Al- 4.6Mg- 0.5Mn- 0.12Zr- 0.23Er合金均勻化退火工藝研究

吳沂哲，韓 穎，魏 午

(1.東北輕合金有限責(zé)任公司，黑龍江 哈爾濱 150060； 2.北京工業(yè)大學(xué)，北京 100124)

由于Al-Mg系合金具有較低的密度、中等強(qiáng)度和良好的抗蝕性、導(dǎo)電性、焊接性能，廣泛應(yīng)用在航空航天、汽車、船舶艦艇、機(jī)械、建筑等領(lǐng)域[1-2]。Al-Mg系合金屬于熱處理不可強(qiáng)化的變形鋁合金，主要通過(guò)鎂原子的固溶強(qiáng)化及冷作硬化來(lái)提高鋁合金的強(qiáng)度。但Al-Mg系合金中變形組織很不穩(wěn)定，室溫下長(zhǎng)期放置會(huì)發(fā)生回復(fù)，使其力學(xué)性能降低[3-4]。近年來(lái)微合金化已經(jīng)成為改善和提高Al-Mg系合金性能的一種重要手段。同時(shí)，通過(guò)控制微量元素的種類和數(shù)量以及熱處理工藝等，使微量元素充分發(fā)揮作用，最大程度地提高鋁合金的綜合性能，是目前鋁合金材料研究的主要方向之一[5-6]。本試驗(yàn)合金是在5083鋁合金的基礎(chǔ)上復(fù)合添加Er、Zr等微量元素，目的是通過(guò)合理的均勻化制度，控制Er、Zr微合金化元素析出相的密度、分布和尺寸，以調(diào)控該合金后續(xù)的再結(jié)晶組織，提高該合金的力學(xué)性能和腐蝕性能。

1 試驗(yàn)過(guò)程

采用工業(yè)化條件下半連續(xù)鑄造制備截面尺寸為520 mm×1 620 mm的Al- 4.6Mg- 0.5Mn- 0.12Zr- 0.23Er合金鑄錠，實(shí)測(cè)化學(xué)成分如表1所示。通過(guò)光學(xué)顯微鏡觀察、掃描電鏡與能譜分析等手段，研究單級(jí)和雙級(jí)均勻化退火工藝對(duì)合金組織和性能的影響。掃描電鏡樣品經(jīng)拋光后，采用HITACHI 3400NII型掃描電鏡分析不同元素分布。透射電鏡樣品先切成2 mm左右的薄片，然后再機(jī)械預(yù)減薄至80 μm～120 μm 后沖剪成直徑為3 mm的圓片，在Struers TenuPol-2雙噴儀上進(jìn)行電解雙噴減薄。電解液為25%HNO3+75%CH3OH(體積分?jǐn)?shù))混合溶液，雙噴電壓為12 V～15 V，電流80 mA～100 mA，溫度-25 ℃～30 ℃。樣品觀察在JEOL公司產(chǎn)JEM2010型透射電子顯微鏡上進(jìn)行，工作電壓為200 kV。

表1 試驗(yàn)合金鑄錠的實(shí)測(cè)化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

對(duì)均勻化溫度為280 ℃、470 ℃、510 ℃保溫1 h、10 h、100 h的試驗(yàn)合金中彌散粒子進(jìn)行TEM觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 試驗(yàn)合金鑄態(tài)組織特征

試驗(yàn)合金是在工業(yè)化條件下采用半連續(xù)鑄造方法生產(chǎn)的，由于鑄錠規(guī)格較大，邊部和芯部冷卻強(qiáng)度存在差異，使合金芯部的晶粒較大，有較多共晶組織，枝晶偏析比較明顯。鑄錠中存在的晶內(nèi)偏析和區(qū)域偏析使合金在加熱時(shí)易發(fā)生過(guò)燒。合理的均勻化退火工藝能夠消除非平衡共晶，使偏析和富集在晶界和枝晶網(wǎng)絡(luò)上的金屬間化合物發(fā)生溶解，使成分均勻，減小鑄錠的殘余應(yīng)力。圖1和圖2為試驗(yàn)合金的鑄態(tài)金相組織和掃描電鏡組織觀察照片。由圖1可以看出，合金鑄態(tài)組織中元素分布不均勻，晶界處存在大量殘留第二相。由圖2可以看出，Mg元素存在明顯的偏析；Mn元素在晶界也有一定程度的富集但不明顯，基本上還是比較均勻分布在α-Al基體當(dāng)中；Er元素主要是富集在晶界處。

圖1 試驗(yàn)合金鑄態(tài)金相組織

圖2 試驗(yàn)合金鑄態(tài)的SEM照片及元素面掃描分析

圖3為試驗(yàn)合金的鑄態(tài)透射電鏡照片。從圖3可見(jiàn)，在鑄態(tài)組織中存在長(zhǎng)條形狀的第二相以及少量的位錯(cuò)線，粗大長(zhǎng)條形狀的第二相主要沿晶界分布。進(jìn)一步通過(guò)第二相的衍射斑點(diǎn)及標(biāo)定，可以認(rèn)為這些粗大的第二相是液相中形成的初生的Al3Er化合物。在鑄態(tài)組織中未發(fā)現(xiàn)納米級(jí)的Al3Er粒子，分析其原因主要是由于Er元素的添加量較少，而且Er元素易在晶界處形成偏聚，同時(shí)跟取樣位置是否在晶粒的中心處有關(guān)。如果這些初生的Al3Er化合物在晶界上呈離散分布，在一定程度上是可以起到阻礙晶界遷移和晶粒長(zhǎng)大的作用，還可以使合金中的晶粒得到細(xì)化，使合金的硬度有一定提高；如果這些初生的Al3Er化合物在晶界處呈連續(xù)網(wǎng)絡(luò)狀分布，不僅會(huì)降低合金的強(qiáng)度和韌性，而且會(huì)在后續(xù)變形加工過(guò)程中進(jìn)一步惡化合金組織，增加合金內(nèi)應(yīng)力和缺陷，從而降低最終產(chǎn)品的質(zhì)量。

圖3 試驗(yàn)合金的鑄態(tài)透射電鏡照片

2.2 均勻化退火工藝對(duì)試驗(yàn)合金組織的影響

圖4為試驗(yàn)合金鑄態(tài)DSC曲線。由圖4可知，合金開(kāi)始熔化溫度在579.27 ℃。因此，該合金均勻化退火溫度不能超過(guò)579.27 ℃。

圖4 試驗(yàn)合金鑄態(tài)DSC曲線

對(duì)鑄錠進(jìn)行均勻化退火，目的是消除和減少鑄錠在半連續(xù)鑄造冷卻的過(guò)程中形成的枝晶偏析，調(diào)節(jié)彌散相的析出形貌，促進(jìn)非平衡共晶相的溶解，從而改善鑄錠的內(nèi)部組織，降低變形抗力，提高合金的熱塑性，便于下一步加工。

2.2.1 均勻化退火后合金的顯微組織

為了對(duì)比試驗(yàn)合金單級(jí)均勻化退火與雙級(jí)均勻化退火對(duì)組織的影響，對(duì)不同均勻化退火制度下進(jìn)行掃描電子觀察，典型組織如圖5。隨著溫度的升高，非平衡相逐漸溶解，殘留相逐漸減少，雙級(jí)均勻化退火的組織與單級(jí)470 ℃均勻化退火的相比，枝晶偏析與化合物溶解情況區(qū)別不明顯，組織特征區(qū)別也不明顯。

圖5 不同均勻化退火溫度下試驗(yàn)合金的掃描電鏡顯微組織

2.2.2 不同均勻化退火后合金第二相的溶解情況

合金經(jīng)不同溫度保溫16 h單級(jí)均勻化退火過(guò)程中第二相的溶解情況如圖6所示。由圖6可見(jiàn)，在470 ℃的較高均勻化退火溫度下, 第二相的溶解度增加，化合物溶解比較充分。圖6中的S點(diǎn)為280 ℃8 h+470 ℃16 h第二相溶解情況，略低于單級(jí)470 ℃均勻化處理。

圖6 不同溫度保溫16h均勻化退火過(guò)程中第二相溶解情況

2.2.3 均勻化退火后合金元素分布情況

圖7為合金470 ℃16 h單級(jí)均勻化態(tài)的掃描電鏡組織照片。由圖7可以看出，合金中Mg元素經(jīng)單級(jí)均勻化退火后已經(jīng)均勻分布在α-Al基體中；Mn在經(jīng)過(guò)470 ℃16 h在均勻化退火后也沒(méi)有明顯變化，而實(shí)際上均勻化過(guò)程中伴隨著Mn過(guò)飽和固溶體的分解，析出Al6Mn；元素Er不管是在鑄態(tài)還是在均勻化退火后，大部分富集在晶界處并形成了化合物，但是合金經(jīng)均勻化退火后，發(fā)現(xiàn)在晶界上有很多球形的Al3Er粒子，分析是因?yàn)榫鶆蚧嘶鹗购辖鹬形龀龅腁l3Er粒子球化而形成的。

圖7 合金經(jīng)470 ℃16 h均勻化后的SEM照片及元素面掃描分析

圖8是合金的鑄態(tài)與經(jīng)280 ℃8 h+470 ℃16 h雙級(jí)均勻化退火處理后Mg、Mn、Er等合金元素能譜線掃描分析結(jié)果?？梢?jiàn)Mg在280 ℃8 h+470 ℃16 h退火后在晶內(nèi)和晶界分布均勻；Mn雖然在鑄態(tài)下沒(méi)有明顯偏聚，但是退火后的分布較鑄態(tài)時(shí)更加均勻。鑄態(tài)時(shí)第二相粒子比較粗大，分布不均勻，退火后細(xì)小，表現(xiàn)為含Mn和Er的峰更窄以及大峰的減少，說(shuō)明經(jīng)雙級(jí)均勻化退火后，Mg、Mn和Er元素分布更加均勻。

圖8 元素的線掃描

2.2.4 合金彌散相析出情況

1)合金在280 ℃、470 ℃、510 ℃保溫不同時(shí)間彌散相析出規(guī)律

試驗(yàn)合金中主要有兩種不同形態(tài)的第二相粒子，一種是尺寸為板條狀A(yù)l6Mn 析出相，另一種是球狀A(yù)l3Er 析出相，主要沿位錯(cuò)線析出。彌散粒子在熱處理過(guò)程中的演變對(duì)合金的性能有著重要的影響。圖9為試驗(yàn)合金在均勻化溫度為280 ℃、470 ℃、510 ℃保溫不同時(shí)間彌散粒子的微觀組織照片。由圖9可知，在280 ℃隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)，合金中析出球狀A(yù)l3Er粒子，長(zhǎng)大速度很慢(圖9a、b、c)；在470 ℃隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)，球狀析出相的尺寸基本不長(zhǎng)大(圖9d、e、f)；從圖9h可見(jiàn)，510 ℃1 h時(shí)長(zhǎng)條狀A(yù)l6Mn相的尺寸已經(jīng)達(dá)到或者超過(guò)500 nm，繼續(xù)延長(zhǎng)保溫時(shí)間，第二相粒子發(fā)生粗化、長(zhǎng)大(圖9i、j)。

圖9 280 ℃、470 ℃、510 ℃加熱不同時(shí)間后試驗(yàn)合金的TEM組織照片

合金在280 ℃、470 ℃、510 ℃保溫不同時(shí)間后粒子尺寸如表2所示。從表2中可以看出，在280 ℃100 h退火后Al3Er粒子的尺寸也基本在10 nm以下。在470 ℃退火過(guò)程中Al3Er粒子基本不長(zhǎng)大，470 ℃700 h退火粒子的尺寸才25 nm，因此可以得出Al3Er粒子在470 ℃長(zhǎng)時(shí)間的退火過(guò)程中不會(huì)聚集長(zhǎng)大。510 ℃1 h退火后合金中的Al3Er析出相的尺寸就能接近470 ℃10 h退火的。

表2 合金在280 ℃、470 ℃、510 ℃保溫不同時(shí)間退火后Al3Er粒子尺寸 (nm)

彌散的Al3Er粒子尺寸在退火過(guò)程中的變化規(guī)律如圖10所示。復(fù)合添加Er之后合金中的彌散粒子Al3Er在470℃長(zhǎng)時(shí)間加熱條件下不會(huì)粗化，具有較高的熱穩(wěn)定性，可有效保證后續(xù)加工的強(qiáng)化作用。

圖10 Al3Er粒子尺寸在退火過(guò)程中的變化規(guī)律

2)不同均勻化退火對(duì)彌散粒子析出的影響

圖11均勻化退火中第二相Al6Mn的形核生長(zhǎng)情況。由圖11a可知, 鑄態(tài)時(shí)合金由于激冷凝固幾乎沒(méi)有顆粒狀的粒子析出；合金經(jīng)過(guò)280 ℃8 h+470 ℃16 h雙級(jí)均勻化退火后，比470 ℃16 h單級(jí)均勻化后有較多的第二相粒子析出，且第二相粒子尺寸較小(圖11c、d)。在后續(xù)壓力加工后的退火過(guò)程中，這些從含Er的過(guò)飽和固溶體中析出的次生Al3Er粒子以及Al6Mn相可釘扎位錯(cuò)，阻礙位錯(cuò)的遷移，同時(shí)這些顆粒也可以釘扎亞晶界，阻礙亞晶粒的形成與長(zhǎng)大，利于提升合金力學(xué)性能和熱穩(wěn)定性。如果不通過(guò)低溫孕育階段，直接采用470 ℃均勻化，由于溫度越高，形核的驅(qū)動(dòng)力越小，則Al3Er相析出的密度會(huì)減小，尺寸會(huì)增大，提升變形加工態(tài)合金的力學(xué)性能的效果會(huì)下降。

圖11 均勻化退火中第二相Al6Mn的形核生長(zhǎng)情況

280 ℃8 h+470 ℃16 h均勻化退火后的合金，成分分布均勻，粗大的平衡相基本溶入基體，而基體沒(méi)有明顯粗化，此時(shí)合金中析出了大量的Al3Er、Al6Mn粒子，這種從過(guò)飽和固溶體中析出的第二相粒子對(duì)后續(xù)的熱軋和冷軋變形有很大的影響。

3 結(jié) 論

1)Al- 4.6Mg- 0.5Mn- 0.12Zr- 0.23Er合金在280 ℃較低溫度下退火能析出大量的球狀的Al3Er相，且析出相長(zhǎng)大速度很慢。在470 ℃長(zhǎng)時(shí)間保溫均勻化退火后，Al3Er粒子不會(huì)粗化，具有較高的熱穩(wěn)定性。

2)在均勻化退火過(guò)程中，合金中析出大量均勻彌散Al3Er粒子以及Al6Mn相，280 ℃8 h+470 ℃16 h雙級(jí)均勻化退火處理比470 ℃16 h單級(jí)均勻化退火后第二相溶解更充分一些。280 ℃8 h+470 ℃16 h是合宜的均勻化退火工藝。