关于热顶铸造6082合金圆铸锭表层成分偏析的研究

2019-04-08沈国新刘金辉周桂山

铝加工 2019年6期

沈国新，刘金辉，周桂山，张迪，曹威

（广东兴发铝业（河南）有限公司，焦作454550）

关键字：热顶铸造；6082合金；圆铸锭；表层；成分偏析

0 前言

6082合金属于Al-Mg-Si系热处理可强化铝合金，具有中等强度、良好的焊接性能和耐腐蚀性，主要用于交通运输和结构工程工业，如桥梁、起重机、屋顶构架和冷藏集装箱等。近年来，随着国家提倡节能减排，6082合金在集装箱、车辆轻量化、代替钢铁部件的工业应用中迅速发展。

姜庆、李群对Al-Mg系5052合金表层成分偏析进行的研究表明，铸锭表面成分Mg偏析严重，表层1mm处Mg的含量为正常基体的2倍左右，从表皮到中心方向逐步下降至基体成分，属于典型逆偏析[1]。

朱光磊等人对Al-Si系4032合金表层成分偏析进行研究。结果表明，铸锭表层Si成分先降后升，当检测厚度达2.5mm时趋近基体的固定值。整体成分偏析规律呈正偏析[2]。

4032、5052是典型的工业材，合金成分较高，4032合金Si含量12%，5052合金Mg含量2.5%，合金成分高偏析现象明显，对最终产品性能的影响更为明显，故研究比较充分。6082合金中Si、Mg元素含量都不到1%，偏析范围小不明显，对型材力学性能的影响也是时隐时现，常常被人忽略，误以为是热处理工艺问题。经过长期跟踪和大量数据的积累，发现大规格直径6082表层化学成分存在一层不同于正逆偏析的特殊宏观偏析层。

1 实验方法

实验材料6082圆铸锭规格为φ292mm×6800mm；均质棒、白棒各一组。基体成分测量采用斯派克直读光谱仪直接测量，径向取12点取平均值，作为基体成分。为了克服能谱扫描区域激发范围不足，我们采用的是分光度化学分析的方法，逐层车削取样，逐层检测。化学分析的优点是可以测出整个区域的平均成分，避免组织不均匀引起的成分偏析带来的影响。对表层铝棒取样做金相检测，分析金属内部组织结构，分析形成机理。

2 实验结果

2.1 圆铸锭径向成分分布光谱分析结果

光谱分析结果见表1所示。

从表1中可看出均质棒、白棒的成分在误差内基本一致，误差范围很小。生产实际中，我们积累的大量光谱分析数据表明，合金成分在径向分布是基本均匀的，不存在明显偏析规律。

表1圆铸锭径向成分（质量分数/%）

2.2 圆铸锭表层化学分析结果

6082的Si、Mg、Mn是根据分光度化学分析来检测的。由于光电直读光谱的激发孔径为12mm，有效区域直径为9mm。光谱仪无法检测表层化学成分，故只能通过化学手段检测。6082合金的基体成分为光谱检测结果。检测结果如表2、表3所示。其分布情况如图1、图2所示。

表2φ292-6082白棒表层主要成分

表3φ292-6082均质棒表层主要成分

图1φ292-6082白棒表层主要成分分布

图2φ292-6082均质棒表层主要成分分布

从上述检测结果可得出：

（1）φ292-6082圆铸锭表层存在明显有规律的偏析层。该偏析层属于宏观偏析，不能通过成分均匀化热处理消除，均质棒与白棒分布规律相同，不属于逆偏析的范畴。

（2）偏析层中Si、Mg元素偏析规律及程度存在高度一致的正相关，变化曲线呈“勺子”形状分布，先高后低再上升到基体成分。表层偏析层1mm厚度偏析最为严重，Si、Mg含量约为基体成分含量的2倍，其中Si含量更高；然后元素含量快速下降，一直下降到低于基体成分16%，保持一定的范围，然后逐渐回升到与基体成分接近；Mn的偏析规律相似，但偏析程度相对很微小。

（3）圆铸锭偏析层厚度约为6mm。在距离边缘0～1mm的厚度层，Si、Mg成分含量非常高，约为正常基体成分的2倍。在1～2mm厚度处，成分偏析迅速减少，与基体成分接近而略高；在2～4mm处，成分偏析出现了反转的现象，Si、Mg含量要明显低于基体成分，下降了约16%；在4～5mm厚度处，Si、Mg成分开始回升，接近基体成分；在5～6mm处，成分与基体成分基本一致；6mm之外，由于可以通过光谱仪直接分析化学成分，结果没有发现偏析现象。

（4）大量实验证实，φ292-6082圆铸锭表层偏析层是有规律性的、可重复出现的偏析现象。

3 表层成分偏析的形成机理

为了研究6082圆铸锭表层成分偏析的形成机理，我们将圆铸锭（未均质）表层取样做金相分析并对热顶铸造结晶凝固过程进行了深入分析。

3.1 金相检验结果

将金相样品测试面经磨光抛光+电解抛光后，进行金相显微组织分析，得到图3、图4和图5金相图。

图3细晶区（未均质）

图4过渡晶区（未均质）

图5正常晶区（未均质）

分析上述各金相图后可知：

（1）图3是铸锭最表层的金相图，可看出在铸锭最表面约0～2mm区间存在一层晶粒非常细小的区域，区域内有大量丰富的树枝晶网络结构，呈骨骼树枝状生长。晶界大量分布聚集着Mg2Si及其他杂质相，偏析区共晶的体积比例远高于正常基体组织。晶界间还含有大量空隙和较大的空洞。

（2）图4是过渡晶区，细小的树枝晶过渡到粗大的等轴晶，与正常晶粒一致，晶界网络明显减少，晶界第二相及其他相明显减少。图5是正常基体的金相组织。

将金相样品测试面经磨光抛光+电解抛光/碱液腐蚀后进行体视镜观察。观察结果如图6～图9所示。

由于细晶区已覆盖整个100倍视场，偏析层厚度无法正常测出，故改用放大倍数较低的体视镜进行测量，整个偏析层的原貌可以很直观呈现出来。

正如图6～图9所示，可以很清晰表现出圆铸锭偏析层各层之间的原貌。0～1mm厚度处是密集的细晶区，溶质成分要远高于基体化学成分。约2mm处为细晶区过渡区，所以化学成分迅速下降，与基体接近但略高出。在2～4mm厚度层内，Si、Mg元素含量明显低于基体成分。从图中可以明显看出，在相同的腐蚀条件下无论是电解抛光还是碱蚀，该厚度层腐蚀程度明显高于表层及正常基体。到6mm处，腐蚀情况与基体相同。

图6电解抛光

图7抛光后碱液腐蚀

图8电解抛光

图9抛光后碱液腐蚀

3.2 圆铸锭结晶凝固铸造过程

6082圆铸锭采用热顶铸造方式生产（见图10）。铸锭结晶凝固时热交换分为3个阶段：第一阶段，液态金属进入结晶器与石墨环接触，迅速进行热交换，快速凝固，形成硬壳；第二阶段，由于结晶器使铸锭快速凝固，而导致铸锭在径向产生收缩，铸锭与石墨环之间产生气隙，因为空气导热率减少，导致热交换急剧下降到最低；第三阶段，当铸锭从结晶器出来，受到喷水冷却时，热交换又剧烈进行，铸锭迅速凝固[3]。

图10热顶铸造示意图

在实际生产中，由于结晶器的冷却作用，靠近结晶器石墨环的铸锭首先凝固。由于凝固而产生的铸锭收缩，铸锭外壳离开石墨环，产生气隙使铸锭冷却速度减缓，导致液穴温度回升，凝固外壳产生局部软化和重熔现象，此时填充在枝晶间的和晶界的低熔点相，在金属液穴金属静压力的作用下，沿着枝晶间和晶粒间隙流到铸锭表面，形成偏析层[4]。当铸锭从结晶器出来，受到喷水冷却时，热交换又剧烈进行，铸锭迅速凝固。

圆铸锭模具结晶器的石墨环高度为30mm，到水孔位置10mm，水孔以一定倾角强倾向铸锭，使得铸锭在离开结晶器后，还要经过10mm距离才与冷却水直接接触。所以，从结晶器石墨环顶部到直接喷水冷却位置距离达50mm。在实际生产中，根据观察石墨环的痕迹，可以基本确定，在石墨环约10mm处，铸锭外壳就已经凝固收缩，形成气隙，铸锭第一阶段热交换结束。第二阶段热交换开始，从石墨环顶端10mm到距离直接喷水冷却位置约为40mm。按照φ292-6082铸锭速度为68mm/min，可以计算出第一阶段热交换时间约为8s，第二阶段热交换时间为35s，第三阶段热交换从水冷开始到铸造结束。

3.3 6082圆铸锭表层偏析的形成机理

从6082热顶铸造的结晶凝固过程可推导出铸锭表层偏析的形成过程：

（1）第一阶段冷却是从铸锭边缘向中心急剧冷却，形成细小晶粒，晶界间因为没有铝液及时补缩，出现微小缩孔。缩孔内部属于负压，重熔时会形成吸力，吸引晶界间的液体沿晶界网络向边缘移动。

（2）第二阶段热交换急剧下降导致液穴中铝液开始加热铸锭边缘，从中心到边缘壳层逐步出现软化及重熔。第二阶段时间长达35s，重熔过程有充分的时间进行。

（3）根据Al-Mg2Si二元平衡相图可看出，Al-Mg2Si共晶在595℃就熔化成液态，温度继续上升，晶粒溶解缩小，晶界扩大变宽。当晶界网络连通时，表层晶界上的显微缩孔的负压及液态金属静压力充当吸力及压力，将表层附近高溶质铝液推送到表面附近，造成表层0～2mm厚度成分偏高。从图3中可看出表层晶粒虽细小，但晶界宽大，网络发达，远超正常基体。

（4）表层2～4mm厚度层，由于冷却较边缘表层慢，结晶时有相对多溶质排出到晶界造成晶界溶质富集，晶粒内部溶质贫乏。当第二阶段热交换开始时，该区域晶界溶质富集区由于熔点低首先熔化，并逐步移动到铸锭表层附近，而晶界间则被基体铝液替代。该区域由溶质贫乏的晶粒加基体铝液组成。

（5）第三阶段冷却开始时，晶界间铝液重新凝固，晶粒长大，晶界缩小，但溶质富集的晶界间化合物转移到表层，替代的是基体成分，结果必然造成此区域成分低于基体成分。

（6）在6082合金中，Si、Mg元素以Mg2Si金属间化合物形式存在，并且Si元素相对过量，并在晶界会形成Al-Mg2Si共晶。

通过上述分析可以推断出，Si、Mg元素偏析规律及偏析程度会保持高度一致，而Si元素因为过量会导致偏析程度稍高，图1、图2中的实验结果与推断完全吻合。