均匀化热处理对Al-Mg-Sc铝合金铸锭微观组织和性能的影响

2014-04-16闫德胜

铝加工 2014年2期

陈琳，闫德胜

（1.西南铝业（集团）有限责任公司，重庆九龙坡 401326；2.中国科学院金属研究所，沈阳 10016）

0 前言

Al-Mg-Sc合金是在铝镁合金的基础上，通过适量添加Sc、Zr等元素，形成Al3(Sc，Zr)相的弥散强化作用，提高合金的强度，达到与Al-Cu系合金相当的强度水平，而耐蚀性远远高于Al－Cu系合金，且成形性能优良。与不含Sc的同类合金相比，Al-Mg-Sc合金的强度高、塑韧性好、耐蚀性能特别是焊接性能优异，是继铝锂合金之后新一代航天、航空、舰船用轻质高强耐蚀可焊结构材料[1]。

钪具有细化晶粒的能力，能实现铸造结构的强烈改性。铝中加入钪，还能获得具有非枝晶组织的连续铸锭坯[2]。在Al-Mg-Sc合金半连续激冷铸造时，添加的Sc和Zr有约2%～3%作为晶种细化铸锭晶粒，其他95%～97%的Sc和Zr存在于过饱和固溶体中，其铸锭组织一般为细小等轴晶，不存在枝晶偏析。含钪的铝基过饱和固溶体的分解速度极快、孕育期短，并在随后的均匀化过程中分解析出[1]，Al-Mg-Sc合金的均匀化热处理与传统高镁含量的Al-Mg-Mn合金不同。研究不同的均匀化热处理对合金铸锭组织和性能的影响，优化制定均匀化热处理工艺，可为后续轧制加工提供热加工性能优良合金铸锭。

1 试验材料与方法

试验材料为西南铝业（集团）有限责任公司生产的400×1620×5100mm规格Al-Mg-Sc合金铸锭。在合金铸锭上取400×1620×30mm规格的低倍试样，低倍组织检测后，在低倍试样上取高倍试样。在铸锭厚度垂直方向上取表面、芯部至表面1/2处和芯部三个不同部位的试样，进行试验分析。

DSC差热试验采用法国SETARAM公司生产的SETSYS Evolution18 综合热分析仪对合金进行热分析。采用快速加热方式，将试样加热到300℃少许停留，然后以10℃/min，从300～750℃，再以10℃/min降温速率，从750℃降至300℃，最后降至室温。

资料[1～6]的基础上，根据DSC差热分析结果，选择350℃和470℃两个温度为Al-Mg-Sc合金铸锭的均匀化热处理温度；采用电镜和能谱仪等检测分析方法，观察比较合金铸锭的组织及性能变化。

2 试验结果与分析

2.1 合金铸锭组织及相组成

图1 试验合金铸态高倍组织

在试验合金的铸态金相组织中，可以观察到方块相粒子（图1(a)(b)(c)箭头1）和沿晶网状分布的共晶组织（图1(a)（c）箭头2所示）。试验合金铸态BSE照片如图2所示。

图2 试验合金铸态BSE照片

从铸锭的BSE照片（图2）中可以发现合金中主要存在着四类析出相。结合能谱分析结果，可以发现A类是呈方块状的富Al-Sc-Zr-Ti相，从相上做线扫描的结果（图3），可以看出该相中Al、Sc、Zr、Ti的这几种元素都分布均匀。与Al3(Sc，Zr)相相类似，该相应该是在Al3Sc相中固溶了一定量的Zr与Ti，可以写成Al3(Sc，Zr，Ti)相。同样，它也是Al合金中的变质剂，能够起到非常好的异质形核作用，从而细化合金晶粒。另外，在枝晶间还分布着B、C、D三类析出相，颜色较黑的B类是富Si的Mg-Si相或杂质Si，灰色的C类析出相则是富Mg的β相（Al3Mg2），而晶界上呈现白色D类析出相则是含Mn的Al-Mn相。从照片上来看，在晶界上分布的主要是Al3Mg2相，而Al-Mn及Mg-Si或杂质Si的量则要少很多。

图3 铸锭中的Al-Sc-Zr-Ti

图4 合金铸锭不同部位的金相组织

从图4可以看出沿厚度方向边缘部位处的晶粒要比中间部位的晶粒细小。通过截线法测量，试样边缘部位平均晶粒尺寸约为37μm，中间部位平均晶粒尺寸约为60μm。铸锭表面和中心晶粒尺寸的这种差别，应该和各个部位不同的冷却速度有关。与铸锭中心部位相比，在铸锭表面，由于冷却速度比较快，初生Al3(Sc，Zr)相来不及长大，其数量较多，对晶粒的细化作用更强。

试验结果表明，合金铸锭中的初生相主要为分布在晶粒内部的Al3(Sc，Zr，Ti)相与分布在晶界处的Al3Mg2相。其中Al3(Sc，Zr，Ti)相主要分布在晶粒内部，可以起到异质形核的作用，细化合金晶粒。合金铸锭表面与中心的晶粒尺寸分布不是很均匀，表面平均晶粒尺寸约为37μm，中心平均晶粒尺寸约为60μm。

2.2 DSC差热试验结果与分析

图5 Al-Mg-Sc合金铸锭升温及降温过程中的DSC曲线

升温过程中的热流变化曲线如图5(a)所示。升温过程中，在449℃时有一个很小的吸热峰，应是合金中β-Al3Mg2相在该处熔化时形成的。随着温度的升高，628℃处有一个大的吸热峰，对应着合金的熔化过程。仔细观察该峰，发现在556℃处存在一个很小的吸热峰，与628℃的峰叠加在一起。根据该系合金中相关相的热稳定性及其析出相种类，可知该处对应的应该是Mg-Si相的重熔。从DSC曲线上来看，合金的开始熔化温度大约在558℃，在凝固过程中，合金开始结晶温度为627℃。

一般来说，合金的均匀化温度约为合金开始熔化温度的0.9～0.95[7]。根据这一原则，合金的均匀化温度约在470℃。但结合合金铸锭的组织分析，可以知道在合金铸锭中主要分布的是β-Al3Mg2相，而该相的熔点在449℃。因此如采用470℃左右的温度对合金进行均匀化退火，则合金铸锭在升温过程中的速度不能太快，否则将有可能使β-Al3Mg2相来不及扩散回溶而使合金发生过烧。

试验结果表明，合金的开始熔化温度大约在558℃，开始结晶温度为627℃，预测该合金的均匀化温度约在470℃左右。由于合金中β-Al3Mg2相的熔点为449℃，因此若采用470℃均匀化退火时，合金在加热过程中应该保持较低的加热速率，或者采用二级以上均匀化热处理，使Mg有一个充分回溶的过程，以防发生过烧。

2.3 均匀化试验结果与分析

Al-Mg合金进行均匀化退火的目的主要有以下几点：第一，消除铸锭中的枝晶组织，使合金成分均匀；第二，使过饱和铸锭分解析出Al6Mn；第三，消除铸锭内部的宏观应力。对于含Sc的合金，由于初生相的异质形核作用，使合金凝固后即为明显的等轴晶组织，偏析程度相对弱一些。另外合金在均匀化退火过程中，含Sc的过饱和固溶体也会分解，形成二次Al3(Sc，Zr)相。温度过高，二次相会发生粗化，不利于合金性能。

取合金芯部试样（3#）在470℃进行均匀化退火，测试合金退火过程中的性能和组织变化。从图6可以看出，合金铸锭在350℃退火4h后的硬度约在100HV左右。在470℃保温时随着时间的延长合金硬度逐渐下降。当退火2h时，硬度下降至96HV左右。随着时间的延长，硬度下降趋势减缓。退火12h，硬度下降至92HV左右。

图6 铸锭中间部位样品470℃温度退火过程中硬度变化

假设Mg的浓度是按照正弦曲线分布，其浓度偏析波长λ为晶粒直径，则其均匀化（假设浓度差降至原来的1%时认为扩散均匀）时间t可以表示为：

式中：D=D0exp(-Q/RT)为Mg在Al中的扩散系数，其中D0=1.49×10-5m2/s，扩散激活能Q=120.5kJ/mol。这样就可以得出退火温度、时间与能均匀化的晶粒大小之间的关系，如图7所示。从图中可以看出，在退火时间12h内要使晶粒直径为60μm的铸锭中的Mg扩散均匀，当退火温度为470℃，所需的退火时间约为3h。

图7 Mg在Al中退火时间、温度与均匀化距离关系图

图8为取350℃及470℃分别退火4h后的试样进行电子探针观察的结果。可以看出，在350℃退火4h后，基体中的Mg虽然还有所偏聚，但程度并不是很严重。而在470℃退火4h后的合金基体中，这种偏聚的程度更是大大降低。从两种试样的扫描电镜二次电子照片（图9）可以看出，470℃退火4h后，合金基体中的Al3Mg2相基本都回熔进合金基体中，数量大大降低。