6110A鋁合金均勻化工藝及組織分析

楊 路， 趙 鑫， 郭 洋， 王 克， 譚 琳， 劉兆偉

(遼寧忠旺集團有限公司，遼寧 遼陽 111003)

6110A鋁合金是德國于1996年注冊的一種高強度Al-Mg-Si-Cu合金，屬于可熱處理強化合金，工藝性能良好。Al-Mg-Si-Cu合金是在Al-Mg-Si合金基礎上發展起來的，Mg2Si仍然是該系列合金的主要強化相，因為Al-Mg-Si合金在淬火后不立即時效，停留一段時間會降低后續人工時效的效果，即停放效應[1]。所以在Al-Mg-Si系列合金的基礎上加入了Cu和Mn等元素，由于Cu的引入，補償了部分人工時效的損失，顯著改善了合金在熱加工中的塑形，增強了熱處理強化效果，同時抑制了擠壓效應，降低了加入Mn元素帶來的各向異性。不同于一般的Al-Mg-Si合金，6110A合金在結晶過程中，隨著冷卻強度和未結晶區、已結晶區、固液相區的溫度變化，會使鑄錠結晶后的組織中存在內應力和成分偏析，這些因素會使鑄錠的后續加工困難，因此鑄錠應該進行均勻化處理，否則鑄件容易出現裂紋，降低使用壽命。鑄錠在均勻化過程中，內應力得以消除，晶內偏析得以改善，進而改善鑄錠的性能。

目前國內對6110A鋁合金系統化研究極少，處于起步階段。本文期望通過對6110A鋁合金均勻化工藝的研究和組織分析，總結出合適的均勻化工藝，對鑄錠后續擠壓加工及熱處理研究做提供良好的技術支撐，并結合生產實際，總結出適合工業化生產的均勻化制度。

1 試驗方案

本實驗采用6110A鋁合金，其化學成分見表1，試驗預期通過模擬分析找出最優均勻化工藝，觀察最優工藝的顯微組織來判斷均勻化效果。

表1 6110A合金化學成分(質量分數，%)

6110A是Al-Mg-Si-Cu合金，在此基礎上加入Mn、Cr元素，不但起到細化晶粒、抑制粗晶傾向的作用，還能擴大淬火溫度上限，從而提高合金后續熱處理的強度。Fe元素在合金中是雜質元素，控制其含量越低越好，但考慮到純度99.7%鋁錠中的Fe雜質含量較高，且工業化生產中的成本限制，不可能大批量使用高純鋁，故控制其含量在0.15%以下。工業化生產中經常使用鋁鈦硼絲做晶粒細化劑，且生產中可能間隔生產7xxx系鋁合金，因此制定Zn、Zr、Ti等雜質相符合標準即可，不做更高要求。

用合金優化后含量為Al-0.75Mg-0.85Si-0.45Cu-0.45Mn-0.12Cr-0.1Fe (wt.%)的成分進行鑄錠凝固時鋁液中各元素含量及在各相中含量模擬，模擬分析結果如圖1。

圖1 凝固過程中各元素在鋁液中及各相中的含量的模擬Fig.1 Simulation of the content of each element in aluminum liquid and each phase during solidification

由圖1(a)可以看出，隨著鑄錠凝固的進行，溫度降低，Cr、Fe、Mn元素的曲線平直，說明這3種元素在鑄錠已凝固區和未凝固的液態區的成分基本相同。因為晶粒的形成是從晶核到晶界長大，表明了該3種元素的偏析量極小；Mg、Si元素在液態區的含量在550℃左右呈現先增加后減少的趨勢，且Si的偏析程度比Mg的偏析程度略大，結合圖1(c)和圖1(d)可知，是因為在560℃左右形成了Mg2Si的緣故；Cu元素的曲線上升幅度大，說明Cu元素在液態區擴散速度慢，偏析程度最大。由圖1(b)可以看出，Cu元素在凝固過程中形成的相主要是AlCuMgSi化合物，由圖1(c)和1(d)可以看出，Mg和Si在凝固過程中形成的相主要是強化相Mg2Si，同時還有AlFeMgSi、AlCuMgSi和游離Si等其他相。

結合模擬分析結果及理論分析，在凝固末期，液態區中的Cu含量很高，Mg的含量也較結晶開始階段有了一定幅度的增加，此時處于結晶末期，即晶界的凝固階段，設均勻化溫度為540℃，且在此溫度下，強化相Mg2Si遠未到達過燒溫度。本試驗使用的6110A合金鑄錠直徑為310mm，一般直徑為310mm圓鑄棒Al-Mg-Si系合金均質時間為9h，6110A合金因含難擴散元素Cu，需要更長的時間保證非平衡相的完全溶解，因此設定均質時間定為12h。同時結合工業化生產中成本控制，對比低溫短時均勻化能夠達到的效果，設計低溫短時均勻化工藝500℃×6h。

綜上所述，設定兩組均勻化工藝為540℃×12h和500℃×6h。分別對兩組均勻化工藝進行晶內成分偏析的模擬，結果如圖2。

由圖2(a)和2(c)分析結果可知，在均勻化時間相等的情況下，均勻化溫度對成分偏析起著決定性的作用。由圖2(c)和2(d)可知，延長均勻化時間，可以降低鑄錠的成分偏析，但效果不如提升均勻化溫度明顯，且在500℃×6h均勻化處理后，合金仍存在著較大的成分偏析。由圖2(b)可知，在540℃×12h的均勻化后，偏析曲線平直，說明基本消除了成分偏析。

圖2 成分偏析的模擬分析Fig.2 Component segregation simulation analysis

2 試驗結果及分析

2.1 力學性能

用萬能拉伸試驗機AG-X100KNH測試材料的力學性能，各均勻化工藝性能平均值整理后如表2所示。通過表2可看出，540℃×12h均勻化性能與500℃×6h均勻化性能相比，抗拉強度、屈服強度降低，延伸率升高，有利于后續的塑性成形加工，內應力消除更徹底，組織更均勻。

2.2 微觀組織

圖3、圖4分別為6110A合金鑄錠經500℃×6h和540℃×12h均勻化處理后不同位置100倍放大組織形貌，可知，500℃×6h邊部到心部的晶粒度分別為1級、1級和0.5級；540℃×12h邊部到心部的晶粒度分別為1.5級、1級和1級，兩種均勻化制度處理后晶粒大小差別不大，晶粒大小均勻，處理效果良好。

表2 各均勻化工藝力學性能

(a)邊部； (b) 中部； (c) 心部圖3 500℃×6h均勻化鑄錠不同位置組織形貌Fig.3 Different microstructures of ingot after 500°C×6h homogenization

(a)邊部； (b) 中部； (c) 心部圖4 540℃×12h均勻化鑄錠不同位置組織形貌Fig.4 Different microstructures of ingot after 540°C×12h homogenization

圖5、圖6分別為6110A合金鑄錠經500℃×6h和540℃×12h均勻化處理后不同位置500倍放大組織形貌。由圖5可知，經過均勻化后，鑄錠中還保留著部分鑄態枝晶組織，且枝晶網格較常規Al-Mg-Si系合金粗大，晶界大部分不連續，并出現了細小彌散的質點，說明了鑄錠出現了一定的均勻化組織特征，但均勻化處理不徹底。由圖6可知，540℃×12h均勻化后鑄錠晶界較圖5中細化不連續，從邊部到心部組織形貌基本一致，晶界第二相回溶都較為充分均勻，只殘留少量枝晶網格組織，析出大量細小的彌散顆粒，無過燒現象，均勻化效果良好。

(a)邊部； (b) 中部； (c) 心部圖5 500℃×6h均勻化鑄錠不同位置高倍組織形貌Fig.5 500 °C × 6h homogenization of ingot at different positions of high magnification

(a)邊部； (b) 中部； (c) 心部圖6 540℃×12h均勻化鑄錠不同位置高倍組織形貌Fig.6 500 °C × 6h homogenization of ingot at different positions of high magnification

2.3 能譜分析

圖7為500℃×6h和540℃×12h均勻化處理后鑄錠邊部到心部的SEM點掃描圖片，各點進行能譜分析整理如表3。根據圖7中各點的位置和能譜分析結果，點2、點6、點8、點9和點10分別代表鑄錠橫截面各部分基體的成分，其中Mg、Si在α(Al)中原子百分比分別為1.4%～1.7%和1.1%～1.3%，說明大部分的Mg和Si都固溶在基體中或者以少量Mg2Si的形式析出，且兩種均勻化處理后α(Al)中Mg和Si的成分在鑄錠中各個位置都較為均勻。點3、點11和點13發現了α(Al)+Si的存在，說明Si在6110A鋁合金中除了固溶在基體中或以少量Mg2Si形式析出以外，部分過剩Si以游離的Si形式存在，部分Si形成AlCuMgSi相(點4、點5、點7和點14)，剩余Si形成AlSiFe(點1)、(FeMnSi)Al6等雜質相，其中AlCuMgSi相在后續淬火過程中，只部分固溶參與強化；Mg除了固溶在基體中或以少量的Mg2Si形式析出，還會與Si一同形成AlCuMgSi相(點4、點5、點7和14)；Cu除了形成AlCuMgSi相，還會在Cu富集區形成Al2Cu(點12)，因為含Fe相雜質(FeMnSi)Al6在室溫下很難溶解，阻礙了Al2Cu的強化作用，容易成為裂紋源，對合金的斷裂韌性造成不良影響。Fe、Mn除了形成雜質相外，還會與Cr形成CrFeAl7或CrMnAl12(點7)，阻礙了再結晶的形核和長大過程，對合金有一定的強化作用，還能改善合金韌性和降低應力腐蝕開裂敏感性。

(a)500℃×6h邊部； (b) 500℃×6h中部； (c) 500℃×6h心部；(d) 540℃×12h邊部；(e) 540℃×12h中部；(f) 540℃×12h心部；圖7 不同均勻化處理鑄錠不同位置SEM圖片Fig.7 SEM image of ingot’s different positions in different homogenization treatment

分析點所含元素原子數百分比(at.%)推測相組成1Al、Si、Fe93.3、5.7、1.0AlSiFe2Mg、Al、Si1.7、97.2、1.1α(Al)3Al、Si95.1、4.9α(Al)+Si4Mg、Al、Si、Mn、Fe、Cu4.7、86.5、6.0、0.7、0.7、1.4AlCuMgSi+(FeMnSi)Al65Mg、Al、Si、Mn、Fe、Cu3.1、78.8、8.1、3.5、5.1、1.4AlCuMgSi+(FeMnSi)Al66Mg、Al、Si1.4、97.5、1.1α(Al)7Mg、Al、Si、Cr、Mn、Fe、Cu2.2、68.4、10.8、4.0、5.5、6.6、2.4AlCuMgSi+(FeMnSi)Al6+CrFeAl7或CrMnAl128Mg、Al、Si1.5、97.4、1.1α(Al)9Mg、Al、Si1.7、97.2、1.1α(Al)10Mg、Al、Si1.5、97.2、1.3α(Al)11Al、Si61.1、38.9α(Al)+Si12Al、Si、Mn、Fe、Cu82.8、6.2、3.5、5.5、2.0(FeMnSi)Al6+Al2Cu13Al、Si54.6、45.4α(Al)+Si14Mg、Al、Si、Cu4.1、91.0、3.5、1.4AlCuMgSi

圖7總體來看，500℃×6h均勻化較540℃×12h均勻化的晶界連續且析出物回溶少，導致第二相較為粗大，540℃×12h均勻化處理更加符合鋁合金在后續加工過程對材料性能和組織要求。

3 結論

(1)540℃×12h較于500℃×6h均勻化處理，鑄錠晶界厚度細化且不連續，從邊部到心部組織形貌基本一致，晶界第二相回溶都較為充分均勻，只殘留少量枝晶網格組織，析出大量細小的彌散顆粒，無過燒現象，均勻化效果更好。

(2)540℃×12h和500℃×6h均勻化后鑄錠α(Al)中Mg和Si的成分在鑄錠中各個位置都較為均勻，部分Mg、Si、Cu形成AlCuMgSi部分固溶強化相，雜質元素同時在晶界處形成AlSiFe和(FeMnSi)Al6等雜質相。Cr形成CrFeAl7或CrMnAl12(點7)，阻礙了再結晶的形核和長大過程，改善合金韌性和降低應力腐蝕開裂敏感性。540℃×12h均勻化處理更加符合鋁合金在后續加工過程對材料性能和組織要求。

(3)模擬分析得出的相組成與實際能譜分析結果一致，模擬分析均勻化效果與實際高倍組織形貌高度契合，具有較強的指導意義。