高強(qiáng)耐熱6×××系鋁合金的研究現(xiàn)狀及其發(fā)展趨勢

李寶綿，柯 奇，張海濤，李佳成

(東北大學(xué) 材料電磁過程研究教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽 110000)

6×××系(Al-Mg-Si)鋁合金作為綜合性能良好的鋁合金, 因其較小的密度、良好的耐蝕性和成形性等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于汽車和建筑行業(yè)[1]。隨著鋁合金工業(yè)的發(fā)展，對具有高強(qiáng)度和優(yōu)異塑性的Al-Mg-Si合金的要求也越來越迫切。此外，該類鋁合金在工業(yè)應(yīng)用中依然存在耐熱性問題，造成了使用的限制。因此，已經(jīng)對這些合金的合金成分設(shè)計和加工技術(shù)進(jìn)行了廣泛的研究。通常將過渡元素(例如Zr、Cr和Mn)添加到6×××鋁合金中，以產(chǎn)生細(xì)小的彌散體顆粒，這些顆粒由于在鋁中的低固溶度和擴(kuò)散性而在高溫下延遲了再結(jié)晶并增加了顯微組織的穩(wěn)定性。

1 研究現(xiàn)狀

1.1 微合金化的研究

目前關(guān)于微量合金元素對6×××系鋁合金的影響的研究已經(jīng)比較成熟。在Al-Mg-Si合金中加入Mn、Fe、V、Cr、Zr、Sc等合金元素能夠有效地對位錯產(chǎn)生釘扎作用，提高合金的再結(jié)晶溫度，抑制合金再結(jié)晶，從而使合金的強(qiáng)度提高。

Mn能阻止鋁合金的再結(jié)晶過程，提高再結(jié)晶溫度，并能顯著細(xì)化再結(jié)晶晶粒。再結(jié)晶晶粒的細(xì)化 主要是通過MnAl6化合物彌散質(zhì)點(diǎn)對再結(jié)晶晶粒長大起阻礙作用。MnAl6的另一作用是能溶解雜質(zhì)Fe，形成(Fe，Mn)Al6，減小Fe的有害影響。適當(dāng)?shù)腻i含量可以明顯細(xì)化Al-Mg-Si-Cu-Cr-V合金的鑄態(tài)晶粒，添加w(Mn)=0.2%的Mn既可以細(xì)化鑄態(tài)組織，又可以使擠壓、人工時效態(tài)合金的強(qiáng)度提高，而不會由于形成Al15(FeMn)3Si2和Al15Mn3Si2彌散體而嚴(yán)重?fù)p害塑性。與不添加Mn的擠壓、人工時效態(tài)的合金相比，添加w(Mn)=0.2%的合金的極限抗拉強(qiáng)度從416.9 N/mm2增加到431.4 N/mm2，屈服強(qiáng)度從360.8 N/mm2增加到372 N/mm2。當(dāng)向合金中添加w(Mn)>0.7%時，會形成一些粗大、穩(wěn)定和難熔的AlVMn和Al(VMn)Si相(如圖1、圖2)。這些粗大相可以減輕Mn對再結(jié)晶的抑制作用,在隨后的擠壓和熱處理過程中會永久保留，降低合金的力學(xué)性能。

圖1 不同Mn添加量的鑄態(tài)Al-Mg-Si-Cu-Cr-V合金的偏光組織[2]Fig.1 Polarized light microstructure of as-cast Al-Mg-Si-Cu-Cr-V alloy with different additions of Mn contents[2]

胡萬文等[3]利用金相顯微鏡、掃描電鏡、能譜分析儀、X射線衍射儀和拉伸實(shí)驗(yàn)機(jī)研究Fe元素對熱軋后6082鋁合金板材組織及力學(xué)性能的影響表明，添加w(Fe)=0.15%時，該合金的綜合性能最好，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為335 N/mm2、290 N/mm2和15%；而當(dāng)添加w(Fe)>0.2%時，該合金的強(qiáng)度會明顯降低，這主要是由于Fe元素與Cr、Si元素結(jié)合形成大量的Al(FeCr)Si相，減少了合金中強(qiáng)化相的析出所致。

Yi Meng[4]等研究含V元素的Al-1.6Mg-1.2Si-1.1Cu-0.16Cr-0.03Ti鍛造合金中微觀組織及力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)在合金內(nèi)部形成有大量Al3V、Al10V彌散相，且Al3V相的強(qiáng)度要高于Al10V相的，V的加入有效地提升了合金的力學(xué)性能。

圖2 不同Mn添加量鑄態(tài)合金的金相組織[2]Fig.2 Optical microstructure of as-cast alloys with different additions of Mn contents[2]

微量的Cr還可提高再結(jié)晶溫度,抑制再結(jié)晶,增加合金人工時效后的耐蝕性。在660 ℃時Cr在Al中的溶解度約為0.8%，室溫時基本不溶解，主要以Al7(CrFe)和Al12(CrMn)等化合物存在，阻礙再結(jié)晶的形核和長大過程，對合金有一定的強(qiáng)化作用。在加Cr的同時加入w(Ti)<0.1%的Ti，可以減少鑄錠的柱狀晶組織,改善合金的鍛造性能,并細(xì)化制品的晶粒[5]。張新明等[6]研究表明：Cr元素可以細(xì)化合金的鑄態(tài)組織，促進(jìn)β-AlFeSi相向α-AlFeSi相轉(zhuǎn)變，并與基體結(jié)合形成 Al7Cr化合物等彌散相，顯著抑制合金再結(jié)晶的產(chǎn)生及其晶粒長大。隨著鉻含量的增加，合金的強(qiáng)度與塑性得到了顯著的提高。當(dāng)w(Cr)>0.20%時，合金的強(qiáng)度和塑性卻出現(xiàn)了一定程度的降低，這主要是由于Cr元素與Fe、Si元素結(jié)合形成大量的AlFeCrSi相，減少了合金中Mg2Si相的析出，減弱了合金的時效強(qiáng)化效果。

1.2 加工工藝的研究

軋制工藝是6×××系鋁合金主要的變形工藝。軋制溫度、軋制道次及道次壓下量對合金的組織及性能產(chǎn)生重要的影響。傳統(tǒng)的軋制主要是對均勻化處理后的鑄錠進(jìn)行熱軋和冷軋。而許多研究者在此基礎(chǔ)上對軋制工藝進(jìn)行創(chuàng)新，Kim W J[7]通過將異步軋制(HRDSR)工藝與低溫時效熱處理相結(jié)合，可以制得屈服強(qiáng)度為455 N/mm2，抗拉強(qiáng)度為489 N/mm2的高強(qiáng)度6061鋁合金板；賀曉文對6×××鋁合金固溶/退火態(tài)合金進(jìn)行不同溫度軋制，共進(jìn)行8道次軋制，發(fā)現(xiàn)工業(yè)軋制生產(chǎn)6×××鋁合金的最佳工藝為固溶處理+180 ℃軋制；Sushanta Kumar Panigrahi等[8]人對6061和6063鋁合金進(jìn)行了超低溫大變形冷軋，厚度減小80%，由于在冷軋過程中產(chǎn)生了嚴(yán)重的塑性應(yīng)變，得到了超細(xì)晶粒板材組織(如圖3)，使6061鋁合金的抗拉強(qiáng)度為346 N/mm2，6063鋁合金抗拉強(qiáng)度為240 N/mm2。

Mousumi Das[9]研究了熱處理方式對軋制6×××系鋁合金力學(xué)性能的影響，分別對經(jīng)過固溶和固溶時效的6063鋁合金進(jìn)行多道次低溫冷軋變形。研究結(jié)果表明，固溶狀態(tài)的位錯密度比固溶時效狀態(tài)的大。在固溶狀態(tài)下，冷軋過程中產(chǎn)生了大量小于100 nm的大角度亞晶；在固溶加時效中，晶粒沿軋制方向排列。很明顯，在固溶態(tài)中，較高密度的位錯限制了晶界沿軋制方向的排列。極細(xì)晶粒的存在以及高密度的位錯導(dǎo)致了固溶后低溫冷軋比固溶時效后低溫冷軋具有更高的強(qiáng)度。

圖3 厚度減小80%時6061合金和6063合金的EBSD顯微照片[8]Fig.3 EBSD micrographs and misorientation angle histograms of 6061 alloy and 6063 alloy at 80% of thickness reduction[8]

1.3 耐熱性能的研究

近百年來科學(xué)技術(shù)的迅速發(fā)展，對耐熱鋁合金的高溫耐熱性能也提出了更高的要求。在航空航天及汽車工業(yè)領(lǐng)域中，隨著近30年飛機(jī)制造業(yè)的發(fā)展，飛機(jī)的設(shè)計方法及準(zhǔn)則已經(jīng)發(fā)生了很大的改變，這些變化導(dǎo)致飛機(jī)制造業(yè)對于材料有了更高的要求[10]。目前世界范圍內(nèi)的航空、航天及汽車工業(yè)，幾乎所有重要的核心部件都需要應(yīng)用耐熱鋁合金材料。對Al-Mg-Si系合金進(jìn)行改性的方法[2]目前有兩類：一類是對其進(jìn)行微合金化來改善合金組織及性能；另一類是通過熱處理工藝來提高合金的力學(xué)性能。

ZhangZichen[11]等將Sc加入Al-Si-Mg合金中，研究發(fā)現(xiàn)Al3Sc和納米Si顆粒對位錯運(yùn)動有釘扎作用，位錯末端位于晶界，從而形成變形子結(jié)構(gòu)，子結(jié)構(gòu)與納米顆粒之間的相互作用增強(qiáng)了基體，合金的工作溫度由185℃提升至200 ℃。

金曼[12]等在6082鋁合金添加微量Zr元素，發(fā)現(xiàn)在添加Zr的6082鋁合金中有一些方片狀的析出粒子,根據(jù)其衍射花樣圖片可以確定為亞穩(wěn)的Al3Zr粒子。相關(guān)文獻(xiàn)指出,細(xì)小、彌散亞穩(wěn)的Al3Zr粒子與基體有很好的共格關(guān)系,并且非常穩(wěn)定。在250 ℃保溫2 h后,添加Zr的6082鋁合金硬度比未添加Zr的硬度高些。這種現(xiàn)象說明，含Zr的6082鋁合金中析出的細(xì)小、彌散的Al3Zr粒子與Al基體共格,可以有效阻礙位錯的滑移及晶界運(yùn)動,從而阻礙晶粒長大；同時,這些細(xì)小的Al3Zr粒子具有良好的熱穩(wěn)定性,不容易在保溫過程中粗化和長大。

單一元素的微合金化作用存在一定的局限性，復(fù)合添加兩種或兩種以上的微合金化元素可以更好地發(fā)揮合金元素的作用[13-14]。Ocenasek V[15]研究在含Sc和Zr的冷加工AA5754鋁合金上進(jìn)行的退火實(shí)驗(yàn)結(jié)結(jié)果表明，含Sc、Zr合金再結(jié)晶晶粒細(xì)小，不易長大。AA5754鋁合金在360 ℃退火5 min后完全再結(jié)晶，而含有w(Sc)=0.25%和w(Zr)=0.08%的AA5754鋁合金即使在520 ℃退火8h，也能抵抗再結(jié)晶。

S.K.Shaha F[16]等向Al-Si-Cu-Mg合金中添加Ti、V和Zr元素，研究發(fā)現(xiàn)在合金中形成了熱穩(wěn)定性高的(AlSi)x(TiVZr)相，合金的耐熱溫度從170 ℃提升到了300 ℃。Chen Li[17]等研究Mn對6082鋁合金的影響，發(fā)現(xiàn)在400 ℃下進(jìn)行峰值沉淀處理2 h后，大量α-Al(MnFe)Si彌散相沉淀，大大提高了鋁合金耐熱性。

Gongwang Zhang[18]等研究含Mn和Cr的Al-Mg-Si-Cu鋁合金的再結(jié)晶過程，實(shí)驗(yàn)表明，在均勻化過程中形成的Mn和含Cr的α-Al(Mn，Cr，F(xiàn)e)Si彌散相對位錯和晶界有很強(qiáng)的釘扎作用，并在兩種合金熱變形過程中，抑制了合金的恢復(fù)和再結(jié)晶過程，阻礙晶粒長大，顯著提高了鋁合金的耐熱性能。徐義[19]等研究了Mn和Cr共同作用下對6×××耐熱鋁合金再結(jié)晶過程的影響，發(fā)現(xiàn)Mn和Cr含量越高，均勻化過程中析出具有高熱穩(wěn)定性的α-Al(FeMnCr)Si強(qiáng)化相，抑制再結(jié)晶效果越顯著。J.Hernandez-Sandoval[20]等研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)Ni和Zr同時加入Al-Si-Cu-Mg合金時，由于熱穩(wěn)定性好的Al3CuNi相和Al3Zr相的存在，合金的抗拉強(qiáng)度在300 ℃下比不添加Ni、Zr的高出近30%。

方劍[21]等對Al-Mg-Si-Zr系耐熱鋁合金鑄錠采用不同制度的塑性變形和熱處理，并分析其對耐熱性能的影響。如圖4所示，可以發(fā)現(xiàn)耐熱合金80%和50%變形量的晶粒尺寸比20%的明顯更加細(xì)小、均勻，因?yàn)楹琙r的6063鋁合金的主要耐熱相為Al3Zr，所以可以進(jìn)行合理推測，在熱處理中Al3Zr相大量析出的前提下，冷變形前基體中仍存在未完全脫溶的Al3Zr相，并且因?yàn)檩^大密度位錯而彌散析出，起到了阻礙晶粒長大、抑制再結(jié)晶從而提升合金耐熱性[22]。

合適的固溶工藝將會最大限度地固溶強(qiáng)化相，提升鋁合金基體的熱穩(wěn)定性，并造成晶格畸變，阻礙位錯及滑移的運(yùn)動；通過時效處理，共格或半共格的亞穩(wěn)相質(zhì)點(diǎn)在一定溫度下從過飽和的固溶體中析出，能夠釘扎位錯，起到彌散強(qiáng)化的效果；均勻化處理可以使彌散相更加細(xì)小，彌散分布更加均勻，進(jìn)一步提升鋁合金的耐熱性能。例如在Al-Si-Cu-Mg合金中，固溶(495 ℃90 min，水冷)處理促進(jìn)Si、Cu、Mg原子固溶于基體中，過剩的Si相粒狀化；時效(170 ℃4 h，空冷)使均勻細(xì)小的θ″和Q′相大量析出，顯著提升了鋁合金的綜合性能。

蒙毅[23]等研究AA6069(Al-Mg-Si)鋁合金的最佳熱處理工藝表明，不同制備工藝的合金其最佳熱處理工藝制度也不同。通過低頻電磁半連續(xù)鑄造方式制備的AA6069鋁合金相對較優(yōu)的均勻化制度為560 ℃/24 h、空冷；而通過擠壓制備的合金較好的熱處理制度為560 ℃2 h固溶+水淬+170 ℃12 h時效。6082鋁合金的固溶溫度為480 ℃～540 ℃時，組織得到明顯細(xì)化，且伴隨大量均勻細(xì)小彌散相析出，耐熱性能得到提升[24]。同時，彌散體的尺寸和分布受均勻化過程的強(qiáng)烈影響[25]。在Al-Si-Cu-Mg鋁合金中加入Mn元素，T6固溶過程中完全溶解了Al2.8Cu和Al14.9SiCu4.9相，而Al13.8Si4.5CuMg4和Al26Si4.1Cu1.1MgFe1.4Mn2.6相部分溶解。同時，經(jīng)過T6熱處理后，Al59.2Si9.2CuFe3.4Mn6.3相轉(zhuǎn)變?yōu)棣?Al15(FeMn)3(Si)2[26]相。

圖4 Al-Mg-Si-Zr鋁合金400 ℃退火2 h的組織照片F(xiàn)ig.4 Microstructures of Al-Mg-Si-Zr aluminum alloy annealed at 400 ℃ for 2 h

2 發(fā)展趨勢

雖然國內(nèi)外關(guān)于6×××系鋁合金的研究已經(jīng)比較成熟，但是該系合金仍存在許多問題有待解決，比如在高溫下的強(qiáng)度不太理想，這嚴(yán)重限制了該系合金的使用范圍。鋁合金面臨的挑戰(zhàn)，如何實(shí)現(xiàn)室溫性能和高溫性能的最佳結(jié)合？如何進(jìn)一步增強(qiáng)高溫性能？如何增加分散劑的體積分?jǐn)?shù)？怎么將分散體的尺寸細(xì)化到幾個納米？如何使強(qiáng)化效果最大化？怎樣才能以成本效益的方式達(dá)到目標(biāo)？在鋁合金中的分散體強(qiáng)化長期以來一直被忽略，因?yàn)殡y以實(shí)現(xiàn)高密度的細(xì)分散體。最近的研究表明，使用過渡元素(Mn、Mo等)和適當(dāng)?shù)臒崽幚恚梢源龠M(jìn)α-Al(Mn，F(xiàn)e)Si分散體的沉淀。到目前為止，300 ℃熱加工屈服強(qiáng)度可以加倍。長期熱穩(wěn)定性可以提高到350 ℃。在鍛造和變形中都能顯著提高抗蠕變性。為了開發(fā)耐高溫鋁合金，需要繼續(xù)努力在鋁基體中獲得細(xì)小致密的分散體。在研究過程當(dāng)中需要深刻剖析微合金化元素的強(qiáng)化機(jī)制、彌散相的組成。同時，許多過渡族元素如Sc，其價格高昂，會阻礙其在耐熱鋁合金中的應(yīng)用，但研究兩種或兩種以上元素的添加不僅可以更好發(fā)揮耐熱性的強(qiáng)化作用，且不同微合金化元素可以進(jìn)行替代進(jìn)而降低成本，十分具有商業(yè)開發(fā)的價值。

3 結(jié)束語

綜述了微合金元素、加工工藝對6×××系鋁合金組織及性能的影響及其耐熱性能的研究現(xiàn)狀，展望了高強(qiáng)耐熱6×××鋁合金的前景，為開發(fā)新型高強(qiáng)耐熱6×××鋁合金提供依據(jù)。