孫 亮，劉兆偉，董劉穎，王洪卓，謝方亮

（遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼陽111003）

0 前言

6082 鋁合金屬于Al-Mg-Si 系鋁合金，可通過熱處理強(qiáng)化，具有中等強(qiáng)度、焊接性能與耐腐蝕性良好等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于交通運(yùn)輸和結(jié)構(gòu)工程上，如起重機(jī)、屋頂構(gòu)架、公交車和船只等[1-4]。在半連續(xù)鑄造過程中經(jīng)常出現(xiàn)合金成分不均勻和粗大脆性相，導(dǎo)致其在形變過程中存在形變不均勻現(xiàn)象，或在粗大相周圍形成應(yīng)力集中，使合金產(chǎn)生裂紋，以致斷裂[5-7]。為獲得好的熱加工成形性能，合金需進(jìn)行均勻化處理，使合金成分均勻化，以消除合金鑄錠中粗大共晶相和雜質(zhì)相的不利影響。在均勻化過程中析出的彌散相在隨后的加工或熱處理過程中還有抑制再結(jié)晶及晶粒長大的作用[8-11]。均勻化工藝會影響粗大共晶相和雜質(zhì)相的溶解情況及彌散相的大小與分布情況，進(jìn)而影響材料的加工組織、析出行為及淬火敏感性[12-14]。

本文主要研究了不同均勻化溫度對6082合金組織和性能的影響，討論不同均勻化溫度下合金組織相組成及其變化以及對合金機(jī)械性能和電導(dǎo)率的影響。

1 試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)方案

實(shí)驗(yàn)采用半連續(xù)鑄造法制備φ174 mm 的6082鋁合金鑄錠，合金化學(xué)成分見表1。采用箱式電阻爐對鑄錠進(jìn)行均勻化熱處理，水冷，均勻化工藝見表2。隨爐放置測溫儀對料溫進(jìn)行監(jiān)控，熱處理后分別取30 mm的試片進(jìn)行鑄態(tài)組織分析。

表1 6082的合金成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）

均勻化熱處理后在1 800 t臥式擠壓機(jī)上對鑄棒進(jìn)行擠壓生產(chǎn)，具體擠壓工藝見表3。對擠制出的6082 鋁合金型材進(jìn)行相同的在線淬火和時(shí)效處理，時(shí)效制度統(tǒng)一為175 ℃×8 h。對時(shí)效后的擠壓型材進(jìn)行組織與性能檢測。

表2 均勻化退火工藝

表3 擠壓工藝參數(shù)

1.2 性能測試

使用電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫力學(xué)性能測試；使用電子布氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測試；使用數(shù)字金屬電導(dǎo)率測量儀進(jìn)行電導(dǎo)率測量；使用蔡司光學(xué)顯微鏡（OM）對鑄錠與擠壓型材進(jìn)行光學(xué)顯微組織觀察；使用掃描電子顯微鏡（SEM）觀察第二相形貌及其分布。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 均勻化溫度對合金鑄態(tài)組織的影響

圖1為不同均勻化溫度處理后的鑄錠組織。從圖1（a）可以看出，鑄態(tài)組織由兩部分組成，一部分是枝晶界及晶胞間的非平衡共晶相，另一部分為枝晶內(nèi)的共晶球，鑄態(tài)組織主要為α-Al 基體、深色的針狀Mg2Si相、骨骼狀含Mn、Fe相[15]。共晶組織中的Mg2Si在一定溫度下發(fā)生溶解，而初生的塊狀或條狀含Mn 相在熱處理過程中很難溶解；從圖1（b）可以看出，合金在經(jīng)過490 ℃均勻化后，聚集在晶界處的共晶相開始溶斷，但枝晶網(wǎng)絡(luò)仍存在；從圖1（c）可以看出，合金在經(jīng)過525 ℃均勻化后，低熔點(diǎn)共晶相發(fā)生進(jìn)一步溶解，基體上有細(xì)小化合物質(zhì)點(diǎn)析出；從圖1（d）可以看出，合金在經(jīng)過560 ℃均勻化后，枝晶網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)被破壞，組織稀疏，基體上均勻析出粒狀和棒狀化合物質(zhì)點(diǎn)。

圖1 鑄棒在不同均勻化溫度下的顯微組織

總體可以看出，鑄態(tài)組織中，在晶界處聚集的非平衡共晶組織的組成相經(jīng)490 ℃、525 ℃均勻化后仍呈網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，魚骨狀共晶組織依然存在，這是因?yàn)榫Ы绻簿龀鱿鄾]有大量溶入基體；經(jīng)560 ℃均勻化后，鑄態(tài)下的枝晶組織基本消除，晶內(nèi)組織均勻，初生態(tài)Mg2Si 相和單質(zhì)Si 幾乎完全溶解，析出相呈顆粒狀，均勻化效果良好。

均勻化處理能促進(jìn)原子的擴(kuò)散運(yùn)動，原子擴(kuò)散系數(shù)與均勻化溫度的關(guān)系可由擴(kuò)散第一定律[16]表示如下：

由公式（1）和（2）可知：原子擴(kuò)散的速度與溫度正比，原子擴(kuò)散速度隨均勻化溫度的上升而加快。半連續(xù)鑄造下，合金的冷卻速度很快，屬于非平衡凝固，合金元素未充分?jǐn)U散，此時(shí)合金組織中晶界上和枝晶間存在非平衡亞穩(wěn)相。均勻化的作用一方面使過剩相發(fā)生溶解，另一方面使過飽和元素沉淀。所以隨著溫度增加原子擴(kuò)散速度增加，彌散相的數(shù)量增加并長大。均勻化溫度高于525 ℃時(shí)出現(xiàn)析出質(zhì)點(diǎn)，隨著溫度升高質(zhì)點(diǎn)尺寸變大，說明彌散相在525 ℃已經(jīng)析出。

圖2 不同均勻化溫度處理后擠壓材的顯微組織

2.2 均勻化溫度對擠壓制品組織的影響

圖2為不同均勻化溫度處理后擠壓制品的顯微組織。如圖2（a）所示，擠壓制品中的粗大結(jié)晶相在擠壓過程中破碎，呈不規(guī)則塊狀分布在基體上。隨著均勻化溫度的增加，破碎后的結(jié)晶相密集程度逐漸減少，而彌散相的數(shù)量與分布在圖片上觀察不明顯，見圖2（b）～圖2（d）。從上可知，均勻化后組織中仍存在部分尺寸較大且難溶的結(jié)晶相。這些相在固溶處理過程中也很難溶解，通過后續(xù)擠壓變形使得這些粒子發(fā)生破碎。同一均勻化狀態(tài)下邊部結(jié)晶相的平均尺寸比心部小，分布更加彌散均勻，這是因?yàn)樵跀D壓過程中邊部比心部變形程度大、破碎更劇烈。

圖3所示為不同均勻化溫度處理后擠壓制品的背散射（SBSE）結(jié)果，表4為圖3中A、B點(diǎn)合金元素濃度含量測試結(jié)果。除圖3（a）外，在圖3（b）～圖3（d）中均能觀察到亞微米級白色粒狀析出相，根據(jù)合金成分判斷，分析其為含Mn、Cr 的高溫分解質(zhì)點(diǎn)，經(jīng)560 ℃×12 h均勻化處理后其數(shù)量減少，說明在該溫度下含Mn 相發(fā)生溶解。另外在圖3的組織圖片中均可觀察到大尺寸的黑色的桿狀相和尺寸較小的黑色粒狀相。桿狀相經(jīng)測定主要由Al、Mg、Si 組成（B 點(diǎn)），推測為未溶的Mg2Si 相，其尺寸隨著均勻化溫度的增加而減小。在560 ℃均勻化后，擠壓組織中已無粗大Mg2Si 過剩相?；w組織中的黑色的小尺寸粒狀相也主要由Al、Mg、Si組成（A 點(diǎn)），推測為均勻化冷卻析出的Mg2Si 相，其數(shù)量隨均勻化溫度的升高而增加。

圖3 6082合金經(jīng)不同均勻化制度后的SBSE照片

表4 合金元素濃度含量（原子百分比/%）

2.3 擠壓制品機(jī)械性能分析

如圖4所示，擠壓制品的強(qiáng)度隨著均勻化溫度的升高呈先升高再降低的趨勢。當(dāng)溫度為525 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度最高，為352.5 MPa；當(dāng)均勻化溫度達(dá)到560 ℃時(shí)，基體中Mg、Si 原子的飽和度降低，導(dǎo)致在相同時(shí)效制度下強(qiáng)度值降低。

圖4 均勻化溫度對擠壓制品力學(xué)性能的影響

擠壓制品的電導(dǎo)率隨均勻化溫度的增加呈下降趨勢，經(jīng)均勻化處理后合金的電導(dǎo)率均比鑄態(tài)合金的電導(dǎo)率高，見圖5。這是因?yàn)殡S著溶質(zhì)原子的溶入，α（Al）基體逐漸變?yōu)檫^飽和狀態(tài)，溶劑原子的點(diǎn)陣發(fā)生畸變，使電子波的散射增大。根據(jù)Mathiessen[17]理論可知，合金的電導(dǎo)率隨著固溶度的升高而下降，所以降低了合金的電導(dǎo)率；同時(shí)第二相粒子從過飽和固溶體中分解析出，合金結(jié)構(gòu)由單相變復(fù)相，也會導(dǎo)致合金電導(dǎo)率下降。鑄態(tài)合金的電導(dǎo)率較低是因?yàn)樵诨w中固溶的Mn 元素降低了合金的電導(dǎo)率；均勻化處理后，合金析出部分含Mn的彌散相，基體中Mn元素的固溶度下降，所以均勻化處理后合金的電導(dǎo)率較高。

圖5 均勻化溫度對擠壓制品電導(dǎo)率的影響

3 結(jié)論

（1）6082 鋁合金鑄錠均勻化熱處理的最佳工藝為525 ℃×12 h。經(jīng)過上述均勻化熱處理后，型材具有良好的綜合力學(xué)性能，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度分別為352.5 MPa、333.9 MPa，電導(dǎo)率為29.1%IACS。

（2）6082 鋁合金鑄態(tài)組織中存在明顯的顆粒狀偏析組織。經(jīng)均勻化熱處理后，在晶界處聚集的非平衡共晶重新溶解，偏析得到明顯改善，第二相粒子在基體中彌散分布，使合金組織與性能均得到提升。