加热对未均质处理铝棒显微组织和挤压性能的影响
中山市和胜铝制品厂
编写：Malcolm J．Couper，Mark A．Cooksey，Natalis V．Danilova,
Comalco研究&技术支持中心 Comalco铝业有限公司
[Comalco Reasearch&Technical Support(CRTS),Comalco Aluminum Ltd.,]
Ji Yong Yao,
金属熔炼制造业科学研究协作委员会[CRC for Cast Metals Manufacturing (CAST), ]
昆士兰(澳大利亚)大学[The University of Queensland]
摘要：本文研究了长时间加热对未均质处理锭坯性能的影响.该论文对提高对均匀化处理及其优点的认识大有帮助.通过对未均质处理的锭坯切片加热至450～600℃保温2小时获得了加热对锭坯的影响;并检验了其硬度、显微组织的变化，其中包括相的组成、镁和硅的偏析及在基体中的固溶度。对观测结果与用Thermocalc软件计算出来的平衡相图相进行了比较。合金的固溶温度经实验证实大约在490℃，并发现这是一个临界参数。为获得α-Al8Fe2Si平衡相要求锭坯加热温度570℃。为选择加热条件，我们将锭坯进行了挤压，并作了产品的机械性能不同T1、T2、T3、T4、T5及T6的热处理。使用未均质处理的锭坯会导致产品T5状态下硬度、抗拉性能、无凹痕碰撞能的下降，然而产品性能也仍能达到国际标准。当锭坯的加热接近常规的均匀化处理时，其的差别很小几乎可以忽略。使用未均质处理锭坯生产，产品T5状态下的无凹痕碰撞能和T6状态下的抗拉性能并没有什么不利的影响。对挤压性能的影响有待进一步量化。
背景资料：均匀化处理作为提高锭坯的冶金质量及挤压性能的手段已经得到了广泛的应用。均匀化处理重要的参数如：均热时间、均热温度及冷却速率都有了明确的提法。间歇式的均匀化炉也被的连续均匀炉所取代，连续均匀化炉具有先进的控制系统、完整的自动检测系统、锯切及装载系统。当然这种处理过程成本相当高，量化的收益就会有所减少。
但铝棒加热的重要性也得到了公认，一些特别的实践经验也得到推荐。均匀化潜在的好处可能被改进的加热工艺实践所取代。均匀化处理及直接加热的锭坯都被认为会引起限制挤压速度提高的模具缺陷和撕裂。该情况发生确切的机理还不是清楚。金属间存在的相、及其形状、固溶度都影响着合金的挤压性能、机械性能。
在东南亚国家使用未均匀化处理的锭坯十分普遍，未均匀化锭坯来源于那些重溶铸造厂，他们可能热衷于购买那些低价格的老式铸造锭坯来满足要求较低的应用。他们通过对锭坯进行长时间（2~6小时）加热以补偿未均匀化处理，但是这种条件并不等同于完全均匀化处理。
有关用加热锭坯代替均匀化处理的思想，在最近的工作中，我们对此已经做了研究实验。实验中运用了电子显微技术及运用了基于Thermocalc软件的相图计算方法。这项研究的主要目的是为了弄清楚长时间加热对未均匀化处理锭坯性能的影响，另一方面，该研究对提高对均匀化处理及其优点的认识大有帮助。
调研：调查研究中我们选用了6063合金，合金锭坯是在Comalco Reasearch&Technical Support
使用Wagstaff单根、双重喷射冷却模铸造工艺（锭坯直径φ127mm），添加了晶粒细化剂并控制了铝液温度以确保整个锭坯组织均一，合金成分质量百分比为：0.41Si、0.19Fe、0.013Cu、0.49Mg、0.04Mn、0.003Cr、0.016Ti、0.002 Zn，（其他元素单个小于0.03，总量小于0.15）
锭坯加热试验记录：为获得加热对锭坯的影响，锭坯被剖成扇形体。样品置于一空气循环加热炉加热，温升速度大约为300~400℃/小时，然后在450℃、510℃、540℃、570℃、600℃下分别保温0，0.5，2小时，样品水淬，24小自然时效时后我们使用洛克卫尔硬度计（φ2mm/60Kg印压）测量了其硬度。这种处理范围包含着两种极端：
l 较低温度下（如480℃）的零保温时间，等同于加热未均匀化处理的锭坯并立即进行挤压；
l 高温下（如570℃）保温2小时，类似于普通的均匀化处理（只是撇开了冷却速率这一参数）。
从用Thermocalc软件计算出来的平衡相图中我们知道合金的显微组织将发生变化，图1为 除却含Fe相化合物最简单的6000系合金相图，其中：
l 液相线：表示在该温度下合金完全溶解，
l 固相线：在该温度下合金开始溶解；
l 固溶度曲线：在该温度以上Mg与Si溶解于基体中。
合金的热处理：温度应高于固溶温度而又低于固相线，随即快速冷却或淬火，以确保Mg和Si最大量的保持于溶体中，为后续的时效硬化作准备。Fe的存在引入一系列的相，这些相取决于合金的组成，并且是在研究合金的过程中计算出来的。

图1 Al-Si-Mg-Fe的部分相图，其中Mg 0.5% Fe 0.1%（质量百分比）。同时描述了6063合金均匀化处理后的冷却或固溶处理时的淬火。
加热过程中显微组织的变化通过挑选样品在JEOL JXA840.扫描电子显微光谱分析仪（加速电压为15千电子伏特，电流强度4.5*10-9安培，磁场强度30-40K）上用EDS（kevex）分析.这是一种由半定量EDS数据发展起来的能用来鉴定6000系合金中α-Al7Fe3Si，α-Al12Fe3Si，α-Al8Fe2Si，α-Al15Fe3Si2，β-Al5FeSi，π-Al8FeSi6Mg3，MgSi和Si微粒的方法。
在每个样品上大约分析出来有20种微粒，我们为由微粒中Fe、Si含量比作出了一条曲线，并标绘出了预见到的AlFeSi相的组成的点，然后是一条从这一点到另一对应于基体组成的点的直线。这条直线描述了在整个范围内可能的相组成，依据其尺寸与微量分析体积作比较就可以确定是什么相。
我们使用JEOL8800L自动电子微探针（在15千电子伏特下）用X光波长散射光谱确定了Mg、Si、Mn及Fe在样品中的分布及含量。通过每步2μm移动电子探针穿过晶粒生成了一副形貌图；每个样品获得了两个这样的图；基体中的存在某些较大的相的含量都得到了确定。
挤压和机械性能：在这些实验之后，我们选用了五种加热处理制度来进行挤压和机械性能的测试，：2小时/570℃，2小时/540℃，2小时/510℃，2小时/480℃，0小时/480℃。锭坯置于专门设计的模拟均匀化处理工作的炉子中加热。加热温升速率为300℃/小时，经过保温时间锭坯以400℃/小时的冷却速率冷却到典型的挤压温度480℃。为方便起见，随后对锭坯进行空冷（30℃/分钟），这时取出一些切片以便检验，其余的锭坯留下用作挤压。
挤压产品为6*40的实心材，挤压比为56，挤压机为880吨建华[Cheng Hua]直接挤压机，挤压速度为10米/分钟，模具温度425℃，盛锭筒温度445℃，锭坯感应加热至480℃，挤压机前冷却风扇冷却速度为200℃/分钟，出料口温度为500～510℃。记录了挤压时的突破压力并观察挤压产品的表面的质量。
热处理条件大致如下：
l T1-风冷淬火，拉伸量为0.5%，自然时效24小时后测量其硬度；
l T5-风冷淬火，拉伸量为0.5%，室温下停留24小时，然后10小时/185℃；
l T4-风冷淬火，拉伸量为0.5%，然后固溶处理：1小时/520℃，水冷淬火，自然时效24小时后测量其硬度；
l T6风冷淬火，拉伸量为0.5%，然后固溶处理：1小时/520℃，水冷淬火，室温下停留24小时，然后10小时/185℃；
挤压产品机械性能测试如下：
l 所有状态下的洛氏硬度；
l 对T5状态及大多数极端加热条件下T6状态挤压产品依照AS1391-1991标准在具有权威的NATA实验室进行拉伸测试；
l 对T5状态无凹痕及带V型凹痕的摆锤碰撞试验用5mm的小尺寸（A类型）在 Mohr&Federhauff X1745 机上依照ASTM E23进行。
结论与讨论：
加热后锭坯的硬度：
各种加热制度对锭坯影响的结果见图2，典型的标准偏差为σ=0.7。硬度反映到加热制度即取决于温度和保温时间，最大硬度高达77；而保温时间减少时，要达到最高硬度值就需要提高保温温度。
最高硬度值可以解释为可用的Mg和Si得到完全溶解（也就是说：该处理温度在合金的固溶度曲线以上），因此能达到最大的淬火和自然时效硬度。而时间和温度的影响着扩散过程的进行。
图2 为锭坯的硬度；使用了各种不同保温温度和时间对锭坯进行了模拟加热（样品水淬，并在测试前自然时效24小时）

铸态锭坯的微观结构：
能谱仪分析（见图3a）表明铸态锭坯中存在着大量的相。并发现了大量的不含Fe 而含Mg粒子（公开的特征谱线），其中Mg的含量表明与Mg2Si、Si粒子一致。
Mg在α-AlFeSi和β-AlFeSi中的固溶度应该很低。粒子中含有Fe和Mg因此估计应该为α相或β-Al5FeSi与Al8FeSi6Mg3或Mg2Si一致的一种形态。Mg2Si能在含Fe金属间化合物界面区域形成。仅含Fe和Si的粒子为α-Al15Fe3Si2和β-Al5FeSi；所有的含Fe粒子都含有一定的Mn。
(用以对物质进行微量分析的)微探针分析形貌图（见图3b）显示了由凝固造成的铸态锭坯微观组织中Mg、Si、Mn和Fe的差异。其中Mg和Si大量析出，而Mn和Fe较多的溶解。观测到的两极端与能谱仪分析结果是一致的，前者为含Mg粒子，后者为含少量Mn的α-Al15Fe3Si2。
.加热后锭坯的微观结构：
锭坯经480℃保温2小时后微观组织发生了有效的转变。经EDS（见图3C）分析证实主要的相为α-Al8Fe2Si和β-Al5FeSi。相比于铸态锭坯，α-AlFeS相的形态转变为另一种Fe/Si比更高的一种形态。含Mg量较少的粒子为一种不确定的Si、Mg2Si及AlFeSi(Mg)相的混合物。微探针分析结果（见图3d）表明Mg和Si的偏析得到了消除.
对在510℃保温2小时和540℃保温2小时条件下处理的锭坯使用能量散射X射线谱仪分析发现了α-Al8Fe2Si和β-Al5FeSi相的存在，但是没有发现含Mg相。
接下来的锭坯经570℃保温2小时，能谱仪分析结果（见图3e）表明只存在单一的α-Al8Fe2S相，并注意到粒子中都含有一定量的置换出Fe的Mn（其中Fe/Mn质量比为20）。
由微探针分析出来所有的形貌图（见图3b、3d及3f）得到的基体中各种元素的含量总括于表1。经480℃保温2小时后，Mg和Si的固溶度相当高，但是元素的进一步固溶化发生在570℃保温2小时，所有的含Mg相及Si粒子完全被溶解。同时，所有的AlFeSi粒子转变为平衡相形成α-Al8Fe2Si，因此Si/Fe比减少而过剩Si被释放出来，此情况下Mg和Si的固溶度对硬度提高（见图2）有利，经480℃保温2小时处理锭坯的硬度相比硬度最大值有所降低。
在所有的处理条件下，大部分的Mn都存在于基体中，而大部分的Fe都存在于AlFeSi相中。在570℃保温2小时处理条件下，有α-Al8Fe2Si存在，而存在该相中的Si的含量为0.04%（质量百分比），这说明Si%的测量值与合金实际中存在的Si%是有区别的。
结果是通过用Thermocalc软件对6063合金中相的平衡计算获得的，我们将结果总结为如下关于温度的函数：
预测的固相线温度为621℃，它要高于各实验条件下（最高温度为600℃）温度，固溶度曲线温度为511℃，此时合金基体含Mg为0.49%（质量百分比），含Si为0.37%（质量百分比）含Mn为0.04%（质量百分比）含Fe为0.01%（质量百分比）时，这种成分条件与实验确定下来的成分有比较好的吻合（见表1）。
最主要的含Fe平衡相预测为α-AlFeSi的某种形态（计算所得为Al7.1Fe1.9Si1.0），这与570℃保温2小时实验条件下（见图3e）所得的结果一致。然而，在540℃保温2小时，510℃保温2小时，480℃保温2小时实验条件下发现存在α-Al8Fe2Si和β-Al5FeSi（在480℃保温2小时条件下甚至可能发现π-Al8FeSi6Mg3）。不是预测是错误的，就是低温下获得平衡相的时间不够，因为低温下Fe在铝中的扩散系数较小。
实验结果能用来估计合金的固溶度曲线来与预测值相比较。
在480℃保温2小时条件下由(用以对物质进行微量分析的)微探针分析结果表明Mg和Si的偏析得到了消除，而能谱仪分析结果表明仍有一些含Mg粒子存在。在510℃保温2小时条件下没有发现含Mg粒子存在。因此固溶度曲线在480℃与510℃之间。
在480℃保温2小时条件下，基体中Mg含量的测量值与在570℃保温2小时条件下的测量值相当接近，这就意味着固溶度曲线稍稍高于480℃。
在480℃保温2小时条件下硬度比较接近于最大值（见图2）。根据硬度结果，在450℃～480℃之间使用外插法得知平衡相固溶曲线温度大约为490℃，其中运用了微探针及能谱仪的分析结果。
对各种处理条件下的锭坯切片进行光学显微照相，相片表明金属间化合物并没有完全球化（即使在570℃保温2小时条件下）。这表明它本身的球化作用（处理）并不是合金中存在的相的有用的指示。
总括6063合金微观组织分析及硬度结果表明：在一定的温度、保温时间范围内，如480℃保温2小时、510℃保温0.5小时、或540℃保温0小时条件下偏析能够得到消除，Mg和Si的固溶度能够得到提高。而要获得Si的最大固溶度及金属间化合物完全转变为平衡相α-Al8Fe2Si就需要更高的温度和/或时间（当然570℃保温2小时足够了）。

a）铸态锭坯能谱仪微量分析结果 b）铸态锭坯微探针分析结果

c）2小时/480℃处理的锭坯能谱仪分析结果 d）2小时/480℃处理的锭坯微探针分析结果

e）2小时/570℃处理的锭坯能谱仪分析结果 f）2小时/570℃处理的锭坯微探针分析结果
图3（a、c、e）金属间粒子能谱仪微量分析结果（含Mg粒子见公开的特征谱线），（b、d、f）微探针步移穿透晶粒分析结果。
表1基体中溶质平均含量（质量百分比），由微探针形貌分析（样品的2%）与标准合金样品含量比较得到。
处理条件 Si% Mg% Mn% Fe%
铸态锭坯 0.06*，0.17* 0.18*，0.34* 0.04，0.04 0.03，0.04
2h/480℃ 0.32，0.34 0.45，0.46 0.03，0.03 0.03，0.03
0.39，0.37 0.47，0.46 0.03，0.03 0.04，0.03
标样含量 0.41 0.49 0.04 0.19
*为最小值高于平均值，这是偏析造成的。
挤压测量：
我们并没有倾向把突破压力作为加热后锭坯的一个重要指标进行观测，大家知道，突破压力对锭坯温度十分敏感，而挤压温度我们都控制的很接近。
前期工作可以知道挤压铸态锭坯的突破压力要远远高于挤压均匀化的锭坯。未均匀化处理的锭坯相比于完全均匀化处理过的锭坯一个主要的区别在于未均匀化处理的锭坯缺少了冷却这一步骤，这就对突破压力和挤压造成了很大的影响。注意到近来的研究会发现，均匀化处理中普通的冷却过程被省去，而代之以快速淬火和感应加热。
各种加热条件下的锭坯挤出产品没有可见的区别。
拉伸性能：
挤压产品T5热处理状态下的拉伸性能见图4，由图得知锭坯的加热条件对抗拉性能影响较小。当温度和（或）时间减少时延伸率降低，而强度降低较小。
两加热极端加热条件（2h/570℃和0h/480℃）的区别是13%的抗拉强度和19%的屈服强度，及8的延伸率。但所有加热条件下产品的性能都能达到最小的6063-T5标准（YS：110Mpa，UST：150Mpa，EL：对＜12mm厚的产品为8%）。只有0h/480℃加热条件下的挤压产品达不到6063-T6标准（YS：170Mpa，UST：205Mpa，EL：对＜12mm厚的产品为8%）。
摆锤碰撞测试：
挤压产品T5处理状态下室温摆锤碰撞测试结果见图5。
无凹痕碰撞测试在某些方面类似于测量应力-应变曲线下的面积（指工作量）。更大的流动应力和（或）延伸，就需要更多的能量来使样品破碎。结果也反映了这一点，两极端加热条件下的挤压产品其平均无凹痕碰撞能存在12%的差别。
使用较低温度和（或）较少时间进行加热，平均凹痕碰撞能增加21%。其原因尚不清楚。

图4 挤压产品T5处理状态下室温拉伸性能。图5 所有挤压产品T5处理状态下的摆锤碰撞测试结果。
热处理状态的比较：
在温度较低的加热条件下，挤压过程中金属达到最高温度所需时间很短。这就足够满足最小拉伸性能（见图4）。
空冷淬火挤压产品（T1和T5热处理状态）与挤压后进行固溶处理（T4和T6）的样品性能比较表明固溶处理也能够补偿低温加热所造成的性能的损失。这可能能带来比较有意义的应用，如：锻造，锻造时合金经常被完全固溶处理及时效。所有热处理条件下硬度结果见图6。
所有锭坯加热条件下挤压的产品T1和T4状态下硬度值都一致。T6状态下的硬度很大程度都依赖于加热条件，而当加热温度降低时，挤出产品T5状态下硬度比T6状态下硬度只有轻微的降低。这样，所有锭坯加热条件下其挤压产品的几乎所有性能通过固溶处理来补偿。
就微观结构而言，较低的加热温度下无法使Mg、Si完全固溶。挤压时出口温度（500~510℃）能够达到合金的固溶温度，但是对最低加热温度条件下要达到完全固溶其时间上来讲是不够的。所有加热条件下合金在520℃保温1小时的固溶处理条件下都能达到完全固溶，因此，这就好比在一个更高的温度下进行挤压，在较低的锭坯加热温度下其挤压产品T1和T5热处理状态下的性能就能得到提高。
注意在6063合金中T6（水淬）与T5（风淬）淬火速率的不同并没有严格区别。同时还注意到在所有的锭坯加热条件下及所有的热处理状态下挤压产品的再结晶晶粒都是相当好的。

图6 各种加热条件下挤压产品空冷淬火的T1、T5状态下硬度与完全固溶处理的T4、T6状态下硬度的比较
图7两极端加热条件下挤压产品T5、T6状态下平均拉伸性能的比较。
锭坯在两极端加热条件下，其挤出产品T6状态的拉伸性能与同样加热条件下T5产品的拉伸性能（源自 图4）的比较见图7。图7用拉伸测试结果反映了拉伸T5和T6状态下硬度（见图6）趋势。即：在两极端加热条件下其挤压产品T5状态下的抗拉强度及屈服强度有明显的降低，T6状态下的抗拉强度及屈服强度只受到轻微的影响（4%的降低）。
未均匀化处理锭坯的适应性：
未均匀化处理锭坯其应用前景不错，也许要比我们想象的还要好些。Mg、Si的高固溶度对合金来说是一个相当重要的性能，这只要中等的加热温度就能达到。因为较长的加热时间只需要较低的温度。T1、T5状态下其硬度非常接近于最大值（如与T4、T6状态下性能作比较）。
对未均匀化处理的锭坯在低温下和无保温时间下（0小时/480℃加热条件下）进行挤压，这对挤压产品T5状态下性能不利。然而其性能仍能达到标准的下限。无凹痕碰撞性能也会降低，然而我们惊奇地发现其带凹痕碰撞性能要高于最高的加热条件下挤压产品。
如果需要，使用快速挤压及标准的固溶及时效处理，产品的硬度和拉伸性能能被提高到与最高加热条件下的挤压产品相当。也许能够通过提高挤压温度来提高未均匀化处理锭坯挤压产品T1、T5状态下的性能，然而，更高的挤压出口温度将限制最大挤压速度实现的可能。
似乎通常的煤气加热炉，都有一个长度合理的热区，用来适合6063合金锭坯的各种加热。如果需要更高的加热温度来优化合金性能，市场上有这样的铝棒加热炉出售，能满足挤压前锭坯加热的要求，并形成温度梯度。这种方法能用来适应未均匀化处理锭坯的加工。
使用低温加热或短时间加保温意味着含Fe金属间化合相并没有完全转化为平衡相α-Al8Fe2Si，我们已经研究了其对强度及抗冲击性能的影响，这也许还影响到挤压性能。例如：金属间化合物的大小、形状、类型可能影响到模具磨损及粘铝。如果Mg和Si得不到完全固溶，剩余的Mg2Si/Si会因为低共晶化合物熔解、撕裂从而对挤压速度产生负面影响。在最近的工作中并没有发现加热条件对突破压力及挤压产品表面产生明显的影响。
另一个必须考虑的因素是合金成分。各种6063合金成分不含Mn可能导致减少向平衡相α-Al8Fe2Si的转化，因此就需要更高的加热温度及加热时间。改变Mg和Si的含量将直接影响着合金的某些性能，并间接的影响到合金的固溶温度。另外，不同的Fe含量会与不同量的Si发生反应结合在一起，这将影响产品的最终性能。
结论：
合金的固溶温度对均匀化、锭坯加热、挤压（关系到出料口温度）和固溶处理来说是一个非常重要的参数。我们使用多项技术（工艺）：硬度、能谱仪微观分析、微探针形貌分析、Thermocalc(热电偶)来评估锭坯加热。实验结果表明6063合金固溶温度大约为490℃，大约比计算值低20℃。
锭坯加热过程中，含Fe金属间化合物的构成很大程度上都依赖于加热温度，计算平衡相α-Al8Fe2Si为经570℃2小时保温后6063合金仅存的相，但在540℃及更低的温度下发现了一个以上的金属间化合物。
使用未均匀化处理铝棒虽然会导致产品T5状态下硬度、抗拉强度和无凹痕碰撞能的降低，但仍达到能国际合金机械性能。当加热条件接近与常规的均匀化处理，其性能达到最高值。使用未均匀化处理的锭坯T5状态下的带凹痕碰撞能和T6状态的抗拉性能并没有不利的影响。而其对挤压性能的影响有待进一步量化。
致谢：
对以下援助我们深表谢意：Owen Park 提供的金属熔铸与挤压，Shane Charles 提供的热处理及测试（Comalco研究&技术支持中心）John Heathcock提供的技术建议（Comalco熔炼厂），来自昆士兰大学的Ron Rasch（显微技术与微观分析中心）所做的的微探针分析，Daniel Graham所做的样品的准备和分析, Graham Ruhle所做的拉伸测试，以及Marcde Glas所做的摆锤测试。