1．前言

目前，鋁合金擠壓型材越來越廣泛地應用于汽車、船舶、鐵路、航空航天等工業領域及建筑民用領域，世界上95%的鋁型材是采用Al-Mg-Si系合金[1,2]，這主要是因為Al-Mg-Si系合金具有良好的成型性、焊接性和抗腐蝕性，同時具有中等強度，易于擠壓成各種復雜的型材。在民用建筑鋁型材生產中，廣泛使用的合金是屬于Al-Mg-Si系中的6061L(D30)和6063L(D31)鋁合金。在6063鋁合金中，Si和Fe的存在使得合金內部組織中出現多種AlFeSi 金屬間化合物[3,4]，其中占主導地位的是β-AlFeSi硬脆相[5,6]，呈粗片狀，易使合金鑄錠在加工成線材的過程中表面裂紋。為此，采用添加Sr元素的方法，改變AlFeSi 金屬間化合物，促進 β-AlFeSi轉變為α-AlFeSi轉變，對改善合金的綜合性能具有一定的實際意義。

2．試樣制備和試驗方法

熔煉合金的原料為99.8%高純鋁、工業純鎂、Al-Si中間合金、AlTiB細化劑及Al-Sr中間合金。將上述原料按一定量和添加順序置于石墨坩堝中，采用中頻感應爐升溫熔煉，熔煉溫度為720～760℃。當爐料軟化下塌時，均勻撒入二號覆蓋劑（40～50%KCl+25～35%NaCl+18～26%Na3AlF6），除渣。加入Al-5%Ti-1%B作晶粒細化處理時，升溫至740℃，通入氬氣精煉除氣，靜置后澆注。加入Al-10%Sr中間合金作變質處理時，分兩次除氣，分別為變質前與加入變質劑后。在預熱過的鑄鐵模中澆鑄成φ90×200mm的圓柱型鑄錠。試驗用合金一種沒有添加Sr，一種添加了0.034%的Sr作為變質劑，其具體化學成分見表1。

表1 Al-Mg-Si合金的化學成分

宏觀金相試樣在原鑄錠經去頭去尾后，沿兩端的橫向切取（厚為10mm），被檢查面在銑削加工后，堿蝕酸洗至顯示組織。采用POLYVAR-MET大型金相顯微鏡觀察合金宏觀組織與微觀組織中結晶相的分布，用Sirion 2000場發射掃

描電子顯微鏡觀察與分析試樣的顯微組織,二次電子成像加速電壓為20kV。擠壓態、擠壓+時效態以及擠壓+固溶+時效態未變質與變質合金樣品的力學性能測試中在CCS-220型電子萬能拉伸試驗機進行。

3．實驗結果與討論

3.1 變質合金宏觀組織觀察

圖1為變質合金鑄態的低倍宏觀組織，由圖可知，合金宏觀組織全部由等軸晶組成。

圖1 變質合金鑄態宏觀組織

Fig.1 Macrostructure of the modified alloy as cast

變質合金熔體在凝固過程中，等軸晶的形成是由于熔體處于較小的過冷度，各晶粒間同時長大，另一方面得益于合金中所添加的Al-Ti-B細化劑的細化作用。

3.2 變質合金金相組織觀察

變質合金鑄態的金相顯微組織如圖2所示。

圖2 變質合金鑄態金相

Fig.1 Microstructure of the modified alloy as cast

由圖2可知，合金典型的鑄態組織是由α-Al及主要分布在晶界及枝晶間的金屬間化合物組成。合金鑄態組織中枝晶網絡明顯，枝晶臂較為發達。變質合金鑄錠平均晶粒尺寸為100?m-140?m左右。

3.3 未變質與變質合金的掃描顯微組織

圖4為未變質合金和變質合金的鑄態掃描照片。

圖3 鑄態Al-Mg-Si合金掃描組織（未腐蝕）a)未變質合金 ；b)變質合金

Fig.3 SEM microstructure of cast Al-Mg-Si alloy (un-etched) a）un-modified；b）modified

從圖3（a）中可以看出，未變質合金中晶界與晶內存在大量不規則的桿狀、圓點狀的白色結晶相。晶粒間的白色結晶相尺寸較大，連接成枝晶網絡。相比之下，變質合金組織中白色結晶相顯著減少，晶粒與晶粒間的結晶相呈間斷分布，如圖3（b）所示。

為進一步分析研究合金組織中的物相組成及相成分，采用Sirion場發射掃描電鏡對鑄態合金的結晶相進行高倍觀察，其分析結果見圖4。從圖中可清晰觀察到沿晶界分布著長條狀相和圓點相，對這些結晶相進行能譜分析, 其合金元素的含量見表2。

圖4 Al-Mg-Si合金鑄態組織中金屬間化合物的能譜圖 a)未變質合金 b)變質合金

Fig.4 SEM microstructure of cast intermetallic compounds in Al-Mg-Si alloya）un-modified；b）modified

在未加鍶變質合金組織中存在大量層片狀AlFeSi相，甚至呈現粗大多角形塊狀和板狀，嚴重割裂合金基體，使合金的機械性能特別是塑性顯著降低，切削加工性能惡化。該合金組織中的Fe/Si為0.56，為β-AlFeSi結構，大量分布在晶界與晶內。

而加鍶變質合金中的AlFeSi相的數量、成分及形態均發生大幅度改觀。此時合金組織中的AlFeSi相明顯減少，Fe/Si變為1.47，為α-AlFeSi結構，呈圓棒狀與魚骨狀分布于晶內，較未變質鋁合金組織中所含的AlFeSi相Si百分比顯著下降{9-10]。同時，加鍶變質合金組織中所含的AlFeSi相圓鈍化，內部應力集中減小，與基體間產生較強的界面連接，在保證強度性能的前提下，增加了合金的韌性和耐蝕性。

表2 Al-Mg-Si合金鑄態組織金屬間化合物化學成分(原子分數％)

Tab.2 Chemical composition of intermetallic compounds in Al-Mg-Si alloy as cast(at,%)

3.4 未變質與變質合金的力學性能分析

擠壓態、擠壓+時效態以及擠壓+固溶+時效態的未變質與變質合金力學性能結果見表3。

表3 不同熱處理態下的Al-Mg-Si合金力學性能

Tab.3 Mechanical properties of Al-Mg-Si alloys with various heat treatment

根據表中數據可知，不同成分試樣經過熱處理之后，屈服強度與抗拉強度增大趨勢非常明顯，而延伸率有所下降。未變質擠壓態合金的抗拉強度最高為190，屈服強度為93，而加鍶變質的Al- Mg-Si合金次之（抗拉強度為173，屈服強度為73），但Al-Mg-Sr-Ti合金比Al-Mg-Si-Ti合金的延伸率要高出47%。時效處理后，未變質與變質合金的強度與延伸率與擠壓態相比有所變化，抗拉強度與屈服強度均有所上升，但其延伸率下降，這是由于合金在時效熱處理后，彌散的強化相從基體中析出，起到了彌散強化的效果。兩種合金在經過固溶和時效熱處理后，抗拉強度與屈服強度均達到峰值，同時均保持了較好的延伸率。值得注意的是，在現有產品Al-Mg-Si-Ti合金（6063合金）的基礎上添加Al-Sr中間合金[11]后，屈服強度與抗拉強度均有所提高，并且其延伸率也符合產品的標準。

4．結論

采用金相顯微鏡（OM），掃描電鏡（SEM）及能譜分析儀（EDS）對Al-Sr中間合金對Al-Mg-Si合金的變質效果進行了對比研究。試驗結果表明，添加Al-Sr變質劑對合金組織中所含的AlFeSi相起到了一定的變質作用，AlFeSi相呈魚骨狀，邊緣圓鈍化，內部應力集中減小，與基體間產生較強的界面連接，在保證力學性能的前提下，提高了鋁型材的韌性和耐蝕性。

1）Al-Sr中間合金的添加，對Al-Mg-Si合金組織中所含的AlFeSi相起到了一定的變質作用。鍶變質后的AlFeSi相由板片狀轉變為魚骨狀，邊緣圓鈍化，內部應力集中減小，與基體間產生較強的界面連接，在保證強度性能的前提下，增加合金的韌性和耐蝕性。

2）鍶變質后的Al-Mg-Si合金與未變質合金相比，擠壓態具有較高的延伸率，在經過固溶時效熱處理之后，其屈服強度與抗拉強度均有所提高，同時保持良好的延伸率。