何 金，金文福，黃 健，張春旭，楊 明

(遼寧忠旺集團有限公司，遼寧 遼陽 111003)

6005A鋁合金屬于Al-Mg-Si系可熱處理強化鋁合金，是一種具有中等強度，優(yōu)良的擠壓性、焊接性、耐腐蝕性的鋁合金，被廣泛應用在軌道交通領(lǐng)域[1]。均勻化熱處理工藝可以減小或消除鑄錠中出現(xiàn)的非平衡組織和成分不均勻的現(xiàn)象。本試驗探討均勻化溫度對6005A鋁合金鑄錠微觀組織和性能的影響，為提高6005A鋁合金材料的使用性能、工藝性能及后續(xù)加工做準備。

1 試驗材料及方法

本試驗采用我公司半連續(xù)鑄造方法生產(chǎn)的6005A鋁合金鑄錠，鑄錠規(guī)格為Φ582 mm×1 000 mm。鑄造過程中采用泡沫陶瓷過濾，Al-Ti-B絲細化晶粒，在線除氣處理。鑄錠的化學成分見表1。將鑄錠分別在450 ℃、500 ℃、550 ℃、570 ℃、600 ℃保溫7 h，水冷后采用AXIO 萬能研究級倒置式材料顯微鏡、SS-550日本島津掃描電子顯微鏡及能譜分析進行組織觀察，采用GYZJ-934-1巴氏硬度計測試硬度，SMP-10渦流電導儀測試電導率。

表1 6005A鋁合金鑄錠的化學成分(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 1 Composition of 6005A Al alloy ingots(wt/%)

6005A鋁合金鑄錠原始組織見圖1。由圖1可以看出，6005A鋁合金鑄態(tài)組織主要由樹枝狀的α-Al固溶體及晶界上由于快速冷卻形成的非平衡共晶體組成，非平衡共晶體多為連續(xù)的桿狀及骨骼狀。對鑄態(tài)組織的掃描電鏡及能譜分析表明，鑄態(tài)組織中黑色的點狀及條狀相為Mg2Si相，白色的為AlFeSi相。由于鑄造工藝控制得當，Si元素除形成AlFeSi相外均溶于α-Al固溶體中，沒有發(fā)現(xiàn)過剩的單質(zhì)Si。

圖1 6005A鋁合金鑄錠原始組織照片F(xiàn)ig.1 Photograph of original microstructure of 6005A Al alloy ingot

2 試驗結(jié)果

將鑄錠均分5份，分別在450 ℃、500 ℃、550 ℃、570 ℃、600 ℃保溫7 h，水冷后，在鑄錠的邊部和心部各取5個尺寸為20 mm×10 mm(直徑×高)試樣進行磨拋處理，選用混合酸HF+HCl+HNO3+H2O，其體積比為2∶3∶5∶190，試樣經(jīng)混合酸腐蝕后在金相顯微鏡下觀察，并對不同溫度均勻化后的鑄錠進行硬度和導電率測試。

不同溫度均勻化后鑄錠組織見圖2。由圖2可知，采用450 ℃均勻化處理后，晶界上的網(wǎng)狀非平衡共晶物仍然存在，并且晶內(nèi)和晶界上析出大量球狀和桿狀相。隨著溫度的升高，500 ℃均勻化處理后仍能看到非平衡共晶物，仍有少量球狀和桿狀相析出。550 ℃均勻化處理后晶界上的網(wǎng)狀非平衡共晶物基本回溶到基體中，板條狀相連續(xù)形態(tài)變成鏈狀，無球狀和桿狀相析出。570 ℃均勻化處理后共晶物消失，更多網(wǎng)狀物轉(zhuǎn)變?yōu)殒湢睢ｋS著溫度的繼續(xù)升高，固溶體中析出的細小彌散相逐漸增多，顆粒逐漸增大。在600 ℃均勻化處理后組織出現(xiàn)了復熔球和復熔三角形，這是典型的過燒特征，說明鑄錠發(fā)生了過燒。

圖2 6005A鋁合金鑄錠不同溫度均勻化退火7 h后的顯微組織Fig.2 Microstructure images of 6005A Al alloy ingots homogenized at different temperatures for 7 h

不同均勻化溫度均勻化處理下的6005A鋁合金的導電率和巴氏硬度如圖3所示。從圖3中可知，在450 ℃均勻化處理后導電率最高，隨著溫度的繼續(xù)升高，導電率逐漸降低，且不同溫度下的導電率均高于鑄態(tài)組織的導電率。鑄錠的硬度隨著溫度的升高呈現(xiàn)先減小后增加趨勢。在450 ℃均勻化處理后硬度最低且低于未均勻化鑄錠的硬度。鑄錠在570 ℃均勻化處理后硬度達到最高。由于鑄錠在600 ℃均勻化處理后發(fā)生了過燒，使得鑄錠的硬度明顯下降。鑄錠在570 ℃均勻化處理后導電率基本穩(wěn)定，組織中的共晶物消失(如圖2)，網(wǎng)狀物更徹底轉(zhuǎn)變?yōu)殒湢?，鑄錠組織均勻。因此在570 ℃均勻化效果最佳。

圖3 6005A鋁合金鑄錠經(jīng)不同均勻化溫度保溫7 h后的硬度和導電率Fig.3 Hardness and conductivity of 6005A Al alloy ingotshomogenized at different temperatures for 7 h

3 分析討論

圖4為均勻化處理后的鑄錠組織。由圖4可知，鑄錠在450 ℃7 h均勻化處理后，由于Mg2Si在α-Al中的溶解度較低，晶界及晶內(nèi)有大量的桿狀和球狀的黑色Mg2Si從α-Al固溶體中析出，導致鑄錠的導電率比鑄態(tài)時的明顯升高，硬度大幅下降。由于溫度較低晶界和枝晶界上有大量的非平衡共晶體未發(fā)生回溶，鑄錠在500 ℃7 h均勻化處理后仍有少量黑色桿狀和球狀的Mg2Si在晶界及晶內(nèi)析出。隨著溫度的升高，Mg2Si逐漸回溶到α-Al固溶體中，鑄錠在550 ℃7 h均勻化處理后Mg2Si已經(jīng)基本回溶到固溶體中，晶界和枝晶界上的網(wǎng)狀非平衡共晶體逐漸回溶，在570 ℃7 h均勻化處理后Mg2Si完全回溶到固溶體中。由于Mn、Cr元素在鋁中的溶解度較低，在均勻化過程中從過飽和固溶體中析出，Mn、Cr和Fe元素可以互換位置，溶入形成α-Al(MnFe)Si、α-Al(MnCrFe)Si、α-Al(MnCr)Si相[2-4]，使得晶界和枝晶界上的白色板條狀的β-AlFeSi相轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿∏驙畹摩?AlFeMnSi和α-AlFeMnCrSi相。

圖4 6005A鋁合金鑄錠不同溫度均勻化7 h處理后掃描電鏡照片F(xiàn)ig.4 SEM images of 6005A Al alloy ingotshomogenized at different temperatures for 7 h

Al-Mg2Si偽二元相圖中Al-Mg2Si的共晶溫度為595 ℃，Mg2Si在共晶溫度的最大溶解度為1.85%，隨著溫度的降低溶解度逐漸降低，Mg2Si在450 ℃的溶解度僅為0.7%。因此6005A鋁合金鑄錠在450 ℃～500 ℃均勻化處理后均有Mg2Si的析出。隨著溫度的繼續(xù)升高，Mg2Si在鋁基體的溶解度升高，Mg2Si又逐漸回溶到鋁基體中。隨著Mg2Si以及非平衡共晶體的回溶，導電率先升高后降低，硬度先降低后升高，在450 ℃均勻化處理后有大量的Mg2Si析出，使得鑄錠的導電率最高，硬度最低。由于鑄錠在600 ℃發(fā)生過燒，導致在600 ℃均勻化處理后硬度和導電率降低。

圖5為鑄錠經(jīng)不同均勻化處理后的組織放大照片。隨著溫度的升高，在基體中析出的細小球狀的彌散相，細小的彌散相隨溫度的升高尺寸逐漸增大。對圖5b中的析出的細小的白色彌散相進行EDS能譜分析，為α-Al(FeMn)Si、α-Al(FeMnCr)Si相。

圖5 6005A鋁合金鑄錠500 ℃、570 ℃均勻化7h處理后掃描電鏡放大照片F(xiàn)ig.5 Enlarged SEM images of 6005A Al alloy ingots homogenized at 500 ℃ and 570 ℃ for 7 h

4 結(jié) 論

1)6005A鋁合金鑄態(tài)組織主要由樹枝狀的α-Al固溶體及晶界上由于快速冷卻形成的非平衡共晶體組成，第二相主要為Mg2Si相和AlFeSi相。

2)6005A鋁合金鑄錠在450 ℃～500 ℃均勻化處理7 h后均有Mg2Si相的析出，隨著溫度的升高Mg2Si又回溶到鋁基體中，非平衡共晶組織逐漸溶入基體中。鑄錠在570 ℃7 h均勻化處理后共晶物基本消失，網(wǎng)狀物更充分地轉(zhuǎn)變?yōu)殒湢钗铮矣捕茸罡摺㈦妼驶痉€(wěn)定，均勻化處理效果最佳。隨著均勻化退火溫度的升高，6005A鋁合金鑄錠導電率先升高后降低，硬度先降低后升高。鑄錠在600 ℃7 h發(fā)生過燒，導致硬度和導電率均降低。在較高的均勻溫度下，Mn、Cr元素從過飽和固溶體中析出與β-AlFeSi相作用促使板條狀β-AlFeSi相轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿∏驙畹摩?Al(FeMn)Si相和α-Al(FeMnCr)Si相。

3)在均勻化過程中，基體中析出的細小的彌散相為α-Al(FeMn)Si、α-Al(FeMnCr)Si。細小的彌散相尺寸隨溫度的升高逐漸增大。