引言

6056鋁合金是廣泛應(yīng)用于汽車和航空領(lǐng)域的一種Al-Mg-Si-Cu合金，其強(qiáng)度比6061鋁合金高15%，可焊性、耐腐蝕性能和切削加工性能均優(yōu)于7075和2024鋁合金。6056鋁合金成分復(fù)雜，在半連續(xù)鑄造過(guò)程中，鑄錠組織會(huì)不同程度地偏離平衡狀態(tài)，產(chǎn)生嚴(yán)重的枝晶偏析，形成大量的非平衡凝固共晶組織，因此，6056鋁合金鑄錠必須進(jìn)行均勻化退火處理，以消除枝晶偏析，同時(shí)使合金中非平衡凝固共晶組織溶入基體，最大限度地減少基體中殘留的結(jié)晶相，提高合金的塑性。

均勻化退火處理是6056鋁合金獲得理想工藝性能和力學(xué)性能的關(guān)鍵環(huán)節(jié)之一。目前國(guó)內(nèi)對(duì)于6065鋁合金的均勻化退火處理的研究還不充分，本文通過(guò)研究均勻化退火對(duì)6065鋁合金微觀組織和性能的影響，為6056鋁合金的生產(chǎn)提供試驗(yàn)指導(dǎo)。

試驗(yàn)材料與試驗(yàn)方法

按照表1所示的6056鋁合金成分進(jìn)行配料，使用中頻感應(yīng)爐熔煉，精煉后采用半連續(xù)鑄造的方法鑄成Φ85 mm的鑄棒。在鑄棒上取樣，采用DSC進(jìn)行熱分析試驗(yàn)，得到鑄棒中低熔點(diǎn)共晶組織的熔化溫度，以確定均勻化退火溫度，DSC試驗(yàn)的升溫速率5 ℃/min，從室溫加熱到600 ℃。截取Φ85×100 mm的鑄棒進(jìn)行均勻化退火，均勻化退火溫度為540 ℃，保溫時(shí)間分別是6 h、12 h。從鑄態(tài)和均勻化退火后的鑄棒上切取金相試樣，經(jīng)機(jī)械研磨和拋光后，在2 ml HF、3 ml HCl、5 mlHNO3、250 mlH₂O 腐蝕液中腐蝕10 s，用清水沖洗干凈，然后用酒精擦凈吹干，制得的試樣采用掃描電子顯微鏡觀察微觀組織形貌。將鑄態(tài)及均勻化退火后的6056鋁合金鑄棒加工成直徑5 mm，標(biāo)距長(zhǎng)25 mm的拉伸試樣，在萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測(cè)定其強(qiáng)度和塑性。

表1  6056鋁合金的化學(xué)成分(wt%)

結(jié)果與討論

圖1為未經(jīng)過(guò)均勻化退火處理的6056鋁合金DSC曲線，根據(jù)曲線可知，6056鋁合金在554 ℃存在明顯的吸熱峰，說(shuō)明了554 ℃是6056鋁合金鑄態(tài)組織中非平衡低熔點(diǎn)共晶相的熔化轉(zhuǎn)變溫度，在這個(gè)溫度發(fā)生了低熔點(diǎn)組織的熔化，根據(jù)該熱效應(yīng)的變溫吸熱性質(zhì)，可知此時(shí)己經(jīng)開(kāi)始發(fā)生過(guò)燒。后續(xù)580 ℃也存在明顯的吸熱峰，說(shuō)明在這個(gè)溫度發(fā)生了溶質(zhì)的進(jìn)一步熔化。均勻化退火是基于原子的擴(kuò)散運(yùn)動(dòng)、根據(jù)菲克第一定律，單位時(shí)間通過(guò)單位面積的擴(kuò)散物質(zhì)量（J）正比于垂直于該截面方向上該物質(zhì)的濃度梯度，即： 

（1）

擴(kuò)散系數(shù)D與溫度之間的關(guān)系滿足阿累尼烏斯方程 

 （2）

從式（1）和（2）可知，溫度升高有利于加速擴(kuò)散過(guò)程，也就是加速均勻化過(guò)程，應(yīng)該盡可能的提高均勻化退火溫度，但考慮到均勻化退火設(shè)備的精度以及生產(chǎn)實(shí)際，均勻化溫度選在540 ℃。圖2是經(jīng)過(guò)540 ℃×12 h均勻化處理的6056鋁合金鑄棒的DSC曲線。分析曲線可以看出，554 ℃處的吸熱峰已消失，也就是說(shuō)經(jīng)過(guò)均勻化退火處理后，非平衡凝固低熔點(diǎn)共晶組織大部分消失。

圖1  未均勻化退火處理的6056鋁合金鑄棒的DSC曲線

圖2  經(jīng)過(guò)540℃×12h均勻化退火處理6056鋁合金鑄棒的DSC曲線

圖3分別為未均勻化退火處理和經(jīng)過(guò)540 ℃×6 h、540 ℃×12 h 均勻化退火處理的6056鋁合金SEM照片。從圖3(a)可以看出，未經(jīng)過(guò)均勻化退火處理的鑄態(tài)6056鋁合金中的共晶組織的數(shù)量最多，聚集在晶界區(qū)域，同時(shí)可以明顯觀察到MgSi₂、CuAl₂、S(CuMgAl₂)、W(Cu₄Mg₅Si₄Alx)等相^[5]。從圖3(b)可以看出，隨著均勻化的進(jìn)行，晶界處的共晶組織逐漸溶解，枝晶網(wǎng)絡(luò)變得稀薄，表明經(jīng)過(guò)均勻化處理，鑄棒中的溶質(zhì)原子充分?jǐn)U散。從圖3(C)可以看出枝晶組織基本消失，晶界處非平衡凝固共晶相的尺寸和數(shù)量大為減少。

圖3 6056鋁合金微觀組織SEM照片

(a)未經(jīng)過(guò)均勻化處理；(b) 540℃×6h均勻化退火；(c) 540℃×12h均勻化退火。

圖4分別為未均勻退火化處理和經(jīng)過(guò)540 ℃×6 h、540 ℃×12 h 均勻化退火的6056鋁合金拉伸曲線。從圖4可以看出，未經(jīng)過(guò)均勻化退火處理的6056鋁合金強(qiáng)度最高、達(dá)到225MPa，但塑性較差，延伸率只有3.8 %，其主要原因是由于鑄態(tài)合金中Mg_­2Si、CuAl₂等相使6056鋁合金的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受到阻礙，同時(shí)起到了釘扎晶界的作用，造成強(qiáng)度升高，而枝晶偏析和非平衡凝固共晶相存在，以及鑄造應(yīng)力的存在，導(dǎo)致材料的延伸率較低^[7-9]。隨著均勻化退火處理的進(jìn)行，6056鋁合金的強(qiáng)度開(kāi)始逐漸下降，塑性增加，540 ℃×6 h均勻化退火處理的6056鋁合金的強(qiáng)度降低到214 MPa，塑性增加至6.0 %，540 ℃×12 h均勻化退火處理的6056鋁合金的強(qiáng)度降至205 MPa，塑性增加至16.5 %。這是由于在均勻化過(guò)程中，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和釘扎晶界的第二相溶解，使6056鋁合金強(qiáng)度降低。鑄造應(yīng)力逐漸消除，合金枝晶偏析和非平衡共晶組織得以消除，組織變得均勻，合金塑性增強(qiáng)，因此延伸率提高。

圖4 均勻化退火處理前后的6056鋁合金鑄棒拉伸曲線

結(jié)論

采用熱分析技術(shù)、掃描電子顯微鏡、拉伸試驗(yàn)研究均勻化退火處理對(duì)于6056鋁合金微觀組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明：6056鋁合金鑄態(tài)組織存在嚴(yán)重的枝晶偏析及明顯的非平衡共晶組織，經(jīng)過(guò)540℃×12 h 均勻化退火處理后，枝晶偏析和非平衡共晶組織明顯消除，其強(qiáng)度降低、塑性大幅度提高。
       (1) 通過(guò)熱分析，6056鋁合金鑄棒的均勻化退火溫度定為540 ℃。

(2) 采用540 ℃×12 h均勻化退火處理，6056鋁合金鑄棒中枝晶偏析和非平衡相明顯消除。

(3) 經(jīng)過(guò)均勻化退火處理后，6056鋁合金鑄棒的強(qiáng)度下降、塑性增加，有利于后續(xù)的塑性成形加工。