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        Si和熱處理對光伏支架用5005鋁合金型材組織與性能的影響

        2021-12-28 13:26:14郝菊萍
        輕合金加工技術(shù) 2021年6期

        王 崗,李 進(jìn),郝菊萍

        (廣亞鋁業(yè)有限公司,廣東 佛山 528237)

        面對清潔能源、經(jīng)濟(jì)可持續(xù)發(fā)展等的需要,具有資源豐富和可持續(xù)利用等優(yōu)點(diǎn)的太陽能近年來得到較快發(fā)展。鋁合金因?yàn)槊烙^、輕便、耐蝕等特點(diǎn),已經(jīng)成為太陽能光伏支架領(lǐng)域主要用材之一。5×××系變形鋁合金,具有良好的耐腐蝕性能、導(dǎo)熱性能、焊接性能、伸長率高等特點(diǎn),常用作電子外殼、建筑飾件、儀表板、船用型材等[1-2]。5005鋁合金除了以上優(yōu)點(diǎn)之外,該合金的陽極氧化膜非常明亮,并與 6063 鋁合金的色調(diào)一致,因此已經(jīng)大量應(yīng)用在太陽能光伏支架領(lǐng)域[3]。

        作為一種熱處理不可強(qiáng)化鋁合金,5005鋁合金一般以Mg元素的固溶強(qiáng)化為主,時(shí)效過程中Mg2Al3或Mg5Al8相析出形核困難,核心少,析出相粗大,強(qiáng)化效果弱[4-7],合金的強(qiáng)度較低。根據(jù)GB/T 6892《一般工業(yè)用鋁及鋁合金擠壓型材》可知,5005-H112鋁合金型材的抗拉強(qiáng)度Rm≥100 N/mm2、屈服強(qiáng)度Rp0.2≥40 N/mm2、伸長率A≥16%。偏低的強(qiáng)度限制了該合金在太陽能光伏支架領(lǐng)域作為支撐件的應(yīng)用。因此適當(dāng)?shù)卦黾庸倘軓?qiáng)化、第二相強(qiáng)化等強(qiáng)化機(jī)制的效果,來提升5005鋁合金的整體性能顯得極為必要。本文作者通過合金成分和熱處理制度的優(yōu)化,顯著增加了光伏支架用5005鋁合金型材的強(qiáng)度和硬度,并對相應(yīng)的強(qiáng)化機(jī)制和析出動(dòng)力學(xué)進(jìn)行了簡要分析,為擴(kuò)展5×××鋁合金的應(yīng)用提供一種思路。

        1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

        1.1 實(shí)驗(yàn)材料

        使用熱頂鑄造方法,以高純鋁錠、Al-Si中間合金、Mg錠及Al-5Ti-B絲為原料,制取低Si(編號為1#)和高Si(編號為2#)兩組成分的圓鑄錠,熔鑄工藝流程:熔煉→調(diào)控成分→精煉→除氣→陶瓷板過濾→鑄造。合金鑄錠的具體成分見表1。

        表1 實(shí)驗(yàn)5005鋁合金鑄錠的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of 5005 aluminum alloy ingot for test(wt/%)

        1.2 實(shí)驗(yàn)方法

        將圓鑄錠分別在480 ℃、530 ℃和630 ℃均勻化處理10 h,隨后在18 MN正向擠壓機(jī)上熱擠壓成型材、并在線淬火,擠壓工藝見表2。然后在空氣爐中分別于175 ℃、185 ℃、195 ℃和205 ℃時(shí)效2 h~48 h。使用MR5000顯微鏡進(jìn)行金相分析,腐蝕溶液為Keller試劑。使用310HVS-5數(shù)顯硬度計(jì)進(jìn)行顯微硬度測量,每個(gè)樣品測5個(gè)點(diǎn)取平均值。使用Sigma 2008A數(shù)字電導(dǎo)率儀測量導(dǎo)電率,每次測量前均進(jìn)行校準(zhǔn)。使用GP-IS2000M電子萬能試驗(yàn)機(jī)測量力學(xué)性能,使用了引伸計(jì)以便于確定屈服點(diǎn)。

        表2 型材擠壓工藝Table 2 Profile extrusion process

        2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

        2.1 Si元素對型材性能的影響

        圖1為1#和2#合金型材在不同時(shí)效制度下的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度。由圖1可知,1#合金型材未時(shí)效時(shí)強(qiáng)度最低,在時(shí)效溫度195 ℃,隨著時(shí)效時(shí)間的延長,強(qiáng)度緩慢升高隨后降低,最高增加約20 N/mm2,呈現(xiàn)出較弱的時(shí)效析出強(qiáng)化效果。略微不同的是,2#合金型材的強(qiáng)度也是在未時(shí)效時(shí)最低,隨著時(shí)效時(shí)間增加強(qiáng)度呈先升后降的趨勢,在195 ℃時(shí)效超過5 h后其強(qiáng)度稍微降低,表現(xiàn)出一定的過時(shí)效特征。但是對比相同時(shí)效制度下的1#和2#合金型材,可以發(fā)現(xiàn)后者比前者的整體強(qiáng)度明顯高一些,表明增加Si元素含量對5005鋁合金型材的強(qiáng)度提升效果明顯。

        圖1 1#和2#合金型材在不同時(shí)效制度處理后的強(qiáng)度性能Fig.1 Strength properties of 1# and 2# alloy profiles treated by different aging systems

        2.2 鑄錠均勻化處理制定

        一般而言,在Al-Mg合金中Si都是作為雜質(zhì)進(jìn)行控制的,因?yàn)镾i會(huì)對合金的耐腐蝕性和塑性造成不利影響,加入過多的Si不恰當(dāng)[8]。而在太陽能光伏支架領(lǐng)域,因?yàn)?005鋁合金需要額外進(jìn)行陽極氧化處理以提高其耐腐蝕性能,所以Si的適量增加是可行的。同時(shí),為了改善合金的塑性及可加工性能,可采用合適的均勻化處理制度來實(shí)現(xiàn)。

        在大規(guī)模工業(yè)生產(chǎn)中,Al-Mg合金鑄錠的均勻化溫度一般控制在445 ℃~475 ℃,并根據(jù)Mg含量的多少進(jìn)行調(diào)整[9]。5005鋁合金中Mg含量相對較低,因此可以考慮采用更高的均勻化溫度,以提升均勻化處理效果和擠壓生產(chǎn)效率。

        圖2為2#合金鑄錠經(jīng)不同均勻化處理的顯微組織。由圖2可知,5005鋁合金在鑄態(tài)下呈現(xiàn)明顯的元素偏析,這是在熱頂鑄造過程中造成且不可避免的。當(dāng)鑄錠在480 ℃保溫10 h均勻化處理后,可以發(fā)現(xiàn)偏析現(xiàn)象明顯減弱,合金元素發(fā)生了一定的擴(kuò)散。當(dāng)均勻化溫度進(jìn)一步升高,在530 ℃保溫10 h后,鑄錠的元素偏析情況得到更明顯的改善,枝晶特征在逐步消失。溫度更高情況下,在630 ℃保溫10 h,晶界處出現(xiàn)明顯的三角形復(fù)熔區(qū),合金已經(jīng)發(fā)生過燒。綜合考慮均勻化效果和生產(chǎn)效率,可以認(rèn)為530 ℃10 h的均勻化制度可行。

        圖2 2#合金鑄錠經(jīng)不同均勻化處理的顯微組織Fig.2 Microstructures of 2# alloy ingot under different homogenization treatments

        2.3 時(shí)效處理對型材性能的影響

        為了進(jìn)一步提升合金型材的性能,對合金的時(shí)效制度進(jìn)行了優(yōu)化,測量了不同時(shí)效制度下合金型材的顯微硬度。2#鋁合金在175 ℃、185 ℃、195 ℃、205 ℃時(shí)效不同時(shí)間后顯微硬度的變化趨勢相同,均呈現(xiàn)出隨著時(shí)效時(shí)間增加顯微硬度先升高后降低的趨勢(圖3)。但是不同溫度下的峰值時(shí)效點(diǎn)不同,在175 ℃時(shí)效8 h達(dá)到時(shí)效硬度峰值,在185 ℃時(shí)效6 h達(dá)到硬度峰值,而在195 ℃和205 ℃時(shí)效4 h就已經(jīng)到達(dá)了硬度峰值,溫度越高達(dá)到硬度峰值的時(shí)間越短。顯微硬度最高點(diǎn)出現(xiàn)在185 ℃時(shí)效6 h,顯微硬度為61.2 HV。測量該時(shí)效制度下合金的力學(xué)性能,分別為抗拉強(qiáng)度175 N/mm2、屈服強(qiáng)度128 N/mm2、伸長率17.7%。對比圖1中1#合金未時(shí)效的力學(xué)性能(抗拉強(qiáng)度120 N/mm2、屈服強(qiáng)度63 N/mm2、伸長率26.9%),可以發(fā)現(xiàn)2#合金的抗拉強(qiáng)度提升了55 N/mm2,屈服強(qiáng)度提升了65 N/mm2,同時(shí)仍保留了較高的伸長率。

        圖3 2#合金型材在不同時(shí)效熱處理下的顯微硬度Fig.3 Micro-hardness of 2# alloy profile treated by different aging systems

        2.4 時(shí)效處理對型材組織的影響

        因?yàn)镾i元素含量的增加,5005鋁合金的力學(xué)性能得到提高,時(shí)效析出強(qiáng)化的效果變得顯著。對1#和2#鋁合金型材經(jīng)過195 ℃保溫5 h時(shí)效處理后的顯微組織進(jìn)行分析,見圖4。

        圖4 1#和2#合金型材在195 ℃5 h時(shí)效處理后的金相顯微組織Fig.4 Metallographic microstructure of 1# and 2# alloy profiles after aging at 195 ℃ for 5 h

        由圖4可知,經(jīng)過擠壓、在線淬火和時(shí)效處理后,1#和2#鋁合金型材組織以不完全再結(jié)晶組織為主,晶粒尺寸為130 μm左右,1#和2#合金型材金相組織的差異不明顯。

        3 分析與討論

        3.1 強(qiáng)化機(jī)制

        鋁合金的強(qiáng)化機(jī)制一般可以分為四種,即固溶強(qiáng)化、加工硬化、細(xì)晶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化。因?yàn)楸驹囼?yàn)中合金型材沒有進(jìn)行額外的冷變形處理,無須考慮加工硬化。根據(jù)圖4可知,1#和2#合金型材的晶粒尺寸差異不大,細(xì)晶強(qiáng)化因素可以忽略。因此,分析2#合金型材比1#合金型材強(qiáng)度性能高的原因,可以從固溶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化兩個(gè)方面考慮。

        與圖1類似,測量1#和2#合金型材經(jīng)在不同時(shí)效制度處理后的硬度值作為合金的性能表征,具體見圖5。

        圖5 1#和2#合金型材在不同時(shí)效制度處理后的硬度Fig.5 Hardness of 1# and 2# alloy profiles treated by different aging systems

        由圖5可知,即使1#和2#合金型材均不時(shí)效,2#合金型材的硬度也大于1#合金型材的,這是與Si含量的不同有關(guān)。因?yàn)槲唇?jīng)時(shí)效處理,所以主要是固溶強(qiáng)化的機(jī)制起作用。在隨后時(shí)效處理中,Si元素逐步析出,Si元素產(chǎn)生的固溶強(qiáng)化效果減弱,而第二相強(qiáng)化作用變大。

        以1#合金型材未時(shí)效狀態(tài)的性能35.9 HV為基準(zhǔn),分析計(jì)算出不同狀態(tài)下合金型材性能的變化率,見表3。

        表3 1#和2#合金型材在不同時(shí)效制度處理后的硬度增加率(%)Table 3 Hardness increasing rate of 1# and 2# alloy profiles treated by different aging systems(%)

        由圖5和表3可知,對于1#合金型材,隨著時(shí)效時(shí)間延長,其硬度先升高后降低,硬度增加的機(jī)制是第二相強(qiáng)化;因?yàn)镾i元素含量較少,第二相強(qiáng)化導(dǎo)致的硬度增加率最大達(dá)到了14%。相對應(yīng)的,2#合金型材未時(shí)效時(shí)硬度增加了3%,這是由Si元素的固溶強(qiáng)化機(jī)制引起的;隨著時(shí)效的進(jìn)行,硬度先增加后降低,固溶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化共同作用,硬度增加率最大達(dá)到了62%;考慮到時(shí)效過程中Si元素會(huì)從鋁基體中析出,其固溶強(qiáng)化效果會(huì)減弱、對硬度增加的實(shí)際貢獻(xiàn)是低于3%的,故可以認(rèn)為2#合金型材在時(shí)效過程中硬度的增加是以第二相強(qiáng)化為主。

        3.2 析出動(dòng)力學(xué)

        鋁合金的導(dǎo)電率可以表征相變的轉(zhuǎn)化率f,并根據(jù)Avrami經(jīng)驗(yàn)方程描述合金隨時(shí)效時(shí)間變化對微觀組織的影響。兩合金型材的導(dǎo)電率見表4。

        表4 1#和2#合金型材在不同時(shí)效制度處理后的導(dǎo)電率(%IACS)Table 4 Conductivity of 1# and 2# alloy profiles treated by different aging systems(%IACS)

        由表4可知,在195 ℃,隨著時(shí)效時(shí)間的延長,1#和2#合金型材的導(dǎo)電率變化趨勢是相同的,均是逐步升高。但是對比相同時(shí)效制度下的1# 和2#合金可以發(fā)現(xiàn),未時(shí)效時(shí)1#合金型材的導(dǎo)電率高于2#合金型材的,這是因?yàn)?#合金的Si含量多一些、合金化程度高一些,對電子的散射效果更明顯所致。與之不同的是,當(dāng)進(jìn)行時(shí)效處理后,2#合金的導(dǎo)電率反而整體比1#合金的高。這可能是因?yàn)?#合金中Si含量更高,在時(shí)效過程中隨著Si元素的析出形成強(qiáng)化相Mg2Si,導(dǎo)致更多的Mg元素伴隨著從鋁基體中脫溶,減少了對電子運(yùn)動(dòng)的阻礙,表現(xiàn)出2#合金型材的導(dǎo)電率高一些。

        鋁合金在時(shí)效過程發(fā)生了固態(tài)相變,伴隨有合金元素的脫溶。對于此類鋁合金在時(shí)效過程中的析出動(dòng)力學(xué),通常可以用Avrami經(jīng)驗(yàn)方程(1)進(jìn)行分析:

        f(t)=1-exp(-ktn)

        (1)

        式中:

        f—轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù);

        k、n—均為系數(shù);

        t—時(shí)間。

        分別以表4中1#和2#合金未時(shí)效時(shí)的導(dǎo)電率值作為轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù)f=0的基準(zhǔn),以經(jīng)過195 ℃48 h時(shí)效處理后的導(dǎo)電率值作為轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù)f=100%,即認(rèn)為析出已經(jīng)完全。使用Avrami經(jīng)驗(yàn)方程(1)擬合1# 和2#合金的析出動(dòng)力學(xué)S曲線,結(jié)果見圖6。

        圖6 1#和2#合金的S曲線Fig.6 S curves of 1# and 2# alloys

        由圖6可知,1#和2#合金的S曲線相似。其中1#合金的k=0.48,n=0.75;2#合金的k=0.48,n=0.78。資料顯示,k決定于溫度、晶粒大小等,n決定于相變類型,n值為0.5時(shí)是片狀物增厚,n值為1時(shí)是針狀物增厚[10]。1#和2#合金的k值相同,這與兩者時(shí)效溫度相同、晶粒大小接近有關(guān)。1# 和2#合金的n值分別為0.75和0.78,說明兩種合金的相變類型相似,都是片狀物增厚和針狀物增厚同時(shí)存在,但已經(jīng)發(fā)生了一些改變。因?yàn)?#合金Si元素的增加,有一部分的強(qiáng)化析出物是由片狀物增厚變成了針狀物增厚。

        4 結(jié) 論

        1)5005鋁合金中增加適量的Si含量和采用合適的時(shí)效制度可以有效提高合金的強(qiáng)度,抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度最多分別增加55 N/mm2和65 N/mm2,同時(shí)仍保留了較高的伸長率。

        2)高Si 5005鋁合金時(shí)效過程中強(qiáng)度性能提升的強(qiáng)化機(jī)制為第二相強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化共同作用,最大提升為62%。

        3)合金的S曲線顯示,Si元素的增加略微改變了合金的相變類型,有一部分的強(qiáng)化析出物是由片狀物增厚變成了針狀物增厚。

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