石 嬌，王 宇，楊志勇，崔家銘，祁振武

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽(yáng) 111003)

6005A鋁合金是在6005鋁合金基礎(chǔ)上發(fā)展起來(lái)的，在可熱處理強(qiáng)化鋁合金中屬于一種中等強(qiáng)度的鋁合金；有很強(qiáng)的抗酸堿和鹽霧腐蝕能力；在焊接過(guò)程中流動(dòng)性好，利于焊接；由于其強(qiáng)度適中且流動(dòng)性好，利于擠壓且模具損耗小，可以擠壓成各種腔體形狀的鋁合金型材[1-2]，主要應(yīng)用于建筑、軌道交通、汽車行業(yè)等領(lǐng)域。6005A鋁合金采用半連續(xù)鑄造，結(jié)晶器冷卻。在結(jié)晶器澆水冷卻過(guò)程中，由于合金內(nèi)部各合金元素來(lái)不及充分?jǐn)U散，導(dǎo)致合金成分偏析，從而產(chǎn)生很強(qiáng)的鑄造應(yīng)力[3-4]。通常均勻化處理的目的是消除鑄錠內(nèi)部成分偏析和鑄造應(yīng)力，改善鑄錠的加工性能[5-6]。本文研究不同均勻化退火制度對(duì)6005A合金鑄錠組織、硬度、電導(dǎo)率和粗晶層的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為6005A鋁合金鑄錠，其化學(xué)成分見(jiàn)表1。將鑄錠加工成尺寸為φ174 mm×470 mm的圓棒進(jìn)行不同均勻化退火，水冷，見(jiàn)表2。

表1 6005A鋁合金鑄錠化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of 6005A aluminumalloy ingot(mass fraction,%)

表2 不同均勻化制度Table 2 Different homogenization systems

采用蔡司AXI0 光學(xué)顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察；采用SMP10型渦流電導(dǎo)率測(cè)試儀測(cè)量電導(dǎo)率；采用FV-810維氏硬度儀測(cè)量硬度。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 鑄錠的顯微組織

Mg2Si是6XXX系鋁合金中的主要強(qiáng)化相，Mg2Si中Mg/Si的質(zhì)量為1.73。本實(shí)驗(yàn)中6005A合金中Mg/Si質(zhì)量比為0.74，因此合金中有大量Si過(guò)剩[5]，過(guò)剩Si能增加擠壓過(guò)程中金屬的流動(dòng)性，但同時(shí)也能增加金屬的脆性。合金中添加元素Mn和Cr能有效減少過(guò)剩硅對(duì)金屬塑性的不利影響，同時(shí)促進(jìn)晶內(nèi)形成提高金屬?zèng)_擊強(qiáng)度的金屬間化合物，提高合金的耐蝕性，對(duì)控制粗晶的形成也十分有利[8]。

6005A合金鑄錠經(jīng)不同均勻化退火處理后的顯微組織，見(jiàn)圖1。鑄態(tài)合金組織內(nèi)部存在大量連續(xù)分布的枝晶網(wǎng)，大量非平衡結(jié)晶相偏聚在枝晶網(wǎng)上以及枝晶網(wǎng)內(nèi)部，見(jiàn)圖1(a)；470 ℃×9 h均勻化處理后，合金內(nèi)部枝晶網(wǎng)逐漸斷裂，變成不連續(xù)的鏈狀，部分非平衡結(jié)晶相開(kāi)始溶入6005A合金基體中，見(jiàn)圖l(b)；520 ℃×9 h均勻化處理后，合金內(nèi)部枝晶網(wǎng)進(jìn)一步斷裂，可溶相進(jìn)一步溶解，但枝晶網(wǎng)仍然存在，說(shuō)明均勻化處理不充分，見(jiàn)圖l(c)；570 ℃×9 h 均勻化處理后，枝晶網(wǎng)幾乎全部斷裂成鏈狀，可溶相幾乎全部溶解，已經(jīng)達(dá)到充分均勻化，見(jiàn)圖1(d)。

(a) 鑄態(tài)；(b) 470 ℃×9 h；(c) 520 ℃×9 h；(d) 570 ℃×9 h圖1 不同均勻化退火處理后6005A合金鑄錠的顯微組織(a) as-cast；(b) 470 ℃×9 h；(c) 520 ℃×9 h；(d) 570 ℃×9 hFig.1 Microstructure of 6005A alloy ingot after different homogenization annealing treatments

2.2 鑄錠的硬度和電導(dǎo)率

不同均勻化制度下6005A鋁合金鑄錠的硬度和電導(dǎo)率變化曲線，見(jiàn)圖2?？梢钥闯?，470 ℃×9 h均勻化處理后合金硬度低于鑄態(tài)；隨著均勻退火溫度升高，合金的硬度逐漸升高，570 ℃時(shí)硬度達(dá)到最大值。

圖2 6005A鋁合金鑄錠硬度、電導(dǎo)率變化曲線Fig.2 Change curve of hardness and conductivity of 6005A aluminum alloy ingot

合金的硬度與基體的固溶度，即過(guò)飽和程度有關(guān)，且與合金中Mg2Si等第二相粒子的數(shù)量、形狀、大小及分布密切相關(guān)[9]。鑄態(tài)合金在半連續(xù)鑄造、結(jié)晶器澆水的快速冷卻情況下，組織中大量的合金元素來(lái)不及充分?jǐn)U散，合金內(nèi)部成分不均勻，產(chǎn)生鑄造應(yīng)力，同時(shí)在變形過(guò)程中Mg2Si等第二相粒子阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，因此，鑄態(tài)6005A鋁合金的硬度很高。在470 ℃均勻化處理時(shí)，合金中有部分第二相粒子析出，降低了合金的固溶度，導(dǎo)致合金硬度相比于鑄態(tài)合金略有下降。520 ℃和570 ℃均勻化處理后，合金中析出的第二相粒子重新回溶到鋁合金基體中，在570 ℃已經(jīng)充分回溶，在快速澆水冷卻的情況下，形成過(guò)飽和固溶體，因此，合金的硬度升高且大于鑄態(tài)合金的硬度。

由圖2還可以看出，470 ℃×9 h均勻化處理后，合金電導(dǎo)率迅速升高，達(dá)到最大值；隨著均勻化溫度繼續(xù)升高，電導(dǎo)率逐漸減小。

6005A鋁合金的電導(dǎo)率主要受兩個(gè)因素的影響：一是合金元素在鋁合金基體中的固溶度；二是過(guò)飽和固溶體分解析出的第二相數(shù)量。當(dāng)合金中合金元素的固溶度減小時(shí)，合金中各原子引起的點(diǎn)陣畸變減弱，點(diǎn)陣畸變對(duì)電子的散射作用降低，導(dǎo)致合金的電導(dǎo)率上升。當(dāng)合金中析出第二相以后，第二相粒子同樣對(duì)電子具有散射作用，散射源密度增加，阻礙電子運(yùn)動(dòng)，合金的電導(dǎo)率下降。但是，合金的過(guò)飽和固溶度和析出相兩者相比較，過(guò)飽和固溶度對(duì)電子運(yùn)動(dòng)的阻礙作用更強(qiáng)。470 ℃均勻化處理時(shí)，由于合金中析出了部分MnAl6、Mg2Si等第二相降低了合金的固溶度，合金的電導(dǎo)率上升。520 ℃和570 ℃均勻化處理后，可溶相溶解入鋁合金基體中，合金基本完成充分固溶，合金的電導(dǎo)率減小，但是仍高于鑄態(tài)合金的電導(dǎo)率。這是由于鑄態(tài)合金中的Mn元素降低了合金的導(dǎo)電能力，均勻化處理后Mn元素在鋁合金基體中的固溶度減小，析出MnAl6等第二相。

2.3 擠壓棒材粗晶層

將φ174 mm×500 mm的6005A鋁合金鑄錠擠壓成直徑為φ38 mm圓棒。擠壓參數(shù)為：鑄錠加熱溫度500～520 ℃；擠壓速度3～5 m/min；擠壓筒溫度460 ℃；模具溫度440 ℃；水冷。在不同均勻化退火處理后的擠壓棒材尾部4 m處切取50 mm試樣，進(jìn)行550 ℃×3 h固溶處理，淬火后對(duì)粗晶層厚度進(jìn)行測(cè)量，結(jié)果見(jiàn)表3。

表3 6005A合金擠壓棒材粗晶層厚度Table 3 Thickness of coarse crystalline layer of 6005A alloy extruded bar

由表3可知，未均勻化處理的擠壓棒材固溶處理后粗晶層的厚度為1.5 mm；均勻化處理的擠壓棒材固溶處理后均出現(xiàn)粗晶層厚度增加現(xiàn)象，且隨著均勻化處理溫度的增加，粗晶層的厚度不斷增加，570 ℃×9 h均勻化處理擠壓棒材粗晶層厚度最大，達(dá)到8.6 mm。

未均勻化退火處理的擠壓棒材粗晶層厚較小，這是因?yàn)樵阼T態(tài)6061鋁合金內(nèi)部晶界處彌散分布大量MnAl6、CrAl7、Mg2Si等化合物，能夠起到釘扎晶界的作用，抑制再結(jié)晶[10]。并且這些化合物的存在能夠增加擠壓抗力，減小鋁合金的變形量，也有利于控制粗晶層厚度。高溫均勻化處理后，具有釘扎晶界作用的這些化合物幾乎全部溶解入鋁合金基體中，從而導(dǎo)致擠壓棒材粗晶層厚度增加。

3 結(jié)論

6005A鋁合金采用570 ℃×9 h均勻化退火處理，可得到充分均勻化的合金組織。均勻化處理對(duì)6005A鋁合金鑄錠的硬度和電導(dǎo)率有很大影響，為了得到不同的硬度和電導(dǎo)率，宜采用不同的均勻化處理制度。未均勻化退火處理的擠壓棒材粗晶層厚度較小；隨著均勻化溫度升高，擠壓棒材的粗晶層厚度增加。