張 偉，謝方亮，孟 夢(mèng)，段英治，李有功

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽(yáng) 111003)

廢舊鋁資源的回收再利用無論是從節(jié)約資源，緩解資源壓力角度還是從降低排放、保護(hù)環(huán)境角度都具有無可比擬的優(yōu)勢(shì)。有資料顯示[1,2]，每回收再利用1t廢鋁，可減少0.8t的CO2排放，節(jié)約用水10.5t，減少0.06t硫化物排放，且綜合生產(chǎn)成本僅為原鋁的10%。廢舊鋁材的回收再利用可以較好解決我國(guó)面臨的鋁資源不足困局和當(dāng)下鋁企業(yè)面臨的利潤(rùn)危機(jī)問題。2020年5月住建部明確提出鼓勵(lì)推廣建筑鋁模板的應(yīng)用，以推進(jìn)建筑垃圾減量化[3]。隨著本意見的提出，在當(dāng)下與今后一段時(shí)間內(nèi)鋁模板使用量必將迎來井噴式爆發(fā)。但隨之而來的廢舊鋁模板回收再利用問題也迫在眉睫。因此，研究與開發(fā)廢鋁回收利用技術(shù)具有強(qiáng)烈的現(xiàn)實(shí)意義。

本文以建筑鋁模板料為研究對(duì)象，研究在不同重熔處理工藝下，廢舊鋁模板再次成型后材料組織與性能變化，并對(duì)引起變化的原因進(jìn)行深入分析，以期為廢舊建筑鋁合金工業(yè)回收再利用提供理論基礎(chǔ)與實(shí)踐指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為我公司生產(chǎn)的6xxx系模板回收料，其回收再處理流程如圖1所示。由于回收鋁模板合金成分單一，不存在其他系合金摻雜，所以不必存在人工揀選過程。針對(duì)模板表面粘附的一定量水泥、油漆等雜質(zhì)及回收料堆中摻雜的鐵磁性材料，利用破碎機(jī)將廢模板破碎成小塊狀，實(shí)現(xiàn)對(duì)表面粘附水泥的粗去除，同時(shí)也方便搬運(yùn)與后續(xù)處理。使用磁選機(jī)將混在廢模板塊中的鐵釘或其他建筑用鐵篩出。

圖1 廢鋁回收處理流程Fig.1 Recycling process of scrap aluminum

使用兩種不同重熔工藝對(duì)該批廢料進(jìn)行處理。工藝1，熔煉爐采用中頻感應(yīng)加熱爐，采用高純氬氣精煉，靜置20min后，在線除氣處理，轉(zhuǎn)子轉(zhuǎn)速為500r/min，使用孔徑50ppi的泡沫陶瓷過濾板單級(jí)過濾，晶粒細(xì)化劑選用Al-Ti-B絲。工藝2與工藝1的主要差別為，熔煉爐采用雙室反射爐，在經(jīng)精煉劑凈化后，于800℃加入特別針對(duì)雜質(zhì)Fe的氯化錳除鐵劑，熔體過濾采用30ppi～60ppi復(fù)合泡沫陶瓷雙級(jí)過濾。之后經(jīng)澆鑄成形，鑄成鑄錠。并制定對(duì)照組0#，其具體工藝為，熔煉爐采用中頻感應(yīng)加熱爐，采用高純氬氣精煉，精煉時(shí)間為20min，精煉溫度為805℃，精煉劑用量為2kg；扒渣后靜置20min，靜置溫度760℃；采用50ppi的泡沫陶瓷過濾板單級(jí)過濾，晶粒細(xì)化劑選用Al-Ti-B絲，鑄造時(shí)除氣轉(zhuǎn)子速度為500r/min。

鑄錠經(jīng)車皮、570℃×7h均質(zhì)處理后進(jìn)行擠壓。擠壓工藝參數(shù)為，鑄錠加熱溫度490℃±5℃，擠壓比36，擠壓速度4.2mm/s，淬火前溫度≥485℃，淬火方式為穿水；時(shí)效處理制度為175℃×8h。將對(duì)照組試樣、工藝1下試樣和工藝2下試樣分別簡(jiǎn)寫為0#、1#和2#。

1.2 試驗(yàn)方法

按照GB/T 3246.1-2012 變形鋁及鋁合金制品組織檢驗(yàn)方法 第1部分:顯微組織檢驗(yàn)和GB/T 3246.2-2012變形鋁及鋁合金制品組織檢驗(yàn)方法 第2部分：低倍組織檢驗(yàn)方法，對(duì)型材進(jìn)行處理后，通過AX10型蔡司光學(xué)顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察，采用SSX-550型掃描電子顯微鏡和EDS分析組織內(nèi)部相成分。按照 GB/T 228.1-2010 金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法，沿?cái)D壓方向截取標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，采用AG-X 100KN電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，其結(jié)果取三試樣平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 合金成分

兩種回收處理工藝下合金的化學(xué)成分見表1。由表可知，與對(duì)照組試樣相比，回收處理后在合金成分方面變化主要體現(xiàn)在Mg、Fe等元素上。工藝1試樣Mg元素相對(duì)偏低，F(xiàn)e元素偏高。工藝2試樣與對(duì)照組相比，除Fe含量略低、Al含量略高外，其余元素相差不大。

表1 合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

分析認(rèn)為，產(chǎn)生這種差異的原因在于，工藝1采用熔煉設(shè)備為普通中頻感應(yīng)熔煉爐，有資料顯示[4]，用于再生鋁熔煉時(shí)，其金屬燒損一般不低于7%～8%。由于爐內(nèi)非封閉，爐氣氛圍中氧含量略多且熔體覆蓋不充分使合金中活潑金屬M(fèi)g和Al氧化嚴(yán)重，產(chǎn)生燒損。而Fe元素含量的升高歸因于模板碎塊表面粘附的混凝土?；炷两M成成分中含有部分鋼渣(Fe2O3)，高溫環(huán)境下，F(xiàn)e2O3與鋁發(fā)生置換反應(yīng)生成單質(zhì)Fe，工藝1中對(duì)雜質(zhì)Fe的去除顯然不充分。與工藝1相比，工藝2熔煉爐為雙室反射爐，在加熱室內(nèi)廢鋁的預(yù)熱、加熱和熔化過程避免了與火焰的直接接觸且加熱室為低氧環(huán)境，因此金屬燒損率大大降低；并且爐內(nèi)凈化階段除鐵劑氯化錳的加入可有效去除雜質(zhì)Fe，使再生鋁中Fe含量趨于原生鋁。

2.2 宏觀形貌

不同工藝下型材表面及截面宏觀形貌無明顯差別，如圖2和圖3所示。截面低倍試樣未發(fā)現(xiàn)夾雜，表面均顯現(xiàn)出明亮的金屬光澤，未發(fā)現(xiàn)氣泡、起皮、成層等低倍缺陷存在。

圖2 型材表面宏觀形貌Fig.2 Macro morphology of profile surface

圖3 型材截面宏觀形貌Fig.3 Macro morphology of profile section

2.3 顯微組織

不同工藝下試樣顯微組織照片見圖4。對(duì)照組試樣中第二相的尺寸小、數(shù)量多且均勻彌散分布在基體上。與對(duì)照組相比，1#和2#試樣中粗大相占比大大增加，且數(shù)量減少，分布也變得不均勻。分析認(rèn)為產(chǎn)生這一差異的原因主要在于合金中Fe元素含量，隨著Fe元素的增加，會(huì)與合金中Al、Si元素形成更多粗大AlFeSi類第二相，導(dǎo)致合金中粗大相占比增加。同時(shí)，其會(huì)占用形成Mg2Si析出相的Si元素，進(jìn)而會(huì)使Mg2Si相含量降低，因此合金中第二相數(shù)量減少。與2#試樣相比，1#試樣中Mg元素的燒損降低了合金中Mg元素的含量，致使Mg2Si析出數(shù)量進(jìn)一步縮減。

圖4 型材低倍組織形貌Fig.4 Low-magnification structure of profile

合金晶粒以大量等軸晶為主，表明已發(fā)生大面積再結(jié)晶(圖5)，這主要與擠壓過程中晶粒大量破碎，導(dǎo)致合金內(nèi)能升高，再結(jié)晶溫度降低有關(guān)。與對(duì)照組0#約200μm的晶粒尺寸相比，回收再處理后1#與2#工藝晶粒尺寸分別為170μm和190μm，晶粒尺寸變小明顯。再生鋁中Fe元素含量相對(duì)偏高，此時(shí)多余的Fe在合金中易與Al、Si、Mn等元素形成高熔點(diǎn)硬脆α/β-AlFeSi相或AlFeMnSi相，該類相在合金凝固形核過程中充當(dāng)非均勻形核質(zhì)點(diǎn)，導(dǎo)致晶粒發(fā)生細(xì)化[5]。

圖5 T6狀態(tài)不同工藝下型材晶粒度圖片F(xiàn)ig.5 Picture of profile grain size under different processes in T6 state

結(jié)合圖6不同工藝下型材的SEM照片及表2的能譜分析結(jié)果?？芍瑘D6(a)中的A點(diǎn)黑色不規(guī)則塊狀物為SiO2顆粒夾雜，其粒徑約為2.5μm，推測(cè)其來自回收模板表面未清理徹底的附著混凝土微塊。B點(diǎn)處黑色球狀析出相為Mg2Si強(qiáng)化相，圖6(c)中的C點(diǎn)白色襯度長(zhǎng)條狀相為擠壓破碎后再次長(zhǎng)大的AlFeSi相。此外，在圖6(b)中發(fā)現(xiàn)約Φ2μm微孔洞缺陷，分析認(rèn)為滲有油漆的混凝土微塊在澆鑄成型過程中因油漆受高溫燃燒而揮發(fā)進(jìn)而產(chǎn)生微孔洞缺陷。這也證明了工藝1在熔體凈化方面的不足。

(a)(b) 1#；(c) 2#圖6 不同工藝下試樣SEM照片F(xiàn)ig.6 SEM photos of samples under different processes

表2 EDS能譜分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)

2.4 力學(xué)性能

不同工藝下試樣的力學(xué)性能及電導(dǎo)率變化如圖7所示。與對(duì)照組0#試樣相比，工藝1#試樣屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度分別降低17.3MPa和21.3MPa，延伸率增長(zhǎng)0.2%。工藝2#試樣同對(duì)照組相比，強(qiáng)度增加4MPa左右，分別達(dá)到272.3MPa和294.4MPa，但延伸率出現(xiàn)略微降低。電導(dǎo)率方面，工藝1#電導(dǎo)率最低，工藝2#與對(duì)照組0#相差不多，分別為50.62%IACS、51.3%IACS。

圖7 力學(xué)性能及電導(dǎo)率變化Fig.7 Mechanical properties and conductivity changes

鋁合金強(qiáng)化機(jī)制主要有彌散強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化兩種，即材料強(qiáng)度與晶粒尺寸和析出相大小、數(shù)量、分布狀態(tài)有關(guān)，材料最終性能表現(xiàn)也是這兩種強(qiáng)化機(jī)制綜合作用的結(jié)果。

回收處理后合金中析出相Mg2Si數(shù)量降低，對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用減弱，且大尺寸Mg2Si相占比增大，變形過程中位錯(cuò)切過強(qiáng)化效果降低，強(qiáng)度下降。雖說工藝1#晶粒細(xì)化效果顯著，但與由析出相數(shù)量減少導(dǎo)致的強(qiáng)度降低相比強(qiáng)化效果相對(duì)微弱，故綜合作用后表現(xiàn)為強(qiáng)度降低。合金中生成的AlFeSi相為脆性硬質(zhì)相，適量存在對(duì)強(qiáng)度有一定的提升作用，但由于其不溶于鋁基體，在發(fā)生受力變形時(shí)，在其周圍容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，形成裂紋源，對(duì)材料塑性影響較大。

材料電導(dǎo)率與耐腐蝕性能呈正相關(guān)，電導(dǎo)率越高，耐腐蝕性能越強(qiáng)。可見，不同工藝下耐腐蝕性能強(qiáng)弱依次為對(duì)照組0#、工藝2#、工藝1#。因?yàn)楣に?#與工藝2#試樣中含有較高的Fe元素，在鋁合金中幾乎不形成固溶體，易形成AlFeSi和FeAl3脆性相使合金晶粒細(xì)化，會(huì)顯著降低合金的電導(dǎo)率[6]。同時(shí)，工藝1#與工藝2#試樣中，大尺寸第二相占比增多，析出相在合金中的體積分?jǐn)?shù)增大，使合金電導(dǎo)率進(jìn)一步降低[7]。

3 結(jié)論

(1)兩種回收處理工藝對(duì)鋁模板表面及截面質(zhì)量無明顯影響，廢模板重熔后主要為Fe含量增加導(dǎo)致性能下降。經(jīng)雙室反射爐熔煉、添加除鐵劑、雙級(jí)過濾處理后Al、Mg元素?zé)龘p減小，可使Fe含量趨于原鋁；

(2)經(jīng)回收處理后，合金晶粒發(fā)生細(xì)化，第二相占比大大增加，且數(shù)量減少；

(3)經(jīng)中頻感應(yīng)爐常規(guī)處理后屈服強(qiáng)度和電導(dǎo)率分別降低至252.4MPa、45.2%IACS，經(jīng)雙室反射爐熔煉、除鐵、雙級(jí)過濾處理后合金各項(xiàng)性能與原鋁相近，屈服強(qiáng)度和電導(dǎo)率分別為272.3MPa、50.6%IACS。