理論與實(shí)踐：大尺寸Al-6Mg-0.3(Sc，Zr)合金鑄錠鑄態(tài)和均勻化態(tài)微觀組織對(duì)比
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作者：鄭曉蒙
AI-Mg-Sc-Zr合金比強(qiáng)度高、耐蝕性能好和可焊性能好，多應(yīng)用于航天航空領(lǐng)域。尤其含有Sc、Zr元素使其比強(qiáng)度大幅度提升，起到很好的微合金強(qiáng)化作用。同時(shí)合金鑄錠的整體組織、性能影響加工成形性能，一些鑄造缺陷會(huì)殘留到最終成品中難以消除，因而鑄錠的均勻性十分重要。研究表明，Al-Mg-Sc-Zr鑄錠的冷卻速率對(duì)晶粒組織、Al3(Sc，Zr)析出及合金硬度性能等有顯著影響。而大尺寸鑄錠必然存在不均勻性。一些文獻(xiàn)通過選擇不同的模具來模擬冷卻速率，但不能真實(shí)地反映生產(chǎn)用大尺寸鑄錠的溫度梯度、冷卻速率和凝固率等變化，難以對(duì)大尺寸鑄錠通過均勻化熱處理進(jìn)行組織、性能的均勻性調(diào)控。
本試驗(yàn)選擇了某工廠的1400 mm大尺寸的Al-6Mg-0.3(Sc，Zr)合金鑄錠進(jìn)行分析，結(jié)合HRTEM，TEM，SEM，OM等檢測(cè)方法，對(duì)各部分的凝固鑄態(tài)樣品進(jìn)行組織、性能均勻性的研究，并對(duì)各部分均勻化后的樣品進(jìn)行相應(yīng)研究。同時(shí)，結(jié)合HRTEM來確定Al3( Sc，Zr)粒子在不同均勻化溫度下的結(jié)構(gòu)差異，分析強(qiáng)化機(jī)制，以期對(duì)大尺寸Al-Mg-Sc-Zr合金鑄錠加工工藝的制訂提供參考。
1 試驗(yàn)材料及方法
本試驗(yàn)采用工廠提供的長(zhǎng)1400 mm、寬300 mm的大尺寸扁鑄錠，合金為AI-6Mg-0.3(Sc+ Zr)，取樣如圖1所示。從鑄錠上切取中心區(qū)域（記作C處）、邊部區(qū)域（記作E處）及二者的中間區(qū)域（記作Q處）鑄態(tài)樣品，進(jìn)行性能和組織分析；隨后取不同區(qū)域樣品進(jìn)行均勻化熱處理，溫度為3000C、350℃、400℃、550。C，時(shí)間為12 h，同樣對(duì)其性能和組織進(jìn)行分析和研究。
顯微硬度測(cè)試所用載荷為0.2 kg，保壓10 s，每個(gè)試樣測(cè)試5個(gè)點(diǎn)，取其平均值。組織的觀察采用Leica DM ILM HC金相顯微鏡，樣品在WYJ-15 A30-V DC REGULATE POWER SUPPLY穩(wěn)壓電源上進(jìn)行電解拋光和陽極覆膜，采用200 mL的90% CH，CH2OH +10% HC104電解拋光液，200 mL的97% H20+HBF4陽極覆膜液。掃描電鏡為FEI Quanta 200，采用背散射電子觀察。透射電鏡為TECNAI G2 F20，樣品磨制10 um厚，沖成Φ=3 mm的小圓片，在500mL的70%甲醇+30%硝酸雙噴液中噴出小孔。
2試驗(yàn)結(jié)果
2.1 鑄錠均勻化前后不同部位的硬度值
圖2為鑄錠不同部位硬度圖，鑄態(tài)樣的硬度值呈不均勻分布，靠近鑄錠邊部硬度值稍高。均勻化熱處理后，合金硬度值得到整體提升。在相同部位，均勻化后硬度值上升；在350℃時(shí)硬度值的上升幅度最大；隨后溫度升高，在400℃時(shí)硬度值的呈下降趨勢(shì)；當(dāng)溫度升高到550℃時(shí)，硬度值已平均下降到僅比鑄態(tài)硬度高10 HV的水平。對(duì)于不同區(qū)域，鑄態(tài)的硬度值差為4.9 HV，而在350℃12 h均勻化后，中心和邊部硬度峰值分別為113.9 HV和115.2 HV,
此時(shí)合金的整體硬度值趨于一致，不同部位硬度值差降低到最小。
2.2鑄錠不同部位的金相組織
圖3是合金的金相顯微組織，鑄態(tài)樣的不同部位晶粒尺寸有明顯差異。在鑄態(tài)中心區(qū)域C處(圖3a)的平均晶粒尺寸為50 um~60um，比Q處(圖3b)的50 um和邊部E處（圖3c）的40 um整體要大。鑄態(tài)晶粒尺寸與凝固形核相關(guān)，邊部冷卻速率較大，過冷度較大，易形成非均質(zhì)形核中心，故而形成細(xì)小等軸晶；靠近中心區(qū)域冷卻速率稍低，形核后由于溫度較高、能量高，晶粒能長(zhǎng)成較大尺寸。但所有區(qū)域均未發(fā)現(xiàn)枝晶偏析，添加的Sc，Zr能有效成為非均質(zhì)形核中心，從而抑制了枝晶的偏析。在350℃12 h均勻化熱處理后（圖3d），晶粒的尺寸不發(fā)生明顯變化，說明鑄態(tài)合金晶粒尺寸受均勻化影響很小。
2.3鑄錠不同部位的掃描電鏡組織
圖4是合金的掃描電鏡圖，在未均勻化的鑄錠中心晶界處發(fā)現(xiàn)析出物（圖4a），由線掃描可知深色的偏聚物為Mg的偏聚，是在晶界連續(xù)分布的AIMg相。這種AIMg相是一種β相的初始偏聚形貌，屬尚未形成完整的形貌清晰、尺寸更大的p相。而在鑄錠邊部組織中則未觀察到該析出相（圖4b）；對(duì)合金進(jìn)行350℃12 h均勻化后，鑄錠中心部位Mg的偏聚大部分消失（圖4c），不均勻偏析得以減輕，鑄錠組織更為均勻。
2.4不同部位鑄態(tài)及均勻化后透射電鏡觀察
透射電子顯微分析是從<100>方向入射電子束，取明場(chǎng)像進(jìn)行觀察。發(fā)現(xiàn)鑄態(tài)鑄錠中心部位較為潔凈（圖Sa），有少量短棒狀相，據(jù)推測(cè)是Al6 Mri析出相。在350℃12 h均勻化后，中心部位(圖Sb)出現(xiàn)大量彌散的析出相，尺寸較小而分布較密集。在550℃12 h處理后（圖Sc），Al3( Sc，Zr)析出相數(shù)量減少，且粒子間的間距增加，即析出粒子密度變小而粗化。
3 分析討論
3.1大尺寸鑄錠的組織、性能不均勻
鑄錠不同部位的硬度值分布呈不均勻，靠近邊部的硬度值較高，這與合金在凝固過程中冷卻速率相關(guān)，雖然添加Sc、Zr對(duì)Al-Mg合金就有明顯的細(xì)化晶粒作用，起到細(xì)晶強(qiáng)化作用，鑄態(tài)晶粒尺寸已達(dá)到某些不添加晶粒細(xì)化劑的Al-Mg枝晶尺寸，但鑄錠邊部與模具接觸，冷卻速率較高，溶液過冷度較高，能量起伏大，易形成較多非均質(zhì)形核中心，從而生成更為細(xì)小的等軸晶（圖3）。
由文獻(xiàn)中99. 7A10. 3Sc-94. SA15. SMg相圖可知，當(dāng)元素含量固定時(shí)，鑄錠凝固過程中，中心區(qū)域能較長(zhǎng)時(shí)間保持在高溫條件下，凝固時(shí)先進(jìn)入L＋Al3( Sc，Zr)二相區(qū)，溫度緩慢下降時(shí)才進(jìn)入L+Al3( Sc，Zr)+(A1)三相區(qū)，(Al)相在之前形成的AI3( Sc，Zr)相上形核長(zhǎng)大；而邊部存在溫度快冷，能更快進(jìn)入三相區(qū)。相比之下，中心區(qū)域能更長(zhǎng)地停留在二相區(qū)，Al3( Sc，Zr)相有更充足的時(shí)間長(zhǎng)大，當(dāng)Sc，Zr元素總含量不變時(shí)，尺寸的增加使Sc，Zr相的數(shù)目減少，而異質(zhì)形核核心數(shù)量的降低，使凝固后晶粒尺寸會(huì)偏大。
由于晶界能阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，晶粒大小與強(qiáng)度σGB關(guān)系可由Hall-Petch公式：
kHP對(duì)于Al-5Mg合金其數(shù)值為0.15 MPa m12~0. 25 MPa m1/2，該數(shù)值不算太小，能對(duì)晶界強(qiáng)度起到作用。邊部的晶粒尺寸D較小，強(qiáng)度增加越明顯，強(qiáng)度與硬度成正比例增長(zhǎng)，故對(duì)硬度值貢獻(xiàn)也越大：在350℃12 h均勻化后，各部位的硬度值趨于一致，但邊部硬度仍比心部硬度略高（圖2），這種硬度差異主要來源于鑄錠不同部位的晶粒尺寸差異所致的晶界強(qiáng)化值差所貢獻(xiàn)。
鑄錠中心發(fā)現(xiàn)晶界上有Mg偏析，這種分布不均勻經(jīng)350℃12 h均勻化熱處理后得以大幅度減少。大部分聚集在晶界處的AIMg相消失，Mg原子融入a( Al)基體中，融人固溶體中會(huì)造成晶格畸變，引起固溶強(qiáng)化。由公式:
式中：
鋁基體的剪切模量一般接近26 GPa，Mg對(duì)應(yīng)的ε值為3.8×10-7，為了得到獨(dú)立的固溶影響值，屈服強(qiáng)度應(yīng)對(duì)應(yīng)溶質(zhì)濃度的平方根。在Al-Mg合金中，鎂固溶含量能保持在3%~5 010之間，該濃度被證實(shí)能提高75 N/mm2~ 100 N／mm2的強(qiáng)度。在硬度圖2中，鑄態(tài)邊部與心部的硬度值差，是受晶粒尺寸差所致晶界強(qiáng)化值，以及邊部無Mg偏析強(qiáng)度增量共同作用。鑄錠中心在均勻化后比其余部位硬度值增量大，就是在均勻化后Mg偏聚得以減輕，對(duì)合金有固溶強(qiáng)化作用。350℃下的熱力學(xué)過程中，Sc、Zr原子的形成的穩(wěn)定Al3( Sc，Zr)初生相難以分解，還用于消耗生成彌散析出的Al3( Sc，Zr)粒子，對(duì)固溶強(qiáng)化的貢獻(xiàn)幾乎可忽略。
3.2均勻化析出強(qiáng)化相粒子
Al-Mg-Sc-Zr鑄錠經(jīng)均勻化熱處理后會(huì)有Sc、Zr原子從過飽和鋁基體中析出，形成Al3( Sc，Zr)沉淀強(qiáng)化粒子。這種種析出相強(qiáng)化主要有：位錯(cuò)切過粒子的剪切強(qiáng)化機(jī)制，包括有序強(qiáng)化、共格強(qiáng)化和分子錯(cuò)配強(qiáng)化，以及位錯(cuò)形成位錯(cuò)環(huán)繞過粒子的Orowan繞過強(qiáng)化機(jī)制。
在Marquis等人的研究中，當(dāng)析出相粒子直徑為5 nm是剪切強(qiáng)化向Orowan繞過強(qiáng)化的一個(gè)臨界直徑二因此，復(fù)合的強(qiáng)化機(jī)制受哪種因素主導(dǎo)，主要取決于析出相粒子的平均尺寸。在平均直徑相同的情況下，粒子大小均勻的比不均勻統(tǒng)一的合金強(qiáng)度要高。
本試驗(yàn)350℃之前的熱處理析出Al3( Sc，Zr)粒子為5 mm左右．主要體現(xiàn)為剪切強(qiáng)化機(jī)制，彌散第二相粒子的析出能提高合金的強(qiáng)度和硬度值。溫度高于350℃后，析出相半徑開始增大，在5500C12 h平均尺寸極大地粗化，這期間Orowan繞過機(jī)制占主導(dǎo)。析出相的R寸與Orowan繞過機(jī)制直接相關(guān)，其臨界應(yīng)力與粒子尺寸成半定量關(guān)系：。
對(duì)尺寸大于5 nm的Al3(Sc，Zr)粒子，可用公式計(jì)算強(qiáng)度增量：
式中：
△σOr-Orowan繞過機(jī)制的強(qiáng)度增量；
K4一與粒子析出尺寸和分布相關(guān)的常量；
M一泰勒因子；
v一最大泊松比；
λ-平均粒子間距離；
b-Al基體的柏氏矢量；
ds一粒子平均尺寸；
dm-Al3( Sc，Zr)析出粒子尺寸。
由(4)(5)可知，dm值越高，相應(yīng)d。數(shù)值會(huì)增加，根據(jù)Yin等人計(jì)算，在Al3( Sc，Zr)粒子尺寸從19 nm增長(zhǎng)到20 nm時(shí)，強(qiáng)度減少15 N／mm2，Orowan位錯(cuò)環(huán)繞過導(dǎo)致強(qiáng)度增量△σor值降低。
因此在硬度圖2中，在經(jīng)過350℃12 h熱處理形成5 nrri的析出相后，隨著熱處理溫度升高，析出粒子粗化，根據(jù)Orowan位錯(cuò)環(huán)繞過機(jī)制公式，Orowan強(qiáng)度增量出現(xiàn)降低，硬度值出現(xiàn)下降。
4 結(jié) 論
1)大尺寸Al- Mg-Sc-Zr鑄錠存在鑄態(tài)組織和性能不均勻，邊部冷卻速率高，晶粒小、析出相多、硬度高；鑄錠中心區(qū)域存在鎂偏析。
2)大尺寸鑄錠經(jīng)均勻化熱處理后，中心鎂偏析大部分消除，發(fā)生固溶強(qiáng)化；鑄錠析出Al3( Sc，Zr)粒子起到析出強(qiáng)化作用。350℃12 h時(shí)鑄錠各部位硬度值達(dá)到峰值，且數(shù)值趨于一致，故最佳均勻化工藝是350℃12 h。
3)大尺寸鑄錠高于3500C均勻化，鋁基體中析出彌散Al3( Sc，Zr)粒子，其強(qiáng)化機(jī)制為Orowan繞過機(jī)制。均勻化溫度升高，析出粒子粗化直徑增大，強(qiáng)度增量△σor值減小，硬度值隨溫度升高而下降。
5摘要：
采用高分辨電鏡、透射電鏡、掃描電鏡、光學(xué)顯微鏡和顯微硬度測(cè)試等方法，研究大尺寸Al-Mg-Sc-Ze鑄錠均勻性及不同溫度均勻化后組織性能的變化。結(jié)果表明，大尺寸鑄錠鑄態(tài)組織存在組織和性能不均勻，邊部冷卻速率高，晶粒小、析出相多、硬度高；中心存在鎂偏析。均勻化熱處理后，中心鎂偏析部分消除，發(fā)生固溶強(qiáng)化；鑄錠析出Al3( Se,Zr)粒子起到析出強(qiáng)化作用。高于350℃析出粒子的直徑大于臨界直徑，強(qiáng)化機(jī)制為Orowan繞過機(jī)制。析出粒子直徑越大，強(qiáng)度增量△σor值減小，溫度升高而硬度下降。
