均勻化熱處理對Al-Mg-Sc鋁合金鑄錠微觀組織和性能的影響

陳 琳，閆德勝

（1.西南鋁業（集團）有限責任公司，重慶 九龍坡 401326；2.中國科學院金屬研究所，沈陽 10016）

0 前言

Al-Mg-Sc合金是在鋁鎂合金的基礎上，通過適量添加Sc、Zr等元素，形成Al3(Sc，Zr)相的彌散強化作用，提高合金的強度，達到與Al-Cu系合金相當的強度水平，而耐蝕性遠遠高于Al－Cu系合金，且成形性能優良。與不含Sc的同類合金相比，Al-Mg-Sc合金的強度高、塑韌性好、耐蝕性能特別是焊接性能優異，是繼鋁鋰合金之后新一代航天、航空、艦船用輕質高強耐蝕可焊結構材料[1]。

鈧具有細化晶粒的能力，能實現鑄造結構的強烈改性。鋁中加入鈧，還能獲得具有非枝晶組織的連續鑄錠坯[2]。在Al-Mg-Sc合金半連續激冷鑄造時，添加的Sc和Zr有約2%～3%作為晶種細化鑄錠晶粒，其他95%～97%的Sc和Zr存在于過飽和固溶體中，其鑄錠組織一般為細小等軸晶，不存在枝晶偏析。含鈧的鋁基過飽和固溶體的分解速度極快、孕育期短，并在隨后的均勻化過程中分解析出[1]，Al-Mg-Sc合金的均勻化熱處理與傳統高鎂含量的Al-Mg-Mn合金不同。研究不同的均勻化熱處理對合金鑄錠組織和性能的影響，優化制定均勻化熱處理工藝，可為后續軋制加工提供熱加工性能優良合金鑄錠。

1 試驗材料與方法

試驗材料為西南鋁業（集團）有限責任公司生產的400×1620×5100mm規格Al-Mg-Sc合金鑄錠。在合金鑄錠上取400×1620×30mm規格的低倍試樣，低倍組織檢測后，在低倍試樣上取高倍試樣。在鑄錠厚度垂直方向上取表面、芯部至表面1/2處和芯部三個不同部位的試樣，進行試驗分析。

DSC差熱試驗采用法國SETARAM公司生產的SETSYS Evolution18 綜合熱分析儀對合金進行熱分析。采用快速加熱方式，將試樣加熱到300℃少許停留，然后以10℃/min，從300～750℃，再以10℃/min降溫速率，從750℃降至300℃，最后降至室溫。

資料[1～6]的基礎上，根據DSC差熱分析結果，選擇350℃和470℃兩個溫度為Al-Mg-Sc合金鑄錠的均勻化熱處理溫度；采用電鏡和能譜儀等檢測分析方法，觀察比較合金鑄錠的組織及性能變化。

2 試驗結果與分析

2.1 合金鑄錠組織及相組成

圖1 試驗合金鑄態高倍組織

在試驗合金的鑄態金相組織中，可以觀察到方塊相粒子（圖1(a)(b)(c)箭頭1）和沿晶網狀分布的共晶組織（圖1(a)（c）箭頭2所示）。試驗合金鑄態BSE照片如圖2所示。

圖2 試驗合金鑄態BSE照片

從鑄錠的BSE照片（圖2）中可以發現合金中主要存在著四類析出相。結合能譜分析結果，可以發現A類是呈方塊狀的富Al-Sc-Zr-Ti相，從相上做線掃描的結果（圖3），可以看出該相中Al、Sc、Zr、Ti的這幾種元素都分布均勻。與Al3(Sc，Zr)相相類似，該相應該是在Al3Sc相中固溶了一定量的Zr與Ti，可以寫成Al3(Sc，Zr，Ti)相。同樣，它也是Al合金中的變質劑，能夠起到非常好的異質形核作用，從而細化合金晶粒。另外，在枝晶間還分布著B、C、D三類析出相，顏色較黑的B類是富Si的Mg-Si相或雜質Si，灰色的C類析出相則是富Mg的β相（Al3Mg2），而晶界上呈現白色D類析出相則是含Mn的Al-Mn相。從照片上來看，在晶界上分布的主要是Al3Mg2相，而Al-Mn及Mg-Si或雜質Si的量則要少很多。

圖3 鑄錠中的Al-Sc-Zr-Ti

圖4 合金鑄錠不同部位的金相組織

從圖4可以看出沿厚度方向邊緣部位處的晶粒要比中間部位的晶粒細小。通過截線法測量，試樣邊緣部位平均晶粒尺寸約為37μm，中間部位平均晶粒尺寸約為60μm。鑄錠表面和中心晶粒尺寸的這種差別，應該和各個部位不同的冷卻速度有關。與鑄錠中心部位相比，在鑄錠表面，由于冷卻速度比較快，初生Al3(Sc，Zr)相來不及長大，其數量較多，對晶粒的細化作用更強。

試驗結果表明，合金鑄錠中的初生相主要為分布在晶粒內部的Al3(Sc，Zr，Ti)相與分布在晶界處的Al3Mg2相。其中Al3(Sc，Zr，Ti)相主要分布在晶粒內部，可以起到異質形核的作用，細化合金晶粒。合金鑄錠表面與中心的晶粒尺寸分布不是很均勻，表面平均晶粒尺寸約為37μm，中心平均晶粒尺寸約為60μm。

2.2 DSC差熱試驗結果與分析

圖5 Al-Mg-Sc合金鑄錠升溫及降溫過程中的DSC曲線

升溫過程中的熱流變化曲線如圖5(a)所示。升溫過程中，在449℃時有一個很小的吸熱峰，應是合金中β-Al3Mg2相在該處熔化時形成的。隨著溫度的升高，628℃處有一個大的吸熱峰，對應著合金的熔化過程。仔細觀察該峰，發現在556℃處存在一個很小的吸熱峰，與628℃的峰疊加在一起。根據該系合金中相關相的熱穩定性及其析出相種類，可知該處對應的應該是Mg-Si相的重熔。從DSC曲線上來看，合金的開始熔化溫度大約在558℃，在凝固過程中，合金開始結晶溫度為627℃。

一般來說，合金的均勻化溫度約為合金開始熔化溫度的0.9～0.95[7]。根據這一原則，合金的均勻化溫度約在470℃。但結合合金鑄錠的組織分析，可以知道在合金鑄錠中主要分布的是β-Al3Mg2相，而該相的熔點在449℃。因此如采用470℃左右的溫度對合金進行均勻化退火，則合金鑄錠在升溫過程中的速度不能太快，否則將有可能使β-Al3Mg2相來不及擴散回溶而使合金發生過燒。

試驗結果表明，合金的開始熔化溫度大約在558℃，開始結晶溫度為627℃，預測該合金的均勻化溫度約在470℃左右。由于合金中β-Al3Mg2相的熔點為449℃，因此若采用470℃均勻化退火時，合金在加熱過程中應該保持較低的加熱速率，或者采用二級以上均勻化熱處理，使Mg有一個充分回溶的過程，以防發生過燒。

2.3 均勻化試驗結果與分析

Al-Mg合金進行均勻化退火的目的主要有以下幾點：第一，消除鑄錠中的枝晶組織，使合金成分均勻；第二，使過飽和鑄錠分解析出Al6Mn；第三，消除鑄錠內部的宏觀應力。對于含Sc的合金，由于初生相的異質形核作用，使合金凝固后即為明顯的等軸晶組織，偏析程度相對弱一些。另外合金在均勻化退火過程中，含Sc的過飽和固溶體也會分解，形成二次Al3(Sc，Zr)相。溫度過高，二次相會發生粗化，不利于合金性能。

取合金芯部試樣（3#）在470℃進行均勻化退火，測試合金退火過程中的性能和組織變化。從圖6可以看出，合金鑄錠在350℃退火4h后的硬度約在100HV左右。在470℃保溫時隨著時間的延長合金硬度逐漸下降。當退火2h時，硬度下降至96HV左右。隨著時間的延長，硬度下降趨勢減緩。退火12h，硬度下降至92HV左右。

圖6 鑄錠中間部位樣品470℃溫度退火過程中硬度變化

假設Mg的濃度是按照正弦曲線分布，其濃度偏析波長λ為晶粒直徑，則其均勻化（假設濃度差降至原來的1%時認為擴散均勻）時間t可以表示為：

式中：D=D0exp(-Q/RT)為Mg在Al中的擴散系數， 其中D0=1.49×10-5m2/s，擴散激活能Q=120.5kJ/mol。這樣就可以得出退火溫度、時間與能均勻化的晶粒大小之間的關系，如圖7所示。從圖中可以看出，在退火時間12h內要使晶粒直徑為60μm的鑄錠中的Mg擴散均勻，當退火溫度為470℃，所需的退火時間約為3h。

圖7 Mg在Al中退火時間、溫度與均勻化距離關系圖

圖8為取350℃及470℃分別退火4h后的試樣進行電子探針觀察的結果。可以看出，在350℃退火4h后，基體中的Mg雖然還有所偏聚，但程度并不是很嚴重。而在470℃退火4h后的合金基體中，這種偏聚的程度更是大大降低。從兩種試樣的掃描電鏡二次電子照片（圖9）可以看出，470℃退火4h后，合金基體中的Al3Mg2相基本都回熔進合金基體中，數量大大降低。

圖8 合金中間部位試樣350oC×4h(a)、(b)及470oC×4h(c)、(d)后的電子探針形貌

圖9 合金中間部位試樣350oC×4h(a)及470oC×4h(b)后的SEM形貌

試驗結果表明，在470oC均勻化退火時，合金的硬度將會降低。在最初2h內，硬度下降明顯，隨著保溫時間的繼續延長，硬度下降變得緩慢。在470oC退火4h后合金中偏聚在晶界上的Mg會變得更加均勻，并且絕大部分Al3Mg2相將會回溶進合金基體中。

3 結論

（1）Al-Mg-Sc合金鑄錠中的初生相主要為分布在晶粒內部的Al3(Sc，Zr，Ti)相與分布在晶界處的Al3Mg2相。其中Al3(Sc，Zr，Ti)相主要分布在晶粒內部，起到異質形核的作用，細化合金晶粒。

（2）Al-Mg-Sc合金的開始熔化溫度大約在558℃，開始結晶溫度為627℃，合金中β-Al3Mg2相的熔點為449℃。若采用較高溫度470℃均勻化退火時，合金在加熱過程中應該保持較低的加熱速率，或者采用二級以上均勻化熱處理，使Mg充分回溶，防止發生過燒。

（3）同350oC均勻化退火比較，Al-Mg-Sc合金鑄錠在470oC均勻化退火時，合金的硬度將會進一步降低，在最初2h內，硬度下降明顯，隨著保溫時間的繼續延長，硬度下降變得緩慢。在470oC退火4h后合金中偏聚在晶界上的Mg會變得更加均勻，并且絕大部分Al3Mg2相將會回溶進合金基體中。

參考文獻

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