均匀化处理对Al-Mg-Si-Cu合金组织的影响

谢方亮，孙 巍，付学丹，郝玉喜，刘 欢

(辽宁忠旺集团有限公司，辽宁 辽阳 111003)

Al-Mg-Si-Cu合金属于6系可热处理强化铝合金，具有质量轻、中等强度、塑韧性好、可焊接性及耐蚀性强等特点[1-2]，可挤压成各种断面结构复杂的、多腔体的、薄壁的型材，被广泛应用于交通运输和建筑工程上，如汽车车身及结构件、轨道列车、航空船舶、房屋构架、家居模板等领域[3-6]。

在实际半连续铸造生产过程中，铝合金铸锭的组织和性能对后续挤压型材的综合性能具有至关重要的作用。然而，铝合金铸锭在凝固后易产生枝晶及偏析，内部存在大量且分布不均匀的非平衡共晶相。一般需通过均匀化处理，消除或减少合金组织中的枝晶及偏析，消除非平衡凝固过程中残余内应力，改善其内部第二相的尺寸、形状及分布，提高合金元素的固溶度，使其具有较好的化学成分及组织均匀性，从而提高合金的强度及塑韧性，为后续挤压生产出高品质性能的型材提供良好的基材[7-9]。本文结合实际生产条件，利用金相显微镜、扫描电镜和能谱分析等微观表征方法，研究不同均匀化处理对Al-Mg-Si-Cu合金铸态组织及挤压型材粗晶层的影响，以获得最佳的均匀化处理制度。为指导Al-Mg-Si-Cu合金实际挤压生产，改善挤压型材的综合性能，提高产品成品率及使用率提供试验与理论数据。

1 试验材料与方法

试验材料为半连续铸造6系铝合金圆铸锭(直径φ254 mm)，其化学成分见表1。采用真空热处理炉，并根据实际生产工艺需求对铸锭进行均匀化处理，均匀化制度分别为：490 ℃×12 h、530 ℃×6 h、570 ℃×3 h和570 ℃×12 h。冷却方式为水雾冷。

在均匀化处理后的铸锭横截面上，沿直径方向1/2处切取尺寸为10 mm×10 mm×10 mm的试样。然后，试样依次经过粗磨、细磨和抛光，至试样表面无划痕。选用Keller腐蚀液(1% HF、1.5% HCl、2.5% HNO3、95% H2O，体积分数)进行金相腐蚀。采用光学显微镜和扫描电镜对试样进行组织观察及能谱分析。

表1 铝合金圆铸锭化学成分(质量分数，%)

2 试验结果及分析

2.1 均匀化对Al-Mg-Si-Cu合金铸态组织的影响

2.1.1 铸态铝合金微观组织分析

铸态铝合金微观组织，如图1所示。从图中可以看出，经半连续铸造冷却处理后，Al-Mg-Si-Cu铝合金处于非平衡凝固状态，其组织主要由α-Al固溶体和非平衡共晶相组成，成分分布不均匀，存在明显的网状枝晶偏析，晶界处存在大量非平衡凝固共晶相(见图1a)。从合金扫描电镜显微组织(见图1b)和能谱分析结果(见表2)可以发现，合金晶内和晶界上析出了3种第二相：第一种为灰白色网状结构的析出相，即AlFeSi相；第二种为黑色的长条状或块状结构的析出相，即Mg2Si相；第三种为分布在基体中的浅灰色球状产物，即含AlMgSiCu的共晶体。由图1可知，AlFeSi相主要分布在晶界处，而Mg2Si、AlMgSiCu主要分布在晶内。

表2 铸态组织中各相成分含量EDS分析(质量分数，%)

(a)金相组织；(b)扫描电镜显微组织图1 铸态合金微观组织(a) metallographic structure；(b) SEMFig.1 Microstructure of as-cast alloy

2.1.2 均匀化处理后铝合金微观组织分析

经不同均匀化处理后，铸态铝合金的非平衡共晶相发生溶解，晶界处枝晶从连续网状结构逐渐转变成链状结构，但不同均匀化处理后的合金内部组织仍存在较大差异，见图2和图3。可以看出，当均匀化制度为490 ℃×12 h时，呈网状分布的非平衡凝固枝晶有溶解的倾向，但因均匀化温度较低，原子扩散速率较慢，非平衡相的溶解效果并不明显；当均匀化制度为530 ℃×6 h时，非平衡相发生了明显的溶解，从网状结构转变成链状结构，而且晶内弥散相的数密度分布较好；当均匀化制度为570 ℃×3 h时，合金内部网状枝晶溶解效果与530 ℃×6 h相似，但晶内弥散相尺寸稍有增大；而当均匀化制度为570 ℃×12 h时，由于均匀化温度较高且时间较长，网状枝晶溶解较为完全，非平衡共晶和可溶金属间化合物大部分已溶解到α-Al固溶体中，但晶内弥散相明显发生聚集粗化。

不同均匀化制度条件下合金组织内部均可看到两种第二相，分别为呈网状结构的灰白色相和长条状或块状结构的黑色相。经能谱分析，这两种相分别为Al(Mn,Cr)FeSi相和Mg2Si相。

上述结果表明， 490 ℃×12 h均匀化制度下非平衡共晶相溶解效果最差；570 ℃×12 h均匀化制度下溶解效果最佳，但第二相明显粗化；而530 ℃×6 h和570 ℃×3 h均匀化制度下溶解效果较好，晶内弥散第二相分布较均匀，且晶粒长大并不明显。

表3 均匀化处理后铸锭中各相成分含量EDS分析(质量分数，%)

(a)490 ℃×12 h；(b)530 ℃×6 h；(c)570 ℃×3 h；(d)570 ℃×12 h图2 不同均匀化制度下Al-Mg-Si-Cu铸锭金相组织Fig.2 Metallurgical structure of Al-Mg-Si-Cu ingot in different homogenization system

另外，由于杂质元素Fe的存在，在半连续铸造凝固过程中容易形成硬而脆的不可溶AlFeSi相，而针状或片状的β-AlFeSi相易成为应力集中源，降低合金的综合性能。均匀化处理后，合金元素扩散加剧，成分也趋于均匀化，针状或片状β-AlFeSi相逐渐向板条状或球状α-AlFeSi相转变。此外，微量元素Mn可以替换Fe形成Al(MnFe)Si相，Mn促进了β-AlFeSi相向α-AlFeSi相的转变，同时弥散析出的含Mn相能够抑制后续挤压过程中再结晶的发生，细化了晶粒。

2.2 不同均匀化处理后挤压型材粗晶层分析

将不同均匀化处理后的铸锭在同一挤压条件下进行挤压。然后在型材的同一部位选取试样，并测量其边部粗晶层厚度。试样粗晶层厚度和组织形貌分别见表4和图4。从表4可以看出，挤压型材边部均出现粗晶层。未均匀化处理的挤压型材粗晶层厚度为92 μm，随着均匀化温度的升高，粗晶层厚度呈先减少后增加的趋势。在低温均质530 ℃×6 h下，挤压型材的粗晶层厚度最小可达29 μm；高温均质570 ℃×12 h下，粗晶层厚度最大可达284 μm。这说明选择适当的均匀化处理可以改善粗晶层厚度。

从图4中可以发现，低温均匀化对粗晶层厚度控制较好，未均匀化处理的铸锭对粗晶层也有一定控制。但未均匀化处理的铸锭微观组织图中并未观察到过多弥散相，这可能是在后期挤压过程中，铸锭的加热以及热变形时析出大量弥散相，由于时间较短，弥散相的析出数密度较少，故粗晶层较厚。然而，铸锭经高温长时均匀化(570 ℃×12 h)，虽非平衡共晶相回溶更加充分，难溶的过剩相球化效果更好，但弥散相会发生粗化，以致对晶界的钉扎作用减弱，从而造成挤压型材的皮质层失控。

3 分析与讨论

根据原子扩散理论，铸锭在均匀化处理过程中，原子扩散运动系数与均匀化温度的关系，可由扩散第一定律表示[10]：

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

(a)未均质；(b)490 ℃×12 h；(c)530 ℃×6 h；(d)570 ℃×3 h；(e)570 ℃×12 h图4 不同均匀化制度下挤压型材粗晶层微观组织(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)可见，原子扩散速率与均匀化温度呈指数关系，均匀化温度越高，原子扩散速率越快。在半连续铸造条件下，由于凝固过程中冷却速率较快，合金内部组织为非平衡固溶体，成分分布不均匀，晶界处及晶粒内部存在枝晶偏析，导致合金综合性能降低。

Al-Mg-Si-Cu合金属6系可热处理强化铝合金，其固溶度随温度的升高而增加，由式(1)可知，随均匀化温度的升高，合金内部原子扩散速率升高，其内部发生一系列组织变化，晶界处呈网状分布的非平衡共晶相发生溶解，晶界逐步缩短成链状分布，晶粒更为均匀，见图2(b)和2(c)。但均匀化温度过高、时间过长时，原子扩散加剧，晶界急剧缩短，同时还会使过剩相聚集长大粗化，见图2(d)。由此可知，均匀化温度与时间对均匀化效果影响较大，会引起过剩相的粗化。

图5为均匀化制度490 ℃×12 h与未均质铸锭显微组织。均匀化处理实质是非平衡共晶相溶解与过饱和固溶体沉淀析出同时进行的一个双向的动态过程。从图中可以看出，均匀化后的Mg2Si相偏析较铸态严重，这是因为铸锭在490 ℃×12 h均匀化处理时，合金中过饱和固溶体沉淀析出速率大于非平衡共晶相溶解速率。

表4 不同均匀化制度下挤压型材粗晶层厚度

(a)未均匀化处理；(b)490 ℃×12 h图5 均匀化处理前后铸锭微观组织(a) uneven treatment；(b)490 ℃×12 hFig.5 Microstructure of ingot before and after homogenization treatment

4 结论

1)Al-Mg-Si-Cu合金经半连续铸造后，内部存在明显的非平衡凝固网状偏析组织，成分分布也不均匀，其内部主要含有三种第二相：网状灰白色AlFeSi相、黑色长条或块状Mg2Si相和浅灰色球状AlMgSiCu相。

2)Al-Mg-Si-Cu合金最佳均匀化处理制度为 530 ℃×6 h，合金内部呈网状分布的非平衡共晶相溶解回溶效果较佳，晶粒成分均匀，第二相细小且弥散分布。晶体内存在两种第二相：网状的灰白色Al(Mn,Cr)FeSi相和黑色的长条状或块状Mg2Si相。

3)Al-Mg-Si-Cu合金经低温(490 ℃、530 ℃)均匀化处理后，对控制挤压型材边部粗晶层效果较好，530 ℃×6 h制度下型材边部粗晶层尺寸最小，厚度为29 μm； 570 ℃×12 h制度下非平衡共晶相溶解充分，但弥散相粗化，对晶界钉扎作用减弱，易造成挤压型材边部晶粒粗大。