像Fig.4 SEM images of alloys after annealing at different homogenization temperatures

圖5 合金中AlMnFeSi相n(Mn+Fe)/n(Si)和n(Fe)/n(Mn)的變化Fig.5 Change of n(Mn+Fe)/n(Si) and n(Fe)/n(Mn) in AlMnFeSi

3.2 均勻化溫度對合金顯微組織的影響

均勻化退火是基于原子的擴散運動。均勻化過程中，擴散系數(shù)與溫度的關(guān)系可由擴散第一定律[12]表示如下：

圖6 6082合金的TEM像Fig.6 TEM images of 6082 alloy

表2 彌散析出相成分(物質(zhì)的量比)Table 2 Composition of precipitates %

由式(1)可見：原子擴散的速度與溫度呈指數(shù)關(guān)系，溫度越高，原子擴散速度越快?？蔁崽幚韽娀疉l-Mg-Si系合金其溶質(zhì)在基體中的固溶度隨溫度的升高而增加。半連續(xù)鑄造條件下，合金凝固冷卻的速度很快，凝固過程中合金元素來不及擴散，鑄錠合金為非平衡的過飽和固溶體，在晶界上和枝晶間存在非平衡亞穩(wěn)相，隨著溫度升高，原子擴散加劇，合金中發(fā)生一系列組織變化。均勻化退火實質(zhì)上是過剩相溶解和過飽和元素沉淀同時進行的一個雙向動態(tài)過程。

由XRD物相分析可知：合金鑄態(tài)結(jié)晶相為α-Al，β-Al3FeSi，α-Al5Mn12Si7，Mg2Si和單質(zhì) Si相，均勻化處理后合金中也含有具有 α-Al5Mn12Si7結(jié)構(gòu)的相，但EDS分析得到的是Al(MnFe)Si相(圖5)，這是因為形成結(jié)晶相時，Mn和Fe有相互替代的作用[13]。合金在490 ℃均勻化，溶質(zhì)原子從過飽和基體中析出形成Mg2Si相，圖5中Mg2Si相衍射峰增強，圖4(a)中黑色Mg2Si相增多；隨著溫度升高，溶質(zhì)原子固溶度增加，基體析出Mg2Si相減少，衍射峰強降低，圖4(b)較圖4(a)中黑色Mg2Si相減少；530 ℃均勻化，溶質(zhì)原子在基體中固溶度進一步增大，Mg2Si相回溶入基體，圖4(c)中黑色相數(shù)量明顯減少；在560 ℃均勻化，Mg2Si相和單質(zhì)Si完全溶入基體，其衍射峰消失，XRD譜中只有高熱穩(wěn)定性 β-Al5Mn12Si7相衍射峰存在，黑色Mg2Si相完全消失(圖4(d))。

由X線衍射譜可知：α-Al3FeSi衍射峰強隨均勻化溫度升高逐漸減弱，是因為β-Al3FeSi在高溫和Mn原子作用下逐漸向 α-Al5Mn12Si7相轉(zhuǎn)變。高溫均勻化，合金元素Si在基體中的固溶度增大，Al(MnFe)Si中的Si通過擴散溶入基體，同時合金元素Mn從過飽和固溶體中析出，Mn有替代-Al(MnFe)Si中Fe的作用，使失去 Si的針狀 AlMnFeSi相發(fā)生頸縮和斷裂(圖4(a)，4(b)和4(c))，轉(zhuǎn)變?yōu)榫哂懈?Mn+Fe)/Si比值的顆粒狀α-Al(MnFe)Si相，立方晶系的α相表面能是各向同性的，而單斜晶系的β相具有低表面能的晶面，形貌等軸顆?；芙档臀龀鱿啾砻婺?。均勻化溫度升高，原子擴散加劇，更多的Si從Al(MnFe)Si中擴散進入基體，同時更多 Mn從基體析出替代 Fe形成AlMnFeSi相，故隨均勻化溫度升高 AlMnFeSi相中n(Mn+Fe)/n(Si)升高，n(Fe)/n(Mn)降低(圖 5)。由圖 6和表 2可知：均勻化處理后合金中有細小α-Al(MnFe)Si相析出，這歸因于合金鑄造時除形成含Mn的結(jié)晶相外，還有相當一部分過飽和于固溶體中，高溫長時間均勻化處理，將使這些過飽和于基體中的Mn以含Mn的化合物形式析出。

在均勻化過程中，非平衡β-Al(MnFe)Si相轉(zhuǎn)化為高熱穩(wěn)定的平衡相α-Al(MnFe)Si。難溶的平衡相在退火過程中會發(fā)生聚集長大和球化，以減小界面能，達到熱力學更穩(wěn)定的狀態(tài)[14]。根據(jù)合金能量學原理[15]，合金中析出相長大所需的溶質(zhì)擴散速度可表示為：

式中：D為擴散系數(shù)；M為溶質(zhì)的摩爾質(zhì)量；r為析出相β的粒子半徑；Cα為基體α的溶質(zhì)濃度；r為析出相粒子的平均半徑；γαβ為析出相與基體間的比表面能；ρ為溶質(zhì)密度；R為徑向擴散分析半徑；T為熱力學溫度。

合金經(jīng) 490～510 ℃均勻化后仍有明顯的網(wǎng)狀組織，魚骨狀共晶組織依然存在(圖 4(a)和(b))，這是因為晶界共晶析出相中沒有大量溶入基體，針狀β-Al(MnFe)Si溶解，斷裂，向粒狀α-Al(MnFe)Si相轉(zhuǎn)變不徹底；合金在530均勻化，共晶網(wǎng)狀組織中Mg2Si相和單質(zhì)Si開始溶入基體，針狀β-Al(MnFe)Si溶解、斷裂加劇，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)變稀疏，連續(xù)形態(tài)被破壞，魚骨共晶形態(tài)基本消失；560均勻化，Mg2Si相和單質(zhì)Si完全溶解，β-Al(MnFe)Si完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣?Al(MnFe)Si相，平衡α相聚集長大和球化，網(wǎng)狀組織變成鏈狀，析出相呈顆粒狀(圖4(d))。

3.3 均勻化溫度對合金硬度和電導率的影響

鑄態(tài)激冷條件下，合金組織主要為過飽和固溶體，由于固溶強化，合金的硬度較高，鑄錠在470～510 ℃均勻化過程中，亞穩(wěn)的過飽和固溶體分解析出大量的Mg2Si相，由于析出溫度高，析出相粗大，合金硬度沒有明顯提高，相反，由于基體固溶度降低，合金硬度較鑄錠要低；均勻化溫度繼續(xù)升高，合金元素在基體中的固溶度提高，Mg2Si相又逐步回溶到基體中，回溶的結(jié)果使得基體固溶度增大，同時凝固激冷下過飽和固溶在基體中的Mn析出，形成細小彌散分布的Al(MnFe)Si相，起到彌散強化的作用，所以，合金硬度增大，溫度達到560 ℃時，基本上回溶到基體中，硬度達到最大值，更高溫度580 ℃下均勻化，合金硬度稍有下降，這可能是晶粒粗化引起的。

按Mathiessen[16]理論，多組元合金電導率主要受合金元素在鋁基體中固溶度變化的影響：合金元素從過飽和固溶體中析出，合金元素固溶度降低，合金電導率升高；但同時過飽和固溶體分解析出第二相，使合金結(jié)構(gòu)由單相變復相，合金電導率降低。但應當指出的是，固溶在鋁基體中的原子引起的點陣畸變對電子的散射作用比析出的第二相引起的散射作用強得多。

半連續(xù)鑄造條件下，鑄錠合金組織為非平衡的過飽和固溶體；470 ℃均勻化，過飽和固溶體發(fā)生分解，析出Mg2Si、含 Mn相等顆粒，合金的固溶度降低，故均勻化處理后合金的電導率變高；隨著均勻化溫度的升高，合金元素在Al基體中的固溶度升高，合金的固溶度逐漸升高，所以，合金的電導率隨著均勻化溫度的升高而降低；但合金電導率仍大于其合金鑄態(tài)電導率，這是因為合金鑄態(tài)固溶在基體中的Mn元素大大降低了合金的導電性，均勻化處理后，合金析出了大量的彌散的含Mn的第二相粒子，降低了Mn在基體中的固溶度。

4 結(jié)論

(1) 在半連續(xù)激冷鑄造條件下，由于溶體結(jié)晶先后不同，鑄態(tài)6082合金的金相組織表現(xiàn)為明顯的樹枝狀，晶粒邊界和樹枝間存在粗大網(wǎng)狀的共晶組織；溶體凝固后冷卻速度很快，合金凝固后的組織結(jié)構(gòu)接近固溶處理狀態(tài)；鑄態(tài)6082合金的相組織結(jié)構(gòu)主要由過飽和 α-Al固溶體和非平衡共晶相組成。實驗結(jié)果表明，對6082合金進行均勻化處理是必要的。

(2) 490～510 ℃下保溫6 h均勻化處理，過飽和鋁基固溶體分解析出Mg2Si相，隨著均勻化溫度升高，溶質(zhì)原子在基體中的固溶度升高，Mg2Si相回溶到基體中；在560 ℃下保溫6 h，合金中只剩有高熱穩(wěn)定α-Al(MnFe)Si相。均勻化處理過程中，過飽和固溶在基體中的Mn以彌散α-Al(MnFe)Si相形式析出。6082合金鑄錠較適宜的均勻化處理工藝為：560 ℃，6 h。

(3) 高溫均勻化，Mn元素替代Fe元素，促使針狀β-AlMnFeSi溶解、斷裂，向具有更高n(Mn+Fe)/n(Si)比值的顆粒狀α-Al(MnFe)Si相轉(zhuǎn)變，同時晶界及枝晶間粗大析出物網(wǎng)狀連續(xù)結(jié)構(gòu)被破壞，析出物魚骨狀共晶形態(tài)逐漸消失，α-Al(MnFe)Si相在高溫下聚集、球化；560 ℃保溫6 h均勻化，析出物的連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變成鏈狀結(jié)構(gòu)，析出物為等軸球狀α-Al(MnFe)Si相。

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