摘要：采用金相觀察、差熱分析(DTA)、掃描電鏡(SEM)和能譜分析(EDS)研究了均勻化溫度和保溫時(shí)間對高品質(zhì)6061鋁合金中第二相的影響規(guī)律。結(jié)果表明，均勻化過程中Mg2Si在560℃×9 h已經(jīng)完全回溶，而α(Al8Fe2Si)相和β(Al5FeSi)相在560℃×24 h仍未發(fā)生回溶，升高均勻化溫度，經(jīng)600℃×9 h均勻化，鋁合金已經(jīng)發(fā)生過燒，而AlFeSi相仍不發(fā)生回溶，說明其在均勻化過程中是不發(fā)生回溶的。6061鋁合金適宜的均勻化工藝為560℃×9 h。

半導(dǎo)體設(shè)備行業(yè)對鋁合金材料的要求極為苛刻，以刻蝕機(jī)用反應(yīng)室內(nèi)襯(鋁合金部件)為例，工作過程中要受到高密度等離子體的轟擊腐蝕，此外，在定期維護(hù)清洗過程中，還要經(jīng)受包括鹽酸、氫溴酸、氫氟酸、硝酸和氨水等強(qiáng)腐蝕介質(zhì)的腐蝕。因此，鋁合金部件必須進(jìn)行嚴(yán)格的表面處理，形成高性能致密氧化膜，而決定陽極氧化膜質(zhì)量的關(guān)鍵是鋁合金基體中第二相的尺寸和數(shù)量。對6061鋁合金，Mg2Si和AlFeSi的尺寸對陽極氧化膜的質(zhì)量影響最大，因?yàn)殛枠O氧化堿洗過程中，Mg2Si優(yōu)先腐蝕，出現(xiàn)蓮花狀腐蝕坑，AlFeSi因與鋁基體的電化學(xué)電位不同，堿洗時(shí)促進(jìn)鋁基體的溶解，出現(xiàn)蝕坑。要保證氧化膜的均勻性和連續(xù)性，應(yīng)嚴(yán)格控制鋁合金中Mg2Si和AlFeSi的數(shù)量和尺寸，而均勻化工藝可以決定第二相的狀態(tài)和分布，因此，制定一套合理的均勻化工藝十分必要。

1 實(shí)驗(yàn)方法

本實(shí)驗(yàn)所用合金為普通半連鑄圓鑄錠，其直徑為220mm，實(shí)驗(yàn)時(shí)取其心部材料切成25 mm×25 mm×25mm的小塊。本實(shí)驗(yàn)所用合金的實(shí)測化學(xué)成分見表1。

對實(shí)驗(yàn)用材料進(jìn)行DTA試驗(yàn)，測量低溫相變點(diǎn)，加熱速率5℃/min，用氮?dú)膺M(jìn)行氣氛保護(hù)。試樣在空氣爐中進(jìn)行不同溫度(540、560、580和600℃)保溫9 h的均勻化退火；在560℃下，均勻化時(shí)間分別取2、9、16和24 h進(jìn)行對比。采用Axiovert 200MAT型光學(xué)顯微鏡(OM)JSM-840型掃描電鏡(SEM)及附加配置NORAN-VANTAGE-DI4105型能譜儀(EDS)上做詳細(xì)的顯微組織分析。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 均勻化處理溫度的確定

圖1為鑄錠的光學(xué)顯微組織。從圖中可發(fā)現(xiàn)，鑄錠組織不均勻，主要由樹枝狀的α相和枝晶間的共晶體組成，共晶體中含有粗大的金屬間化合物，大部分為沿晶界分布的Mg2Si，有少量存在于三角晶界處的塊狀Si和基體中的針狀的β(Al5FeSi)相，以及基體中均勻分布的少量W(AlxCu4Mg5Si4)相。

6061鋁合金中主要存在兩種共晶相，其中Al-Si的共晶溫度為577℃，Al-Mg2Si的共晶溫度為595℃。DTA實(shí)驗(yàn)結(jié)果如圖2所示?？煽闯觯瑢?shí)驗(yàn)用6061合金的低熔共晶溫度點(diǎn)為600℃，DTA實(shí)驗(yàn)中加熱速率選5℃/min，考慮測量結(jié)果的滯后性，該6061合金的低熔共晶點(diǎn)大概在595℃，這正是該合金中主要強(qiáng)化相Mg2Si的共晶溫度。經(jīng)查該合金的過燒溫度為580℃，這與Si的共晶溫度相吻合，DTA實(shí)驗(yàn)中未發(fā)現(xiàn)Si元素的共晶點(diǎn)，考慮實(shí)驗(yàn)用材料中過剩硅含量僅為0.07%，由于鑄造工藝控制得當(dāng)，Si元素沒有發(fā)生宏觀偏析，而是均勻地分布在Al基體中，或者與合金中其他元素形成多元相，如AlFeSi相和AlMnFeSi相等，在加熱時(shí)可以不用考慮Si元素的過燒。

均勻化退火基于原子擴(kuò)散運(yùn)動(dòng)，根據(jù)擴(kuò)散第一定律，單位時(shí)間通過單位面積的擴(kuò)散物質(zhì)量(J)正比于垂直該截面方向上該物質(zhì)的濃度梯度。

J=-D.ac/ax(1)公式表明，溫度升高會(huì)使擴(kuò)散過程大大加速，因此，為加速均勻化過程，應(yīng)盡可能提高均勻化溫度。通常采用的均勻化溫度為0.9～0.95Tm。Tm為鑄錠實(shí)際開始熔化溫度，它低于平衡相圖上的固相線。根據(jù)以上原則，實(shí)驗(yàn)均勻化溫度定為540～600℃。

2.2 均勻化過程中第二相的變化

分析均勻化后的金相圖片(圖3)可知，經(jīng)540℃×9 h均勻化后，第二相回溶不夠充分，仍在晶界處連續(xù)分布；隨均勻化溫度的升高，560℃×9 h均勻化后，第二相已經(jīng)基本回溶，未溶第二相主要以點(diǎn)狀和細(xì)小針狀的形態(tài)分布；繼續(xù)升高均勻化溫度，經(jīng)580℃×9 h均勻化后，第二相數(shù)量和形態(tài)均無明顯變化。當(dāng)均勻化溫度為600℃時(shí)，除第二相尺寸和數(shù)量無明顯變化外，基體上有大量麻點(diǎn)狀的相存在，初步判定為Mg2Si的重熔相。

對比圖3(b)、(c)和(d)可發(fā)現(xiàn)，隨均勻化溫度的升高，晶界上的可溶相很快就會(huì)溶解，實(shí)驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)在560℃保溫9 h可溶相已完全回溶，而難溶第二相在600℃保溫9 h仍未發(fā)生回溶。對580℃和600℃均勻化處理的試樣進(jìn)行腐蝕，其組織見圖4。600℃均勻化9 h后，有大量的相在腐蝕過程中脫落，這些相均勻分布在基體中，可以判斷為Mg2Si的重熔相，而580℃下未出現(xiàn)相的脫落。6xxx系鋁合金出現(xiàn)過燒時(shí)，首先在晶界或晶內(nèi)出現(xiàn)復(fù)熔球，而晶界反應(yīng)不敏感，只有溫度過高發(fā)生嚴(yán)重過燒時(shí)，才出現(xiàn)三角晶界和晶界加粗，這與圖4(b)吻合的很好，說明在600℃均勻化時(shí)合金發(fā)生過燒。從圖4可以看出，對比560℃保溫不同時(shí)間均勻化的組織(圖5)發(fā)現(xiàn)，保溫2 h時(shí)，第二相未充分溶解，晶界輪廓清晰可見，延長保溫時(shí)間至9 h時(shí)，可溶第二相已基本溶解，繼續(xù)延長保溫時(shí)間，晶界上析出相的數(shù)量不再減少。圖6是560℃×9 h均勻化試樣的掃描電鏡分析圖片。取兩種不同形態(tài)相A和B進(jìn)行能譜分析，從6(a)中可以看出，A相是均勻化后分布在晶界上的呈斷續(xù)分布的難溶相，B相是分布在晶內(nèi)的針狀難溶第二相。EDS分析結(jié)果如圖6(b)所示，對其中幾種主要元素做定量分析，結(jié)果見表2。對比發(fā)現(xiàn)，A相和B相的區(qū)別在于Fe/Si比的不同和Mn、Cr等微量元素的含量不同。6061鋁合金在凝固過程中會(huì)形成富鐵相，其中大部分為針狀的β(Al5FeSi)相，僅有很少一部分富鐵相為骨骼狀的α(Al8Fe2Si)，從Fe/Si比的不同可以判斷A相為α相，B相為β相。對比能譜分析結(jié)果，各元素的含量見表2，發(fā)現(xiàn)A相處Mn含量為1.31at%，B相處Mn含量為0.47at%，在均勻化溫度下，富鐵相會(huì)發(fā)生由β相向α相的轉(zhuǎn)變。有研究表明Mn元素對這種轉(zhuǎn)變的發(fā)生有促進(jìn)作用[10]。圖7為合金560℃均勻化9 h后面掃描圖片?？梢钥闯觯鶆蚧驧g、Si元素在基體中分布均勻，而Fe元素分布很不均勻。6061鋁合金中，Mg、Si元素主要以Mg2Si的形式存在，合金在均勻化過程中，隨溫度的升高，Mg2Si在鋁基體中的溶解度增加，從圖7可以看出，在560℃均勻化9 h后，Mg、Si元素在基體中的分布已經(jīng)非常均勻，這說明Mg2Si已經(jīng)充分回溶。從圖7中Fe元素的掃描圖片可看出，F(xiàn)e元素在均勻化過程中很難擴(kuò)散，這說明6061合金中的Fe元素在凝固過程中若發(fā)生偏析，均勻化過程是難以消除的。

2.3均勻化過程中硬度的變化

均勻化過程中的硬度變化如圖8所示。可看出，均勻化開始階段隨保溫時(shí)間的延長，硬度值增加，當(dāng)保溫時(shí)間在9 h左右時(shí)，硬度出現(xiàn)峰值，隨后硬度開始下降，當(dāng)保溫時(shí)間超過24 h后，硬度值趨于穩(wěn)定。均勻化過程中硬度變化反映了均勻化過程中Mg2Si相的回溶以及Fe、Si元素固溶度的變化。6061鋁合金均勻化過程中發(fā)生以下過程：

(Al)+Mg2Si→(Al固溶體)(1)

(Al固溶體)→(Al)+(Al8Fe2Si)(2)

(Al5FeSi)→(Al12Fe3Si)(3)

(Al固溶體)→(Al5Fe Si)(4)

均勻化開始階段，過程(3)、(4)和(5)先進(jìn)行，剛開始Mg2Si大量回溶，硬度迅速增加，隨著時(shí)間延長，當(dāng)保溫超過3 h后，Mg2Si基本完全回溶，過程(4)的發(fā)生導(dǎo)致Fe、Si元素固溶度的降低，導(dǎo)致硬度降低，過程(5)使AlFeSi相由粗大的針狀相轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小顆粒狀，同時(shí)，由于Fe/Si比的增加使Si元素固溶度增加，從而使硬度增加。由于過程(5)的進(jìn)行增加了基體中Si的固溶度，調(diào)整了Fe/Si比值，為過程(6)的進(jìn)行提供了熱力學(xué)上的可能性。當(dāng)保溫時(shí)間超過9 h后，過程(5)和(6)基本完成，過程(6)的進(jìn)行導(dǎo)致硬度又開始下降，當(dāng)保溫時(shí)間超過24 h后硬度趨于穩(wěn)定。

3分析討論

通過本實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，在均勻化過程中Mg2Si相很容易回溶，這時(shí)因?yàn)?061鋁合金中Mg2Si相含量且該相在較低溫度下就有很高的溶解度，在550℃下已經(jīng)有1.5%以上的溶解度，而本實(shí)驗(yàn)用6061鋁合金Mg、Si元素含量之和僅1.49%，所以均勻化過程中該相能很快回溶。均勻化過程中AlFeSi相不發(fā)生回溶，只是在形態(tài)上發(fā)生變化，由針狀的β-AlFeSi相轉(zhuǎn)變成骨骼狀α-AlFeSi相，這一轉(zhuǎn)變涉及到Fe/Si比的增加，有文獻(xiàn)報(bào)道這種轉(zhuǎn)變和Mn、Si元素的含量有關(guān)，當(dāng)Mn含量低于0.01%時(shí)，均勻化過程這種轉(zhuǎn)變非常緩慢，均勻化溫度下保溫20 h以上都難以發(fā)生，而當(dāng)Mn含量在0.05%以上時(shí)，這種轉(zhuǎn)變僅需2 h左右就會(huì)進(jìn)行地很充分，繼續(xù)升高均勻化溫度或延長保溫時(shí)間會(huì)引起α顆粒的聚合和生長。Si元素的含量對β-AlFeSi相向α-AlFeSi相的轉(zhuǎn)變也有重要影響，有文獻(xiàn)指出當(dāng)合金中Si含量超過0.75%時(shí)，均勻化過程中β相比α相會(huì)更穩(wěn)定。因此，要想控制6061鋁合金中第二相的尺寸，獲得高品質(zhì)的6061鋁合金，除了要制定一套合理的均勻化工藝之外更需要有優(yōu)良的組織基礎(chǔ)，即一套合理的合金成分組成和一套能使各元素在合金中均勻分布的鑄造工藝。

4結(jié)論

(1)6061鋁合金在560℃下均勻化保溫9 h，晶界上的Mg2Si已經(jīng)完全回溶。均勻化過程中富鐵相不發(fā)生回溶。(2)均勻化后富鐵相以兩種形式存在，晶界上主要分布斷續(xù)的α(Al8Fe2Si)相，晶內(nèi)分布針狀的β(Al5FeSi)相(3)均勻化過程中，合金的硬度出現(xiàn)一個(gè)峰值，此峰值點(diǎn)表明合金中第二相的充分回溶和β(Al5FeSi)相向α(Al8Fe2Si)相轉(zhuǎn)變的完成。(4)6061合金適宜的均勻化工藝為560℃×9 h。