6110A铝合金均匀化工艺及组织分析

杨 路， 赵 鑫， 郭 洋， 王 克， 谭 琳， 刘兆伟

(辽宁忠旺集团有限公司，辽宁 辽阳 111003)

6110A铝合金是德国于1996年注册的一种高强度Al-Mg-Si-Cu合金，属于可热处理强化合金，工艺性能良好。Al-Mg-Si-Cu合金是在Al-Mg-Si合金基础上发展起来的，Mg2Si仍然是该系列合金的主要强化相，因为Al-Mg-Si合金在淬火后不立即时效，停留一段时间会降低后续人工时效的效果，即停放效应[1]。所以在Al-Mg-Si系列合金的基础上加入了Cu和Mn等元素，由于Cu的引入，补偿了部分人工时效的损失，显著改善了合金在热加工中的塑形，增强了热处理强化效果，同时抑制了挤压效应，降低了加入Mn元素带来的各向异性。不同于一般的Al-Mg-Si合金，6110A合金在结晶过程中，随着冷却强度和未结晶区、已结晶区、固液相区的温度变化，会使铸锭结晶后的组织中存在内应力和成分偏析，这些因素会使铸锭的后续加工困难，因此铸锭应该进行均匀化处理，否则铸件容易出现裂纹，降低使用寿命。铸锭在均匀化过程中，内应力得以消除，晶内偏析得以改善，进而改善铸锭的性能。

目前国内对6110A铝合金系统化研究极少，处于起步阶段。本文期望通过对6110A铝合金均匀化工艺的研究和组织分析，总结出合适的均匀化工艺，对铸锭后续挤压加工及热处理研究做提供良好的技术支撑，并结合生产实际，总结出适合工业化生产的均匀化制度。

1 试验方案

本实验采用6110A铝合金，其化学成分见表1，试验预期通过模拟分析找出最优均匀化工艺，观察最优工艺的显微组织来判断均匀化效果。

表1 6110A合金化学成分(质量分数，%)

6110A是Al-Mg-Si-Cu合金，在此基础上加入Mn、Cr元素，不但起到细化晶粒、抑制粗晶倾向的作用，还能扩大淬火温度上限，从而提高合金后续热处理的强度。Fe元素在合金中是杂质元素，控制其含量越低越好，但考虑到纯度99.7%铝锭中的Fe杂质含量较高，且工业化生产中的成本限制，不可能大批量使用高纯铝，故控制其含量在0.15%以下。工业化生产中经常使用铝钛硼丝做晶粒细化剂，且生产中可能间隔生产7xxx系铝合金，因此制定Zn、Zr、Ti等杂质相符合标准即可，不做更高要求。

用合金优化后含量为Al-0.75Mg-0.85Si-0.45Cu-0.45Mn-0.12Cr-0.1Fe (wt.%)的成分进行铸锭凝固时铝液中各元素含量及在各相中含量模拟，模拟分析结果如图1。

图1 凝固过程中各元素在铝液中及各相中的含量的模拟Fig.1 Simulation of the content of each element in aluminum liquid and each phase during solidification

由图1(a)可以看出，随着铸锭凝固的进行，温度降低，Cr、Fe、Mn元素的曲线平直，说明这3种元素在铸锭已凝固区和未凝固的液态区的成分基本相同。因为晶粒的形成是从晶核到晶界长大，表明了该3种元素的偏析量极小；Mg、Si元素在液态区的含量在550℃左右呈现先增加后减少的趋势，且Si的偏析程度比Mg的偏析程度略大，结合图1(c)和图1(d)可知，是因为在560℃左右形成了Mg2Si的缘故；Cu元素的曲线上升幅度大，说明Cu元素在液态区扩散速度慢，偏析程度最大。由图1(b)可以看出，Cu元素在凝固过程中形成的相主要是AlCuMgSi化合物，由图1(c)和1(d)可以看出，Mg和Si在凝固过程中形成的相主要是强化相Mg2Si，同时还有AlFeMgSi、AlCuMgSi和游离Si等其他相。

结合模拟分析结果及理论分析，在凝固末期，液态区中的Cu含量很高，Mg的含量也较结晶开始阶段有了一定幅度的增加，此时处于结晶末期，即晶界的凝固阶段，设均匀化温度为540℃，且在此温度下，强化相Mg2Si远未到达过烧温度。本试验使用的6110A合金铸锭直径为310mm，一般直径为310mm圆铸棒Al-Mg-Si系合金均质时间为9h，6110A合金因含难扩散元素Cu，需要更长的时间保证非平衡相的完全溶解，因此设定均质时间定为12h。同时结合工业化生产中成本控制，对比低温短时均匀化能够达到的效果，设计低温短时均匀化工艺500℃×6h。

综上所述，设定两组均匀化工艺为540℃×12h和500℃×6h。分别对两组均匀化工艺进行晶内成分偏析的模拟，结果如图2。

由图2(a)和2(c)分析结果可知，在均匀化时间相等的情况下，均匀化温度对成分偏析起着决定性的作用。由图2(c)和2(d)可知，延长均匀化时间，可以降低铸锭的成分偏析，但效果不如提升均匀化温度明显，且在500℃×6h均匀化处理后，合金仍存在着较大的成分偏析。由图2(b)可知，在540℃×12h的均匀化后，偏析曲线平直，说明基本消除了成分偏析。

图2 成分偏析的模拟分析Fig.2 Component segregation simulation analysis

2 试验结果及分析

2.1 力学性能

用万能拉伸试验机AG-X100KNH测试材料的力学性能，各均匀化工艺性能平均值整理后如表2所示。通过表2可看出，540℃×12h均匀化性能与500℃×6h均匀化性能相比，抗拉强度、屈服强度降低，延伸率升高，有利于后续的塑性成形加工，内应力消除更彻底，组织更均匀。

2.2 微观组织

图3、图4分别为6110A合金铸锭经500℃×6h和540℃×12h均匀化处理后不同位置100倍放大组织形貌，可知，500℃×6h边部到心部的晶粒度分别为1级、1级和0.5级；540℃×12h边部到心部的晶粒度分别为1.5级、1级和1级，两种均匀化制度处理后晶粒大小差别不大，晶粒大小均匀，处理效果良好。

表2 各均匀化工艺力学性能

(a)边部； (b) 中部； (c) 心部图3 500℃×6h均匀化铸锭不同位置组织形貌Fig.3 Different microstructures of ingot after 500°C×6h homogenization

(a)边部； (b) 中部； (c) 心部图4 540℃×12h均匀化铸锭不同位置组织形貌Fig.4 Different microstructures of ingot after 540°C×12h homogenization

图5、图6分别为6110A合金铸锭经500℃×6h和540℃×12h均匀化处理后不同位置500倍放大组织形貌。由图5可知，经过均匀化后，铸锭中还保留着部分铸态枝晶组织，且枝晶网格较常规Al-Mg-Si系合金粗大，晶界大部分不连续，并出现了细小弥散的质点，说明了铸锭出现了一定的均匀化组织特征，但均匀化处理不彻底。由图6可知，540℃×12h均匀化后铸锭晶界较图5中细化不连续，从边部到心部组织形貌基本一致，晶界第二相回溶都较为充分均匀，只残留少量枝晶网格组织，析出大量细小的弥散颗粒，无过烧现象，均匀化效果良好。

(a)边部； (b) 中部； (c) 心部图5 500℃×6h均匀化铸锭不同位置高倍组织形貌Fig.5 500 °C × 6h homogenization of ingot at different positions of high magnification

(a)边部； (b) 中部； (c) 心部图6 540℃×12h均匀化铸锭不同位置高倍组织形貌Fig.6 500 °C × 6h homogenization of ingot at different positions of high magnification

2.3 能谱分析

图7为500℃×6h和540℃×12h均匀化处理后铸锭边部到心部的SEM点扫描图片，各点进行能谱分析整理如表3。根据图7中各点的位置和能谱分析结果，点2、点6、点8、点9和点10分别代表铸锭横截面各部分基体的成分，其中Mg、Si在α(Al)中原子百分比分别为1.4%～1.7%和1.1%～1.3%，说明大部分的Mg和Si都固溶在基体中或者以少量Mg2Si的形式析出，且两种均匀化处理后α(Al)中Mg和Si的成分在铸锭中各个位置都较为均匀。点3、点11和点13发现了α(Al)+Si的存在，说明Si在6110A铝合金中除了固溶在基体中或以少量Mg2Si形式析出以外，部分过剩Si以游离的Si形式存在，部分Si形成AlCuMgSi相(点4、点5、点7和点14)，剩余Si形成AlSiFe(点1)、(FeMnSi)Al6等杂质相，其中AlCuMgSi相在后续淬火过程中，只部分固溶参与强化；Mg除了固溶在基体中或以少量的Mg2Si形式析出，还会与Si一同形成AlCuMgSi相(点4、点5、点7和14)；Cu除了形成AlCuMgSi相，还会在Cu富集区形成Al2Cu(点12)，因为含Fe相杂质(FeMnSi)Al6在室温下很难溶解，阻碍了Al2Cu的强化作用，容易成为裂纹源，对合金的断裂韧性造成不良影响。Fe、Mn除了形成杂质相外，还会与Cr形成CrFeAl7或CrMnAl12(点7)，阻碍了再结晶的形核和长大过程，对合金有一定的强化作用，还能改善合金韧性和降低应力腐蚀开裂敏感性。

(a)500℃×6h边部； (b) 500℃×6h中部； (c) 500℃×6h心部；(d) 540℃×12h边部；(e) 540℃×12h中部；(f) 540℃×12h心部；图7 不同均匀化处理铸锭不同位置SEM图片Fig.7 SEM image of ingot’s different positions in different homogenization treatment

分析点所含元素原子数百分比(at.%)推测相组成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

图7总体来看，500℃×6h均匀化较540℃×12h均匀化的晶界连续且析出物回溶少，导致第二相较为粗大，540℃×12h均匀化处理更加符合铝合金在后续加工过程对材料性能和组织要求。

3 结论

(1)540℃×12h较于500℃×6h均匀化处理，铸锭晶界厚度细化且不连续，从边部到心部组织形貌基本一致，晶界第二相回溶都较为充分均匀，只残留少量枝晶网格组织，析出大量细小的弥散颗粒，无过烧现象，均匀化效果更好。

(2)540℃×12h和500℃×6h均匀化后铸锭α(Al)中Mg和Si的成分在铸锭中各个位置都较为均匀，部分Mg、Si、Cu形成AlCuMgSi部分固溶强化相，杂质元素同时在晶界处形成AlSiFe和(FeMnSi)Al6等杂质相。Cr形成CrFeAl7或CrMnAl12(点7)，阻碍了再结晶的形核和长大过程，改善合金韧性和降低应力腐蚀开裂敏感性。540℃×12h均匀化处理更加符合铝合金在后续加工过程对材料性能和组织要求。

(3)模拟分析得出的相组成与实际能谱分析结果一致，模拟分析均匀化效果与实际高倍组织形貌高度契合，具有较强的指导意义。