Si和熱處理對(duì)光伏支架用5005鋁合金型材組織與性能的影響

王 崗，李 進(jìn)，郝菊萍

(廣亞鋁業(yè)有限公司，廣東 佛山 528237)

面對(duì)清潔能源、經(jīng)濟(jì)可持續(xù)發(fā)展等的需要，具有資源豐富和可持續(xù)利用等優(yōu)點(diǎn)的太陽(yáng)能近年來得到較快發(fā)展。鋁合金因?yàn)槊烙^、輕便、耐蝕等特點(diǎn)，已經(jīng)成為太陽(yáng)能光伏支架領(lǐng)域主要用材之一。5×××系變形鋁合金，具有良好的耐腐蝕性能、導(dǎo)熱性能、焊接性能、伸長(zhǎng)率高等特點(diǎn)，常用作電子外殼、建筑飾件、儀表板、船用型材等[1-2]。5005鋁合金除了以上優(yōu)點(diǎn)之外，該合金的陽(yáng)極氧化膜非常明亮，并與 6063 鋁合金的色調(diào)一致，因此已經(jīng)大量應(yīng)用在太陽(yáng)能光伏支架領(lǐng)域[3]。

作為一種熱處理不可強(qiáng)化鋁合金，5005鋁合金一般以Mg元素的固溶強(qiáng)化為主，時(shí)效過程中Mg2Al3或Mg5Al8相析出形核困難，核心少，析出相粗大，強(qiáng)化效果弱[4-7]，合金的強(qiáng)度較低。根據(jù)GB/T 6892《一般工業(yè)用鋁及鋁合金擠壓型材》可知，5005-H112鋁合金型材的抗拉強(qiáng)度Rm≥100 N/mm2、屈服強(qiáng)度Rp0.2≥40 N/mm2、伸長(zhǎng)率A≥16%。偏低的強(qiáng)度限制了該合金在太陽(yáng)能光伏支架領(lǐng)域作為支撐件的應(yīng)用。因此適當(dāng)?shù)卦黾庸倘軓?qiáng)化、第二相強(qiáng)化等強(qiáng)化機(jī)制的效果，來提升5005鋁合金的整體性能顯得極為必要。本文作者通過合金成分和熱處理制度的優(yōu)化，顯著增加了光伏支架用5005鋁合金型材的強(qiáng)度和硬度，并對(duì)相應(yīng)的強(qiáng)化機(jī)制和析出動(dòng)力學(xué)進(jìn)行了簡(jiǎn)要分析，為擴(kuò)展5×××鋁合金的應(yīng)用提供一種思路。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

使用熱頂鑄造方法，以高純鋁錠、Al-Si中間合金、Mg錠及Al-5Ti-B絲為原料，制取低Si(編號(hào)為1#)和高Si(編號(hào)為2#)兩組成分的圓鑄錠，熔鑄工藝流程：熔煉→調(diào)控成分→精煉→除氣→陶瓷板過濾→鑄造。合金鑄錠的具體成分見表1。

表1 實(shí)驗(yàn)5005鋁合金鑄錠的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of 5005 aluminum alloy ingot for test(wt/%)

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

將圓鑄錠分別在480 ℃、530 ℃和630 ℃均勻化處理10 h，隨后在18 MN正向擠壓機(jī)上熱擠壓成型材、并在線淬火，擠壓工藝見表2。然后在空氣爐中分別于175 ℃、185 ℃、195 ℃和205 ℃時(shí)效2 h～48 h。使用MR5000顯微鏡進(jìn)行金相分析，腐蝕溶液為Keller試劑。使用310HVS-5數(shù)顯硬度計(jì)進(jìn)行顯微硬度測(cè)量，每個(gè)樣品測(cè)5個(gè)點(diǎn)取平均值。使用Sigma 2008A數(shù)字電導(dǎo)率儀測(cè)量導(dǎo)電率，每次測(cè)量前均進(jìn)行校準(zhǔn)。使用GP-IS2000M電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)量力學(xué)性能，使用了引伸計(jì)以便于確定屈服點(diǎn)。

表2 型材擠壓工藝Table 2 Profile extrusion process

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 Si元素對(duì)型材性能的影響

圖1為1#和2#合金型材在不同時(shí)效制度下的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度。由圖1可知，1#合金型材未時(shí)效時(shí)強(qiáng)度最低，在時(shí)效溫度195 ℃，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，強(qiáng)度緩慢升高隨后降低，最高增加約20 N/mm2，呈現(xiàn)出較弱的時(shí)效析出強(qiáng)化效果。略微不同的是，2#合金型材的強(qiáng)度也是在未時(shí)效時(shí)最低，隨著時(shí)效時(shí)間增加強(qiáng)度呈先升后降的趨勢(shì)，在195 ℃時(shí)效超過5 h后其強(qiáng)度稍微降低，表現(xiàn)出一定的過時(shí)效特征。但是對(duì)比相同時(shí)效制度下的1#和2#合金型材，可以發(fā)現(xiàn)后者比前者的整體強(qiáng)度明顯高一些，表明增加Si元素含量對(duì)5005鋁合金型材的強(qiáng)度提升效果明顯。

圖1 1#和2#合金型材在不同時(shí)效制度處理后的強(qiáng)度性能Fig.1 Strength properties of 1# and 2# alloy profiles treated by different aging systems

2.2 鑄錠均勻化處理制定

一般而言，在Al-Mg合金中Si都是作為雜質(zhì)進(jìn)行控制的，因?yàn)镾i會(huì)對(duì)合金的耐腐蝕性和塑性造成不利影響，加入過多的Si不恰當(dāng)[8]。而在太陽(yáng)能光伏支架領(lǐng)域，因?yàn)?005鋁合金需要額外進(jìn)行陽(yáng)極氧化處理以提高其耐腐蝕性能，所以Si的適量增加是可行的。同時(shí)，為了改善合金的塑性及可加工性能，可采用合適的均勻化處理制度來實(shí)現(xiàn)。

在大規(guī)模工業(yè)生產(chǎn)中，Al-Mg合金鑄錠的均勻化溫度一般控制在445 ℃～475 ℃，并根據(jù)Mg含量的多少進(jìn)行調(diào)整[9]。5005鋁合金中Mg含量相對(duì)較低，因此可以考慮采用更高的均勻化溫度，以提升均勻化處理效果和擠壓生產(chǎn)效率。

圖2為2#合金鑄錠經(jīng)不同均勻化處理的顯微組織。由圖2可知，5005鋁合金在鑄態(tài)下呈現(xiàn)明顯的元素偏析，這是在熱頂鑄造過程中造成且不可避免的。當(dāng)鑄錠在480 ℃保溫10 h均勻化處理后，可以發(fā)現(xiàn)偏析現(xiàn)象明顯減弱，合金元素發(fā)生了一定的擴(kuò)散。當(dāng)均勻化溫度進(jìn)一步升高，在530 ℃保溫10 h后，鑄錠的元素偏析情況得到更明顯的改善，枝晶特征在逐步消失。溫度更高情況下，在630 ℃保溫10 h，晶界處出現(xiàn)明顯的三角形復(fù)熔區(qū)，合金已經(jīng)發(fā)生過燒。綜合考慮均勻化效果和生產(chǎn)效率，可以認(rèn)為530 ℃10 h的均勻化制度可行。

圖2 2#合金鑄錠經(jīng)不同均勻化處理的顯微組織Fig.2 Microstructures of 2# alloy ingot under different homogenization treatments

2.3 時(shí)效處理對(duì)型材性能的影響

為了進(jìn)一步提升合金型材的性能，對(duì)合金的時(shí)效制度進(jìn)行了優(yōu)化，測(cè)量了不同時(shí)效制度下合金型材的顯微硬度。2#鋁合金在175 ℃、185 ℃、195 ℃、205 ℃時(shí)效不同時(shí)間后顯微硬度的變化趨勢(shì)相同，均呈現(xiàn)出隨著時(shí)效時(shí)間增加顯微硬度先升高后降低的趨勢(shì)(圖3)。但是不同溫度下的峰值時(shí)效點(diǎn)不同，在175 ℃時(shí)效8 h達(dá)到時(shí)效硬度峰值，在185 ℃時(shí)效6 h達(dá)到硬度峰值，而在195 ℃和205 ℃時(shí)效4 h就已經(jīng)到達(dá)了硬度峰值，溫度越高達(dá)到硬度峰值的時(shí)間越短。顯微硬度最高點(diǎn)出現(xiàn)在185 ℃時(shí)效6 h，顯微硬度為61.2 HV。測(cè)量該時(shí)效制度下合金的力學(xué)性能，分別為抗拉強(qiáng)度175 N/mm2、屈服強(qiáng)度128 N/mm2、伸長(zhǎng)率17.7%。對(duì)比圖1中1#合金未時(shí)效的力學(xué)性能(抗拉強(qiáng)度120 N/mm2、屈服強(qiáng)度63 N/mm2、伸長(zhǎng)率26.9%)，可以發(fā)現(xiàn)2#合金的抗拉強(qiáng)度提升了55 N/mm2，屈服強(qiáng)度提升了65 N/mm2，同時(shí)仍保留了較高的伸長(zhǎng)率。

圖3 2#合金型材在不同時(shí)效熱處理下的顯微硬度Fig.3 Micro-hardness of 2# alloy profile treated by different aging systems

2.4 時(shí)效處理對(duì)型材組織的影響

因?yàn)镾i元素含量的增加，5005鋁合金的力學(xué)性能得到提高，時(shí)效析出強(qiáng)化的效果變得顯著。對(duì)1#和2#鋁合金型材經(jīng)過195 ℃保溫5 h時(shí)效處理后的顯微組織進(jìn)行分析，見圖4。

圖4 1#和2#合金型材在195 ℃5 h時(shí)效處理后的金相顯微組織Fig.4 Metallographic microstructure of 1# and 2# alloy profiles after aging at 195 ℃ for 5 h

由圖4可知，經(jīng)過擠壓、在線淬火和時(shí)效處理后，1#和2#鋁合金型材組織以不完全再結(jié)晶組織為主，晶粒尺寸為130 μm左右，1#和2#合金型材金相組織的差異不明顯。

3 分析與討論

3.1 強(qiáng)化機(jī)制

鋁合金的強(qiáng)化機(jī)制一般可以分為四種，即固溶強(qiáng)化、加工硬化、細(xì)晶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化。因?yàn)楸驹囼?yàn)中合金型材沒有進(jìn)行額外的冷變形處理，無(wú)須考慮加工硬化。根據(jù)圖4可知，1#和2#合金型材的晶粒尺寸差異不大，細(xì)晶強(qiáng)化因素可以忽略。因此，分析2#合金型材比1#合金型材強(qiáng)度性能高的原因，可以從固溶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化兩個(gè)方面考慮。

與圖1類似，測(cè)量1#和2#合金型材經(jīng)在不同時(shí)效制度處理后的硬度值作為合金的性能表征，具體見圖5。

圖5 1#和2#合金型材在不同時(shí)效制度處理后的硬度Fig.5 Hardness of 1# and 2# alloy profiles treated by different aging systems

由圖5可知，即使1#和2#合金型材均不時(shí)效，2#合金型材的硬度也大于1#合金型材的，這是與Si含量的不同有關(guān)。因?yàn)槲唇?jīng)時(shí)效處理，所以主要是固溶強(qiáng)化的機(jī)制起作用。在隨后時(shí)效處理中，Si元素逐步析出，Si元素產(chǎn)生的固溶強(qiáng)化效果減弱，而第二相強(qiáng)化作用變大。

以1#合金型材未時(shí)效狀態(tài)的性能35.9 HV為基準(zhǔn)，分析計(jì)算出不同狀態(tài)下合金型材性能的變化率，見表3。

表3 1#和2#合金型材在不同時(shí)效制度處理后的硬度增加率(%)Table 3 Hardness increasing rate of 1# and 2# alloy profiles treated by different aging systems(%)

由圖5和表3可知，對(duì)于1#合金型材，隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，其硬度先升高后降低，硬度增加的機(jī)制是第二相強(qiáng)化；因?yàn)镾i元素含量較少，第二相強(qiáng)化導(dǎo)致的硬度增加率最大達(dá)到了14%。相對(duì)應(yīng)的，2#合金型材未時(shí)效時(shí)硬度增加了3%，這是由Si元素的固溶強(qiáng)化機(jī)制引起的；隨著時(shí)效的進(jìn)行，硬度先增加后降低，固溶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化共同作用，硬度增加率最大達(dá)到了62%；考慮到時(shí)效過程中Si元素會(huì)從鋁基體中析出，其固溶強(qiáng)化效果會(huì)減弱、對(duì)硬度增加的實(shí)際貢獻(xiàn)是低于3%的，故可以認(rèn)為2#合金型材在時(shí)效過程中硬度的增加是以第二相強(qiáng)化為主。

3.2 析出動(dòng)力學(xué)

鋁合金的導(dǎo)電率可以表征相變的轉(zhuǎn)化率f，并根據(jù)Avrami經(jīng)驗(yàn)方程描述合金隨時(shí)效時(shí)間變化對(duì)微觀組織的影響。兩合金型材的導(dǎo)電率見表4。

表4 1#和2#合金型材在不同時(shí)效制度處理后的導(dǎo)電率(%IACS)Table 4 Conductivity of 1# and 2# alloy profiles treated by different aging systems(%IACS)

由表4可知，在195 ℃，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，1#和2#合金型材的導(dǎo)電率變化趨勢(shì)是相同的，均是逐步升高。但是對(duì)比相同時(shí)效制度下的1# 和2#合金可以發(fā)現(xiàn)，未時(shí)效時(shí)1#合金型材的導(dǎo)電率高于2#合金型材的，這是因?yàn)?#合金的Si含量多一些、合金化程度高一些，對(duì)電子的散射效果更明顯所致。與之不同的是，當(dāng)進(jìn)行時(shí)效處理后，2#合金的導(dǎo)電率反而整體比1#合金的高。這可能是因?yàn)?#合金中Si含量更高，在時(shí)效過程中隨著Si元素的析出形成強(qiáng)化相Mg2Si，導(dǎo)致更多的Mg元素伴隨著從鋁基體中脫溶，減少了對(duì)電子運(yùn)動(dòng)的阻礙，表現(xiàn)出2#合金型材的導(dǎo)電率高一些。

鋁合金在時(shí)效過程發(fā)生了固態(tài)相變，伴隨有合金元素的脫溶。對(duì)于此類鋁合金在時(shí)效過程中的析出動(dòng)力學(xué)，通常可以用Avrami經(jīng)驗(yàn)方程(1)進(jìn)行分析：

f(t)=1-exp(-ktn)

(1)

式中：

f—轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù)；

k、n—均為系數(shù)；

t—時(shí)間。

分別以表4中1#和2#合金未時(shí)效時(shí)的導(dǎo)電率值作為轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù)f=0的基準(zhǔn)，以經(jīng)過195 ℃48 h時(shí)效處理后的導(dǎo)電率值作為轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù)f=100%，即認(rèn)為析出已經(jīng)完全。使用Avrami經(jīng)驗(yàn)方程(1)擬合1# 和2#合金的析出動(dòng)力學(xué)S曲線，結(jié)果見圖6。

圖6 1#和2#合金的S曲線Fig.6 S curves of 1# and 2# alloys

由圖6可知，1#和2#合金的S曲線相似。其中1#合金的k=0.48，n=0.75；2#合金的k=0.48，n=0.78。資料顯示，k決定于溫度、晶粒大小等，n決定于相變類型，n值為0.5時(shí)是片狀物增厚，n值為1時(shí)是針狀物增厚[10]。1#和2#合金的k值相同，這與兩者時(shí)效溫度相同、晶粒大小接近有關(guān)。1# 和2#合金的n值分別為0.75和0.78，說明兩種合金的相變類型相似，都是片狀物增厚和針狀物增厚同時(shí)存在，但已經(jīng)發(fā)生了一些改變。因?yàn)?#合金Si元素的增加，有一部分的強(qiáng)化析出物是由片狀物增厚變成了針狀物增厚。

4 結(jié) 論

1)5005鋁合金中增加適量的Si含量和采用合適的時(shí)效制度可以有效提高合金的強(qiáng)度，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度最多分別增加55 N/mm2和65 N/mm2，同時(shí)仍保留了較高的伸長(zhǎng)率。

2)高Si 5005鋁合金時(shí)效過程中強(qiáng)度性能提升的強(qiáng)化機(jī)制為第二相強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化共同作用，最大提升為62%。

3)合金的S曲線顯示，Si元素的增加略微改變了合金的相變類型，有一部分的強(qiáng)化析出物是由片狀物增厚變成了針狀物增厚。