钪含量和固溶工艺对Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金组织和性能的影响

张 维,朱必武,肖 罡,刘 筱,4,詹海鸿,杨钦文

(1.湖南科技大学机电工程学院,高功效轻合金构件成形技术及耐损伤性能评价湖南省工程研究中心,湘潭 411201;2.江西铜业技术研究院有限公司,南昌 330096;3.湖南大学机械与运载工程学院,长沙 410083;4.江西科骏实业有限公司,南昌 330100;5.中南大学轻合金研究院,长沙 410083)

0 引 言

Al-Zn-Mg-Cu系合金属于时效强化铝合金,因具有高比强度的特点而在汽车、船舶以及航空航天领域得到广泛应用[1-5]。科技的进步和工业的发展对材料力学性能提出了越来越高的要求。在进一步提高Al-Zn-Mg-Cu系合金性能的研究工作中发现:将钪元素加入该合金中可提高其强度[6-7]和热稳定性[8-9];同时,合适的固溶处理对合金塑性变形和最终热处理效果发挥着重要的影响,是提高合金性能的关键工序。LI等[10]研究发现,固溶处理可以使变形后Al-Zn-Mg-Cu合金的再结晶比例提高,整体晶粒进一步细化。TEKELI等[11]研究发现,固溶温度的升高可使T6热处理AA7075合金组织中形成析出相,从而提高合金的硬度和抗拉强度。张兆刚等[12]研究发现,随着固溶温度的升高,7055合金中的第二相逐渐溶解,合金硬度随着固溶时间的延长而降低。王孝国等[13]发现,7K01铝合金的最佳固溶温度在470～480 ℃,该温度区间内第二相回溶充分。张洪静等[14]研究发现,锻态7050铝合金中的MgZn2相可在467～482 ℃固溶温度区间回溶,当固溶温度达到482 ℃时,S相(Al2CuMg相)几乎全部溶入铝基体中。曾苏民[15]研究发现,合金成分、处理状态、变形系数、晶粒度系数等因素都会影响到铝合金的最佳固溶时间。戴晓元等[6]研究发现,含质量分数0.30%钪的Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金的抗拉强度和延性显著高于不加钪的铝合金。LIU等[16]研究发现,钪和锆的加入细化了7055铝合金的晶粒,但是将θ相(AlCu相)转化成了对合金性能提升有害的W相(AlCuSc相)。ELAGIN等[17]以及XU等[18]也研究发现,钪元素会因为含量过高而与合金中的铜元素结合,生成对合金性能有害的W相。

为避免W相的生成,同时考虑到钪相对较高的价格,作者设计了钪质量分数较低的3种Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金,研究了固溶工艺对合金显微组织及硬度的影响,拟为Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金的组织优化、后续时效以及塑性变形前后的热处理提供合理的工艺参考。

1 试样制备与试验方法

试验原料为工业纯铝(纯度99.99%)、工业纯镁(纯度99.9%)、工业纯锌(纯度99.9%)以及Al-50%(质量分数,下同)Cu、Al-5%Sc、Al-5%Zr等中间合金。在普通重力熔炼炉中熔炼制备铝合金铸锭:将纯铝升温至720 ℃熔化,保温,然后升温至750 ℃,再依次放入Al-50%Cu、Al-5%Sc、Al-5%Zr等中间合金并进行搅拌,降温至680 ℃后依次加入纯镁和纯锌,将温度升高至约740 ℃后加入六氯乙烷精炼排渣除气;待熔体冷却至约700 ℃时浇铸在直径为82 mm的45钢模具中,模具温度为室温,得到尺寸为φ82 mm×250 mm的铸锭。熔炼过程中的保护气体为氩气,每次加入合金前都对熔体进行扒渣处理。通过化学分析测得铸锭的化学成分如表1所示。从铸锭的一端切下若干厚度为4 mm的薄片,在距圆心25 mm处截取尺寸为5 mm×5 mm×4 mm的试样。在SX3-6-14型全纤维节能高温箱式电阻炉中进行固溶处理,在450,460 ℃下固溶0.5～5 h,在470,480,490 ℃下固溶0.5～2.5 h,取出试样之后立即水淬,水温不高于40 ℃,淬火转移时间不长于5 s。

表1 Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金的化学成分

采用TMDHV-10002型维氏硬度计进行硬度测试,载荷为9.8 N,保载时间为10 s,均匀测定8个位置取平均值。对试样进行磨抛后,用体积分数10%的氟硼酸溶液腐蚀,采用4XC-MS型光学显微镜观察显微组织,采用Image J软件利用截线法测晶粒尺寸。采用SU3500型扫描电子显微镜(SEM)观察微观形貌,并用SEM附带的能谱仪(EDS)进行微区成分分析。

2 试验结果与讨论

2.1 显微硬度

由图1可知:当固溶温度为450 ℃时,含质量分数0.02%钪的合金硬度较低;当固溶温度为460～490 ℃时,含质量分数0.02%钪的合金硬度较高,且合金硬度随钪含量的增加呈下降趋势。经470 ℃×1 h固溶处理后含质量分数0.02%,0.07%钪的合金硬度均达到峰值,分别为166.5,150.9 HV,含质量分数0.12%钪的合金硬度经480 ℃×1 h固溶处理后达到峰值,为137.3 HV。固溶时间为1 h时,随着固溶温度的升高,含质量分数0.2%钪的合金的硬度呈先升后降的趋势,在固溶温度为470 ℃时达到峰值;当固溶温度为470 ℃时,该合金硬度随着固溶时间的延长先升后降,在固溶1 h时达到峰值。

图1 不同温度固溶处理后含不同质量分数钪试验合金的硬度与固溶时间的关系Fig.1 Relation between hardness and solution time of test alloys with different scandium mass fractions after solution at different temperatures

2.2 显微组织

选择固溶处理后硬度达到峰值的合金进行分析。由图2可知:随着钪含量的增加,铸态合金的晶粒细化比较明显,当钪质量分数为0.02%,0.07%,0.12%时,平均晶粒尺寸分别约为131.4,70.4,39.7 μm;合金铸造偏析严重,含质量分数0.12%钪的合金在晶界处聚集了大量的块状第二相,而含质量分数0.02%钪的合金在晶内聚集了大量的第二相,同时3种钪含量合金的晶内都存在元素偏析现象;经过固溶处理后,合金晶粒尺寸无明显变化,晶粒内部比较干净,说明晶内元素偏析基本消除,但是晶界处的第二相聚集现象有增加趋势。结合图3和表2可知,当钪质量分数为0.12%时,A、B处存在铝、锌、镁、铜、钪元素,可知晶界处的这些第二相为T相(AlZnMgCu)和少量的含钪T相[19]。当钪质量分数为0.07%和0.02%时,C、D、E晶界处的铜元素含量较低,未检测到钪元素。在高温保温过程中T相中会析出S(Al2CuMg)相,晶界处T相会与S相相互缠结,T相向S相转化的程度随温度的升高和保温时间的延长而增大;由于钪元素的原子半径较大,在凝固过程中基本固溶在基体中形成过饱和固溶体,残留的钪原子则倾向于在晶界处富集形成含钪T相,这些化合物会抑制合金中铝元素及其他元素的扩散,减缓晶粒的生长速率,起到细化晶粒的作用[19]。钪与Al-Zn-Mg-Cu合金中的镁和锌不会形成化合物,且在铜质量分数不超过1.5%以及钪质量分数低于0.2%的情况下,合金中不会出现W相(AlCuSc)[20]。随着钪含量的增加,晶粒明显细化,根据霍尔佩奇公式,合金的强度增大,因此硬度较高[21-22];但是随着钪含量的增加,晶界处的粗大第二相增多,这些第二相大多是脆性相且熔点高难以溶解,偏聚的粗大第二相割裂了基体,削弱了细粒强化作用,从而导致硬度降低。

图2 含不同质量分数钪试验合金的铸态组织以及固溶态显微组织Fig.2 Microstructures in cast state (a-c) and in solution state (d-f) of test alloys with different scandium mass fractions

图3 含不同质量分数钪试验合金的固溶态SEM形貌Fig.3 SEM morphology in solution state of test alloys with different scandium mass fractions

表2 图3中不同位置的EDS分析结果

由图4可知:当固溶温度低于470 ℃时,钪质量分数0.02%合金的晶粒内部和晶界处均存在较多的第二相;当固溶温度升高到470 ℃时,第二相明显减少;当固溶温度升高到480 ℃时,晶粒内部仅存在少量第二相;当固溶温度升高到490 ℃时,晶粒内部的第二相有增加的趋势。随着固溶温度的升高,合金晶粒尺寸增加,当固溶温度为450,460,470,480,490 ℃时,平均晶粒尺寸分别约为105.5,100.8,131.4,119.1,130.2 μm。当固溶温度较低时,基体中存在许多未溶解的第二相,固溶效果不明显,合金硬度提升有限;随着固溶温度的升高,第二相数量减少,合金的固溶度增大,因此硬度升高。第二相的溶解是原子扩散的过程,根据菲克第一定律可知,当原子浓度一定时,扩散系数越大,则单位时间内通过垂直于扩散方向的单位截面积的扩散物质流量越大;随着温度的升高,扩散系数急剧增大,借助热起伏获得足够能量而越过势垒的原子数量增多,同时温度升高也会引起空位浓度增大,有利于原子的扩散[23]。当固溶温度升高到470℃时,原子的扩散速率很大,高熔点相在此温度下相继溶解,基体迅速获得高的固溶度,因此合金硬度显著升高。继续升高固溶温度,热激活作用明显且溶质原子扩散速率继续增大,晶界和亚晶界移动能力增强,合金晶粒尺寸呈增加趋势,晶界强化效果减弱,抵消了固溶强化的效果,同时过高的固溶温度还会导致位错密度下降等现象,导致合金硬度降低[24]。

图4 含质量分数0.02%钪试验合金在不同温度下固溶1 h后的显微组织Fig.4 Microstructures of test alloy containing 0.02wt% scandium after solution at different temperatures for 1 h

由图5可知,随着固溶时间的延长,钪质量分数0.02%合金的晶粒尺寸增加明显,当固溶时间为0.5,1,1.5,2,2.5 h时,平均晶粒尺寸分别约为116.2,131.4,155.9,160.8,165.0 μm。当固溶时间为0.5 h时,钪质量分数0.02%合金晶界和晶粒内部还有大量第二相;当固溶时间延长至1 h时,晶粒内部第二相明显减少;继续延长固溶时间,在晶界处可以观察到块状第二相的聚集。在固溶初期,基体内溶质浓度偏低,第二相溶解可以获得比较大的驱动力,溶质原子扩散速率较快,在短时间内基体中能溶进去较多的溶质原子,因此合金硬度在固溶1 h时快速达到峰值。继续延长固溶时间,第二相回溶越发彻底,固溶效果也越好,但是基体内溶质浓度升高,第二相溶解获得的驱动力降低,溶质原子扩散速率变慢,固溶强化增加的效果减弱;同时随着固溶时间的延长,晶界和亚晶界继续移动,合金晶粒尺寸不断增大,晶界处也有第二相的聚集,晶界强化效果减弱,因此硬度降低。

图5 含质量分数0.02%钪试验合金在470 ℃下固溶不同时间后的显微组织Fig.5 Microstructures of test alloy containing 0.02wt% scandium after solution at 470 ℃ for different time intervals

3 结 论

(1) 随着钪质量分数由0.02%增加到0.12%,试验合金的晶粒明显细化,但是在晶界处偏聚形成的粗大第二相增加,削弱了细晶强化作用,导致硬度降低。

(2) 经过470 ℃×1 h固溶处理之后,含质量分数0.02%钪的试验合金的硬度最高,为166.5 HV,此时基体中的第二相已经基本溶解,基体的固溶度较高。继续提高固溶温度和延长固溶时间,都会导致晶粒尺寸增大,同时延长固溶时间还会导致晶界处聚集块状第二相,削弱晶界强化效果,导致硬度降低。