微量合金元素Ti、Zr、Sc對5A06鋁合金棒材粗晶組織的影響

林順巖，周志軍，溫慶紅，姚 勇，杜 君

（西南鋁業(yè)（集團）有限責任公司，重慶401326）

微量合金元素Ti、Zr、Sc對5A06鋁合金棒材粗晶組織的影響

林順巖，周志軍，溫慶紅，姚 勇，杜 君

（西南鋁業(yè)（集團）有限責任公司，重慶401326）

考察了微量合金元素Ti、Zr、Sc及其復合作用對5A06合金粗晶組織的影響，并對合金擠壓棒材形成粗晶組織的機理進行了探討。結果表明：5A06合金擠壓時主要以動態(tài)再結晶為主，粗晶組織主要是在擠壓生產過程中產生的。單獨增加Ti的含量，或者添加Ti、Zr元素，對抑制和消除合金擠壓棒材粗晶組織的效果不明顯；采用微量合金元素Ti、Zr、Sc共同復合，充分發(fā)揮合金元素Ti、Zr、Sc復合微合金化抑制合金再結晶的作用，可有效抑制合金擠壓棒材粗晶組織的形成。

5A06鋁合金；粗晶組織；微合金化；均勻化熱處理

0 前言

5A06鋁合金具有較高的強度、良好的耐蝕性和焊接性等特點，是Al-Mg系合金中的典型合金，特別適用于輕量化要求和耐蝕性要求的結構件，廣泛應用于航空航天、交通運輸、機械工業(yè)等領域中[1]。Mg是合金的主要強化相。Mn能部分溶于固溶體，部分以MnAl6形式存在，有一定的強化作用。但添加Mn主要是為了提高合金的再結晶溫度和改善合金焊接性能，減少焊接裂紋和提高焊接強度。Ti能細化焊接鑄造組織和焊縫組織。Be顯著提高合金熔體抗氧化性能。合金室溫時的主要相為：α（Al）、β（Mg5Al8）、MnAl6等；可能的雜質相為Mg2Si、FeAl3、(Fe，Mn)Al6等[2]。

粗晶環(huán)是鋁合金擠壓制品中的主要缺陷之一，當斷面形成相當大面積的粗晶區(qū)域時，材料的力學性能、疲勞強度顯著降低，造成擠壓制品的報廢。根據(jù)粗晶環(huán)的出現(xiàn)時間，將其分為兩類，第一類是擠壓過程中出現(xiàn)的粗晶環(huán)，第二類是擠壓制品在熱處理過程中出現(xiàn)的粗晶環(huán)[2～4]。

消除鋁合金擠壓形成粗晶組織缺陷一直是工業(yè)化生產中的難題之一。目前，西南鋁業(yè)（集團）有限責任公司生產的5A06-H112或O態(tài)的擠壓棒材，合金截面低倍組織中有較明顯的粗晶組織，且合金組織不均勻。具體表現(xiàn)為：合金棒材低倍組織均出現(xiàn)細-粗-細、細粗等現(xiàn)象，粗、細晶邊界有時無明顯界限；優(yōu)化調整擠壓系數(shù)、擠壓溫度（高、中、低溫）等工藝參數(shù)均沒有明顯改善。粗晶缺陷在H112狀態(tài)就已出現(xiàn)，若H112狀態(tài)沒有粗晶，退火后也沒有，若H112狀態(tài)有粗晶，退火后仍然存在。合金棒材的粗晶組織，在擠壓直徑小于40mm小規(guī)格棒材中表現(xiàn)更為明顯（見圖1）。

圖1 直徑為25mm、30mm的5A06擠壓棒材截面低倍組織

通過分析5A06合金擠壓棒材粗晶組織缺陷特點和形成機理，采用添加微量合金元素Zr、Sc和增加合金細化劑Ti的含量，提高合金的再結晶溫度，考察微合金化對5A06合金擠壓棒材粗晶組織的影響。

1 試驗方法

1.1 棒材粗晶組織分析

選取直徑為30mm、40mm的5A06合金擠壓棒材，觀察合金截面的組織形貌。結果表明，?40mm棒材在距表層1～2mm深度范圍內晶粒均較為細小；而深度進一步擴大時開始出現(xiàn)異常長大的晶粒，粗大的晶粒分布在細小晶粒組織之中；觀察位置進一步向心部移動，異常長大的晶粒尺寸逐漸減小，直到心部組織中只觀察到正常尺度范圍內的再結晶，而沒有異常長大的情況發(fā)生（見圖2）。? 30mm棒材中也觀察到類似的結果，但其粗晶區(qū)域更連續(xù)，粗晶區(qū)域尺寸更大，大晶粒之間的細晶粒區(qū)域更?。ㄒ妶D3）。

圖2 5A06合金?40mm棒材金相組織（觀察面與擠壓方向平行）

圖3 5A06合金?30mm棒材金相組織（觀察面與擠壓方向平行）

從EBSD分析的晶界形貌圖來看，合金擠壓棒材心部晶粒尺寸均大于表層晶粒尺寸。棒材心部及表層的細晶區(qū)域均發(fā)生了明顯的再結晶，其組織以完全再結晶的細小晶粒為主；棒材粗晶組織區(qū)域為在細晶組織中分布著異常長大的粗大晶粒（如圖4、圖5）。

圖4 5A06合金?30mm棒材組織EBSD分析

1.2 棒材粗晶組織形成原因分析

擠壓過程中，鋁合金不可避免的存在有強烈的剪切變形和不均勻變形。一般認為，合金擠壓粗晶環(huán)形成的原因是：由于擠壓模子形狀約束與坯料和擠壓筒壁之間的劇烈摩擦作用，造成金屬流動不均勻，外層金屬流動滯后于內層金屬，在摩擦力和附加應力作用下，外層金屬所承受的變形程度比內層大，晶粒受到嚴重的剪切變形，晶粒和晶界化合物遭到嚴重破壞，晶粒內部和晶粒間積累較高的畸變能，從而使外層金屬再結晶溫度低，容易發(fā)生再結晶并長大，形成粗晶組織[4]。有研究指出，制品周邊層的完全再結晶溫度比中心部分的要低35℃左右[5]。由于擠壓不均勻變形是絕對的，所以任何一種擠壓制品均有可能在擠壓過程中出現(xiàn)粗晶環(huán)的傾向。

鋁合金在擠壓過程中，棒材表層會經歷強烈的剪切變形，造成棒材表層形變儲能更高，再結晶驅動力更強，因此表層會形成大量的細小的再結晶晶粒。同時，棒材擠壓過程中表層的劇烈剪切變形還會導致第二相粒子的充分破碎，合金最表層第二相粒子尺寸更小、分布更彌散，這對再結晶晶界遷移有更強的釘扎作用，有效限制了晶粒的異常長大。而在距表層一定距離處，由于第二相尺寸較大、釘扎作用減弱，加之該區(qū)域形變儲能很高，導致容易發(fā)生某些晶粒的異常長大。在近心部位置由于變形量相對較小，形變儲能較小，不足以使晶粒發(fā)生明顯的長大[5]。因此，合金擠壓棒材形成粗晶組織可能的主要原因為：（1）5A06合金擠壓時主要以動態(tài)再結晶為主，粗晶組織主要是在擠壓生產過程中產生的；（2）合金擠壓變形是不均勻變形，?？走吘壓椭行牟课坏淖冃纬潭炔煌?；（3）不均勻變形造成合金不同部位金屬畸變儲能的差異，導致合金開始再結晶溫度不同；（4）合金開始再結晶溫度較低的部位優(yōu)先再結晶，再結晶晶粒長大，形成粗晶組織缺陷。

鋁合金擠壓過程中的強烈的剪切變形和不均勻變形是無法避免的。受目前擠壓設備條件的限制，優(yōu)化調整合金擠壓工藝參數(shù)的空間不大。試驗已經證明，優(yōu)化和改善合金擠壓工藝，消除合金棒材粗晶組織的效果不明顯。因此，提高合金的開始再結晶溫度，盡可能地提高合金組織的均勻性，應是消除合金棒材粗晶組織缺陷較好的選擇。

2 試驗結果

2.1 化學成分優(yōu)化

合金化學成分必須符合GB/T 3190標準。優(yōu)化合金化學成分，主要是采用微合金化方法，添加微量合金化元素，輔以相配套的熱處理工藝，提高合金的開始再結晶溫度和組織均勻性。試驗合金鑄棒規(guī)格為直徑162mm，合金化學成分控制見表1。

表1 5A06合金化學成分控制（目標值，質量分數(shù)/%）

2.2 擠壓工藝優(yōu)化

擠壓試驗選取三種合金成分的合金鑄錠。為降低合金擠壓時不均勻變形的程度，采用優(yōu)化后的擠壓工藝進行擠壓試驗。擠壓工藝為：棒溫410～430℃，模溫 420～450℃，擠壓速度 0.8～1.5m/min，擠壓系數(shù)小于20。同時，采用擠壓在線水冷或空冷，考察不同冷卻方式對抑制擠壓棒材表面再結晶的影響（見表2）。擠壓后的棒材組織見圖6和圖7。

表2 直徑30mm擠壓棒材低倍檢測結果

（續(xù)表2）

圖6 直徑30mm的擠壓棒材典型低倍組織

表3 5A06合金擠壓棒材室溫力學性能

圖7 直徑30mm的擠壓棒材典型高倍組織

2.3 棒材力學性能

試驗結果表明，采用Ti、Zr、Sc復合微合金化的5A06合金鑄棒（熔次號15-112），輔助以合適的均勻化退火，適當降低擠壓時鑄錠加熱溫度和模具溫度、控制擠壓速度和擠壓系數(shù)，防止因擠壓系數(shù)過大、擠壓速度過快造成擠壓棒材溫度上升過高的擠壓工藝，可較好地消除合金擠壓棒材粗晶組織缺陷，且擠壓棒材組織均勻，晶粒度不大于3級，室溫力學性能滿足規(guī)定的標準要求(見表3)。

3 結果分析與討論

5A06合金擠壓棒材粗晶組織的缺陷分析結果表明，合金的粗晶組織主要是在擠壓生產過程中產生的；合金擠壓變形是不均勻變形，不均勻變形造成合金不同部位金屬畸變儲能的差異，導致合金開始再結晶溫度不同；合金開始再結晶溫度較低的部位優(yōu)先再結晶，再結晶晶粒長大，形成粗晶組織缺陷。因此，提高合金的開始再結晶溫度，是消除合金棒材粗晶組織缺陷較好的選擇。

研究已經證明，微量合金元素Ti、Zr、Sc等可細化合金晶粒，提高合金的再結晶溫度。Ti是工業(yè)上常用的晶粒細化劑，主要作用是細化合金鑄態(tài)時晶粒組織，有一定的提高合金再結晶溫度的作用。Zr作為微合金化元素添加到鋁合金中，形成的A13Zr粒子的再結晶抑制作用表現(xiàn)在兩方面：抑制再結晶形核過程和阻礙晶粒長大。在再結晶晶粒的形核階段，相鄰亞晶粒邊界上的位錯通過滑移或攀移，使得中間的亞晶界消失，多個亞晶合并成為一個大的亞晶粒，大的亞晶粒邊界通過吸收位錯而逐漸轉化為大角度晶界，并最終成為再結晶核心。而彌散的A13Zr粒子尺寸小，密集度很高，與母相的失配率只有0.8%，對位錯和晶界具有很強的釘扎作用，可以阻礙位錯重新排列成亞晶界及其發(fā)展成大角度晶界的過程，從而阻礙再結晶的形核[6、7]。

金屬鈧（Sc）是人們所發(fā)現(xiàn)的對鋁合金最為有效的合金化元素，只要在鋁中加入千分之幾的鈧就對鋁合金起強烈的變質作用，使合金的結構和性能發(fā)生明顯的變化。微量鈧加入到鋁合金中不僅能顯著細化鋁合金的晶粒，抑制合金的再結晶，而且可顯著提高合金的強度、塑性、高溫性能、抗蝕性能及焊接性能，甚至增強抗中子輻照損傷性能[8]。鈧是一種有效的再結晶抑制劑，能將鋁合金的再結晶溫度提高到450～550℃，合金在均勻化、熱變形和淬火后仍能保持未再結晶狀態(tài)[9]。與Mn、Cr、Ti、V等其他過渡族金屬元素相比，Sc能顯著提高合金的再結晶溫度，特別是與Zr復合添加后，合金的抗再結晶效應非常強烈，再結晶溫度很高以至于在再結晶終了時合金就開始熔化[10]。

合金元素Ti、Zr、Sc都有細化合金晶粒、提高合金再結晶溫度的作用，但由于5A06合金化學成分標準的限制，微量合金元素的添加量不能超過標準規(guī)定的含量，且三種合金元素提高合金再結晶溫度的程度不盡相同。如采用三種合金元素復合添加，必須考慮三種元素的相互影響。研究表明，Ti能溶解入Al3Sc相內，但在Al3Sc相內的溶解度相當小。Zr能較多地溶解入Al3Sc相中，并形成Al3（Sc，Zr）相，這種相的晶格類型、點陣參數(shù)與Al3Sc相差甚小，Al3（Sc，Zr）相不僅保持了Al3Sc相的全部有益作用，而且在高溫加熱下的聚集傾向比Al3Sc相小得多[10]。因此，采用微量的合金元素Ti、Zr、Sc共同復合，三種微量元素Ti、Zr、Sc與合金的主要合金元素Mg、Mn均不發(fā)生反應，且有著較好的協(xié)同作用，可較好地實現(xiàn)提高合金再結晶溫度的目的。

一般來說，鋁合會鑄錠在鑄造過程中通常會產生晶內偏析、區(qū)域偏析和形成粗大金屬間化合物，鋁基體中固溶的主要合金元素也處于過飽和狀態(tài)，鑄錠有很強的內應力。均勻化熱處理就是為了消除這些非平衡結晶，使偏析和富集在晶界和枝晶網絡上的可溶解金屬間化合物發(fā)生溶解，使固溶體濃度沿晶?；蛘麄€枝晶均勻一致，消除內應力。Zr作為微量元素添加到鋁合金中，在不同加工及熱處理狀態(tài)下有四種不同的存在形式：（1）固溶在鋁合金基體中；（2）生成粗大的初生Al3Zr相；（3）形成亞穩(wěn)態(tài)的Al3Zr(Ll2)相；（4）形成平衡態(tài)的Al3Zr相[11]。常溫條件下，在鋁合金中真正發(fā)揮Zr元素作用絕大部分與亞穩(wěn)Al3Zr相有關。Zr在鋁合金中固溶度很低，在均勻化處理過程中以Al3Zr相形式沉淀析出，在隨后的加工和固溶處理等工藝過程中，這些粒子起到抑制溶解和晶粒粗化作用，并有效控制晶粒和亞結構演變。亞穩(wěn)Al3Zr相作用效果的高低主要取決于粒子的尺寸、分布空間及彌散程度。

在5A06合金中添加微量的Zr、Sc合金元素，其主要目的就是要提高合金的再結晶溫度，鑄錠均勻化處理應根據(jù)Al3Sc與Al3Zr粒子的析出特性，充分發(fā)揮其抑制合金再結晶的能力，其次兼顧一般意義上的均勻化處理消除晶內偏析和鑄造應力等。因此，采用均勻化退火熱處理，希望獲得彌散、均勻、細小的 Al3Ti、Al3Sc、Al3Zr和 Al3（Sc、Zr） 粒子，發(fā)揮其在擠壓過程中抑制合金再結晶的作用，消除合金擠壓棒材粗晶組織。試驗結果表明，單獨增加Ti含量（15-110#）或Ti與微量Zr復合添加（15-111#），對提高再結晶溫度的作用有限，抑制粗晶組織效果不明顯。只有Ti、Zr、Sc三種合金元素的復合共同作用（15-112#），輔以合適的均勻化熱處理，才能較好地提高合金的再結晶溫度，消除合金擠壓棒材粗晶組織缺陷。沒有均勻化的鑄錠，由于有效提高再結晶溫度的Al3Ti、Al3Sc、Al3Zr和Al3（Sc、Zr）等粒子沒有充分彌散析出，不能有效抑制擠壓過程中的動態(tài)再結晶。試驗證明，采用合適的均勻化退火工藝（15-112#），在保證Al3Ti、Al3Sc、Al3Zr和Al3（Sc、Zr）等粒子充分析出、彌散分布的同時，防止其粗大化，可提高合金再結晶溫度，有效消除擠壓棒材的粗晶組織缺陷。

4 結論

（1）5A06合金復合添加Ti、Zr、Sc微量元素，提高了合金的開始再結晶溫度，可消除合金擠壓棒材的粗晶組織缺陷。

（2）適當?shù)亟档秃辖鸬臄D壓溫度、控制擠壓系數(shù)和擠壓速度，可控制擠壓棒材溫升過高和減小擠壓不均勻變形的有害影響。合適的擠壓工藝為：棒溫410～430℃，模溫420～450℃，擠壓系數(shù)小于20，擠壓速度0.8～1.5m/min。

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Effect of Ti,Zr,and Sc on Coarse Grain Microstructure of 5A06 Aluminum Alloy Bars

LIN Shun-yan,ZHOU Zhi-jun,WEN Qing-hong,YAO Yong,DU Jun(Southwest Aluminum(Group)Co.,Ltd.,Chongqing 401326,China)

Effect of coarse microstructure on trace elements Ti,Zr,and Sc and its compound action was investigated,and formation mechanism of coarse microstructure of aluminum alloy extruded bars were discussed as well.The results show that dynamic recrystallization is the main one during extruding 5A06 alloy,coarse microstructure is occurred during extruding.Added Ti only,or added Ti and Zr can not remove coarse microstructure obviously;but common compound of Ti,Zr,and Sc can be used to control the formation of coarse microstructure of extruded bar.

5A06 aluminum alloy;coarse microstructure;microalloying;homogenization heat treatment

TG146.21，TG376.8

A

1005-4898(2017)06-0014-08

10.3969/j.issn.1005-4898.2017.06.03

林順巖（1965-），男，湖北天門市人，工程師。

2017-10-15