Al-6Mg-0.52Mn-0.15Sc-0.1Zr合金鑄錠的均勻化退火及組織演變

曾俊錦，姜 鋒,，路麗英,3，龍夢(mèng)君，吳飛飛

(1.中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙 410083；2.中南大學(xué) 輕合金研究院，湖南 長(zhǎng)沙 410083；3.東北輕合金有限責(zé)任公司,黑龍江 哈爾濱 150060)

5×××系(Al-Mg-Mn)合金因其具有較好的力學(xué)性能、較高的抗腐蝕性能、優(yōu)良的焊接性能等優(yōu)點(diǎn)，成為高速列車(chē)、地鐵列車(chē)和航空航天等現(xiàn)代化交通運(yùn)輸工具的關(guān)鍵材料[1-2]。文獻(xiàn)[3-4]指出，Sc是鋁合金中最有效的微合金化元素。Sc在凝固過(guò)程中，形成與基體共格、半共格(晶格參數(shù)錯(cuò)配為0.27%)的Al3Sc粒子，充當(dāng)成核位點(diǎn)，能夠細(xì)化合金晶粒[5]。在隨后的均勻化退火過(guò)程中，析出細(xì)小彌散的二次Al3Sc粒子。粒子可以釘住晶界、亞晶界，產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化作用并提高合金抗再結(jié)晶能力[6]。退火溫度高于350 ℃時(shí)，Al3Sc粒子容易粗化[7]。合金可以在添加Sc的同時(shí)添加Zr，可以形成具有(Ll2)結(jié)構(gòu)的Al3(Sc,Zr)粒子[8]，該粒子由富Sc內(nèi)核和富Zr外殼組成，Zr原子代替部分Sc原子，減少Sc的含量。Al3(Sc,Zr)粒子提高合金熱穩(wěn)定性(降低顆粒的粗化率)，與Al的晶格錯(cuò)配度更小，可以強(qiáng)烈地阻礙位錯(cuò)、晶界和亞晶界的運(yùn)動(dòng)，從而導(dǎo)致合金的強(qiáng)度更大和再結(jié)晶溫度更高[9-10]。這類(lèi)合金是非熱處理強(qiáng)化合金，使用狀態(tài)多為軋制態(tài)和退火態(tài)，其制備工藝是熔鑄、均勻化退火、熱加工、冷加工、穩(wěn)定化退火。均勻化退火后的顯微組織決定后續(xù)加工組織，影響合金的最終性能。鑄錠的非平衡共晶相在軋制過(guò)程中容易產(chǎn)生帶狀組織，必須通過(guò)均勻化處理消除或降低鑄錠組織和成分的不均勻性，改善合金的熱加工塑性[11-12]。同時(shí)，合金均勻化在消除枝晶偏析和成分偏析之外，還要考慮到Al3(Sc,Zr)粒子的析出行為。本試驗(yàn)研究均勻化退火溫度和保溫時(shí)間對(duì)Al-6Mg-0.52Mn-0.15Sc-0.1Zr合金組織演變的影響，以獲得最佳均勻化工藝參數(shù)。

1 試驗(yàn)方法

采用鑄錠冶金法制備合金鑄錠。合金成分為Al-6Mg-0.52Mn-0.15Sc-0.1Zr，按照化學(xué)成分要求配料，爐料熔化、精煉后半連續(xù)鑄造成厚×寬為300 mm×1500 mm 的扁錠，試驗(yàn)用的均勻化試樣取自鑄錠中部。鑄錠的化學(xué)成分采用電感耦合等離子光譜發(fā)生儀檢測(cè)，檢測(cè)結(jié)果見(jiàn)表1。為了消除合金的成分偏析，并充分析出Al3(Sc,Zr)粒子，提高合金的性能，采用雙級(jí)均勻化制度。設(shè)定單級(jí)均勻化溫度分別為200 ℃、250 ℃、300 ℃、350 ℃、400 ℃和450 ℃，均勻化時(shí)間分別為1 h、2 h、6 h、8 h、12 h和24 h。均勻化溫度上限應(yīng)低于非平衡共晶相熔點(diǎn)。試樣加熱在馬弗爐中內(nèi)進(jìn)行，溫度誤差為±5 ℃，冷卻方式為出爐后空冷。

表1 試驗(yàn)合金鑄錠的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of the experimental alloy ingot(wt/%)

采用SDT-Q600差示掃描量熱儀(DSC)進(jìn)行DSC分析。硬度選用HBE-3000型布氏硬度試驗(yàn)機(jī)測(cè)定。金相樣品經(jīng)Keller試劑腐蝕后，在OLYMPUS GX71型光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行顯微組織觀察。在FEI Quanta 200型掃描電鏡上進(jìn)行背散射電子成像組織觀察。電導(dǎo)率測(cè)試選用D60K的數(shù)字電導(dǎo)率儀器測(cè)定。在H-80O透射電鏡上進(jìn)行透射電子顯微組織的觀察。

2 結(jié)果與討論

2.1 鑄錠DSC分析

圖1是合金鑄錠的DSC曲線(xiàn)，曲線(xiàn)中在450 ℃和629.5 ℃兩處出現(xiàn)吸熱峰，表明合金組織中低熔點(diǎn)非平衡共晶相熔化溫度為450 ℃，因此合金的均勻化退火溫度不得高于450 ℃。

圖1 合金鑄錠的DSC曲線(xiàn)Fig.1 DSC curve of alloy ingot

2.2 鑄錠顯微組織

圖2為合金鑄錠的金相組織。由圖2可知，鑄錠合金中晶界處十分清晰，同時(shí)，多晶界交接處出現(xiàn)細(xì)小的樹(shù)枝狀腐蝕痕跡，組織由樹(shù)枝晶和Al基體構(gòu)成，晶粒尺寸為30 μm～60 μm。圖3是鑄錠的SEM組織圖像和元素面分布圖。由圖3可知，合金中晶界上存在連續(xù)的非平衡共晶相(圖3a)。背散射電子顯微圖像顯示，合金組織中存在嚴(yán)重的成分偏析，A、B、C相分別為富Mg相(圖3b)、富Sc、Zr相(圖3c和3d)、富Fe、Mn雜質(zhì)相(圖3e和圖3f)。表2為鑄錠第二相能譜分析的二次相元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)。

圖2 合金鑄錠的金相組織Fig.2 OM structure of as-cast alloy ingot

表2 圖3a中第二相能譜分析(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 2 EDS of second phase in Fig.3a(wt/%)

2.3 均勻化退火處理對(duì)合金鑄錠硬度和電導(dǎo)率的影響

圖4為合金鑄錠在不同均勻化工藝條件下的硬度和電導(dǎo)率演變規(guī)律。由圖4a可知，硬度與均勻化退火溫度和時(shí)間的關(guān)系分為兩種情況：一是在均勻化溫度較低時(shí)(低于350 ℃)，硬度隨退火溫度升高而增加，隨退火時(shí)間的延長(zhǎng)而增加。二是在均勻化溫度較高時(shí)(等于和高于350 ℃)，在2 h內(nèi)硬度迅速增加，隨著均勻化時(shí)間延長(zhǎng)，硬度慢慢降低；硬度峰值會(huì)隨退火溫度升高而下降，達(dá)到硬度峰值的時(shí)間也會(huì)隨退火溫度升高而縮短。合金鑄錠單級(jí)均勻化在300 ℃12 h的處理?xiàng)l件下獲得最高的峰值硬度。

圖4 不同均勻化工藝條件下鑄錠的布氏硬度和電導(dǎo)率變化曲線(xiàn)Fig.4 Hardness and electrical conductivity variation curves of ingots under different homogenization processes

合金的硬度與溶質(zhì)原子的固溶強(qiáng)化，納米級(jí)Al3(Sc,Zr)粒子，β相(Al3Mg2)以及雜質(zhì)相(Fe,Mn相)等有關(guān)[13-14]。其中β相(Al3Mg2)是微米級(jí)別，其析出強(qiáng)化效果可以忽略，但基體過(guò)飽和度會(huì)因它的析出而下降，引起固溶強(qiáng)化減弱。雜質(zhì)相在均勻化過(guò)程中變化很小，不影響合金硬度。在均勻化過(guò)程中析出共格、半共格的Al3(Sc,Zr)粒子，粒子與鋁固溶體結(jié)構(gòu)和點(diǎn)陣參數(shù)幾乎一致。Al3(Sc,Zr)粒子在高溫條件下隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)容易發(fā)生粗化現(xiàn)象，使合金硬度降低。在200 ℃的單級(jí)均勻化處理?xiàng)l件下，由于溫度較低可以有效抑制析出的Al3(Sc,Zr)粒子長(zhǎng)大，但是此時(shí)均勻化溫度不利于過(guò)飽和固溶體的分解，基體中Al3(Sc,Zr)粒子析出較緩慢，對(duì)合金硬度提升的作用不明顯，合金硬度隨均勻化時(shí)間的延長(zhǎng)增加緩慢。在300 ℃的單級(jí)均勻化處理?xiàng)l件下，合金中的過(guò)飽和固溶體具有相對(duì)較快的析出速率，基體中粒子數(shù)量顯著增加，合金硬度上升較為明顯。在400 ℃的單級(jí)均勻化處理?xiàng)l件下，合金硬度初期提高是由于Al3(Sc,Zr) 粒子的析出強(qiáng)化，但隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，析出的粒子發(fā)生粗化，合金硬度開(kāi)始降低?？梢钥闯鯝l3(Sc,Zr)粒子的析出強(qiáng)化在均勻化硬度變化趨勢(shì)中起主導(dǎo)作用，它的析出強(qiáng)化可以抵消固溶強(qiáng)化的減弱。在300 ℃12 h的單級(jí)均勻化處理?xiàng)l件下合金獲得最佳的析出強(qiáng)化效果，單級(jí)均勻化為了得到更多的Al3(Sc,Zr)粒子，考慮單級(jí)均勻化溫度為300 ℃～350 ℃。

由圖4b可知，鑄錠單級(jí)均勻化處理過(guò)程中，電導(dǎo)率隨提高均勻化溫度的升高和保溫時(shí)間的延長(zhǎng)而單調(diào)上升。均勻化過(guò)程中，半連續(xù)鑄造的鑄錠組織過(guò)飽和固溶體分解，基體中析出彌散的二次Al3(Sc,Zr)粒子和Mg2Al3相。合金電阻率表示: Δρ=ρ0+Δρ固溶+Δρ析出+Δρ空位+Δρ位錯(cuò)+Δρ晶界，文獻(xiàn)[15]中研究表明，對(duì)電阻率影響最大的是Δρ固溶，其次為Δρ析出、Δρ晶界、Δρ空位、Δρ位錯(cuò)。對(duì)合金電阻率來(lái)說(shuō)，固溶在鋁基體中的溶質(zhì)原子的影響比析出的第二相大得多。激冷鑄造過(guò)程中Al基體中固溶了Mg、Mn、Sc、Zr元素，存在晶格畸變，此時(shí)Δρ固溶很大，同時(shí)Δρ空位也較大, 合金電導(dǎo)率低。均勻化處理過(guò)程中，一方面過(guò)飽和固溶體分解貧化，Δρ固溶減?。涣硪环矫?，析出的Al3(Sc,Zr)粒子對(duì)電子運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生散射，形成Δρ析出。相比之下，Δρ固溶的下降比Δρ析出要大，隨過(guò)飽和固溶體分解程度增加，合金電阻率下降、電導(dǎo)率上升。隨著提高均勻化退火溫度和延長(zhǎng)均勻化處理時(shí)間，過(guò)飽和固溶體分解越充分，基體的過(guò)飽和程度也越低，合金電導(dǎo)率提高得越多。因此均勻化溫度在400℃～450 ℃時(shí)，過(guò)飽和固溶體可以充分分解。

2.4 不同均勻化處理態(tài)鑄錠的顯微組織

圖5是合金鑄錠在不同溫度下均勻化24 h后的電鏡掃描顯微組織。由圖5可知，微觀結(jié)構(gòu)演變主要是由均勻化溫度決定的，隨著均勻化溫度升高，組織殘余相的體積分?jǐn)?shù)顯著降低，晶界變得更細(xì)，更清晰，沿晶界分布的連續(xù)殘余相已變?yōu)椴贿B續(xù)相，樹(shù)枝狀網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)減少，灰白色富Mg相分解，大多數(shù)殘留相均勻分布在基體α(Al)中。但是，當(dāng)均勻化溫度升至450 ℃時(shí)，晶界處的產(chǎn)生熔融化合物(圖5f)。根據(jù)微觀結(jié)構(gòu)的演變，晶界上非平衡相的回溶與均勻化溫度有關(guān)，提高均勻化溫度有利于非平衡相的回溶。但是高溫容易產(chǎn)生球化現(xiàn)象，可以認(rèn)為鑄錠均勻化處理的合適溫度不高于450 ℃。

圖5 合金鑄錠在不同溫度均勻化處理24 h后的SEM組織Fig.5 SEM structure of alloy ingots homogenized at different temperatures for 24 h

圖6是合金鑄錠在不同溫度下均勻化24 h后的金相組織圖像。圖6表明，在200 ℃均勻化處理(圖6a)，晶界上依舊是連續(xù)的非平衡相，與鑄態(tài)組織相比較，只有細(xì)小的枝狀晶分解。在250 ℃和350 ℃時(shí)(圖6b和圖6c)，晶界連續(xù)的非平衡相分解緩慢，且分解不均勻，相對(duì)尺寸較小的非平衡相溶解速度快，而相對(duì)尺寸大的非平衡相溶解速度慢，甚至是還未開(kāi)始溶解或剛剛開(kāi)始溶解。在350 ℃和400 ℃時(shí)(圖6d和圖6e)，枝晶部分或完全溶解，晶界變得清晰。同時(shí)，均勻化過(guò)程中位于晶界處偏聚的元素回溶到基體中，導(dǎo)致晶界處合金元素出現(xiàn)貧化狀態(tài)。在450 ℃時(shí)(圖6,f)發(fā)生球化現(xiàn)象，溫度過(guò)高導(dǎo)致過(guò)燒，結(jié)合鑄錠DSC分析，單級(jí)均勻化溫度不可以超過(guò)450 ℃。

圖6 合金鑄錠在不同溫度均勻化處理24 h后金相組織Fig.6 Metallographic structure of alloy ingot homogenized at different temperatures for 24 h

在單級(jí)均勻化過(guò)程中，均勻化溫度對(duì)均勻化效果更明顯。當(dāng)溫度低于350 ℃時(shí)，基體中析出二次Al3(Sc,Zr)粒子，合金硬度隨時(shí)間延長(zhǎng)而增加，此時(shí)非平衡共晶組織難以消融，仍然存在枝晶偏析、成分偏析。因此，為使合金鑄錠有更好的使用性能，既有更多的Al3( Sc,Zr)粒子，產(chǎn)生更好的析出強(qiáng)化作用，又能夠充分消除非平衡相，選取雙級(jí)均勻化工藝較為適宜。第一級(jí)均勻化退火工藝選取320 ℃8 h，第二級(jí)均勻化工藝選取420 ℃4 h。

圖7為合金鑄錠在320 ℃8 h+420 ℃4 h均勻化條件下掃描電鏡電子顯微組織、Mg元素能譜圖和透射電子顯微組織。由鑄錠組織(圖3)和雙級(jí)均勻化鑄錠組織(圖7)對(duì)比，可以看出雙級(jí)均勻化后鑄錠組織中Mg元素充分溶解均勻分布在Al基體中(圖7b)，非平衡相回溶基體，只剩下不可溶解的相，能譜鑒定為Sc，Zr相和Fe，Mn相。同時(shí)，測(cè)得鑄錠布氏硬度為102.1 HBW，鑄錠硬度提升效果好。通過(guò)透射電子顯微組織分析(圖7c)，均勻化后基體上沒(méi)有非平衡共晶相，同時(shí)有大量細(xì)小彌散的第二相粒子析出，粒子具有的雙葉花瓣?duì)钐卣?，表明這種粒子與基體共格，析出相是Al3(Sc,Zr)。

圖7 合金鑄錠經(jīng) 320 ℃8 h+420 ℃4 h雙級(jí)均勻化退火后的顯微組織Fig.7 Microstructures of alloy ingot after two-stage homogenization

3 結(jié) 論

1)Al-6Mg-0.52Mn-0.15Sc-0.1Zr合金鑄錠晶粒由樹(shù)枝晶組成，晶界處存在非平衡共晶相、成分偏析。非平衡共晶組織沿晶界呈連續(xù)鏈狀分布，需要進(jìn)行均勻化退火處理，非平衡相回溶溫度為450 ℃。

2)合金鑄錠350 ℃以下單級(jí)均勻化時(shí)，析出細(xì)小彌散的Al3(Sc,Zr)粒子，晶界上殘留有非平衡相；400 ℃以上均勻化退火時(shí)，非平衡共晶相溶解，Al3(Sc,Zr)粒子發(fā)生粗化現(xiàn)象；為了使鑄錠有更好的使用性能，既有更多的Al3(Sc,Zr)粒子，產(chǎn)生更好的析出強(qiáng)化作用，又能夠充分消除合金中非平衡相，選取雙級(jí)均勻化工藝。

3)合金鑄錠經(jīng)320 ℃8 h+420 ℃4 h雙級(jí)均勻化退火，非平衡相充分回溶基體中，各合金元素分布趨于均勻，析出細(xì)小彌散的Al3( Sc,Zr)粒子，有利于提高合金材料的性能。