2016, Vol. 37
2. 中南大学 材料科学与工程学院, 湖南 长沙 410083
2. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China
铝合金在凝固过程中存在严重的枝晶偏析,甚至有较多的非平衡凝固结晶产物.为了消除或减少合金元素分布的不均匀性,需要进行合适的均匀化退火处理[1-6].其最终目的是使铸态合金中的元素更为均匀地分布,改善合金的延展性和强度[7-8],以实现合金加工性能和应用性能的提升.
5XXX系铝合金为不可热处理强化合金,其强度通常采用添加Mg元素来实现.该系列合金可用来实现汽车行业、船舶工业和建筑工业用材料的低密度化,高延展性和高抗腐蚀能力[9-10].有大量研究表明,合金通过添加次要元素,如微量Sc、Zr等稀土元素,可明显提高5383铝合金的强度、塑性、延展性和硬度,且不会降低其抗腐蚀能力.国外关于5383铝合金的报道较多[11-13],主要集中在合金摩擦焊接性能、力学性能、微观组织结构特征和耐蚀性能的研究[14],对合金成分分布与均匀化动力学的研究较少[15-17].因此,本文研究了5383铝合金铸件的成分偏析及均匀化制度,同时,对试验结果和动力学方程的计算结果进行比较,以期为生产周期短、性能优异的合金铸件提供参考.
1 试验材料和方法5383铝合金铸件由某铝加工厂提供,其化学成分如表 1所示.
铸件尺寸为1 000 mm×500 mm×20 mm,通过线切割将铸件切成15 mm×15 mm×10 mm的薄片,并分别在470,480,490,500和510 ℃的马弗炉中均匀化退火处理24 h,温差为±2 ℃.通过电解抛光和阳极氧化制备金相样品.
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表 1 5383铝合金化学成分 Tab. 1 Compositions of 5383 aluminium alloy |
采用金相显微镜(OM)观察试验合金的组织形貌;采用扫描电子显微镜(SEM)观察铸件的原始枝晶形貌;采用X射线衍射仪(XRD)和能谱仪(EDS)分析枝晶中合金元素的溶解度大小、数量和分布;采用SDT-Q600型热分析仪测试试验合金的DSC曲线,加热速度为10 ℃/min,保护气体为Ar.
2 试验结果与分析 2.1 铸态合金微观组织图 1为铸态5383铝合金组织的SEM照片,从图 1中可以看出,在枝晶之间存在低熔点共晶组织.
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图 1 5383铝合金铸件的SEM照片 Fig. 1 SEM images of 5383 aluminium as-cast alloy |
图 2为铸态5383铝合金成分面扫描照片,从图 2中可以看出,晶界处主要富集的元素为Mg、Cu和Mn,其含量从晶界向晶粒内部逐渐减少.
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图 2 铸态5383铝合金元素分布 Fig. 2 Element distribution of the 5383 aluminium as-cast alloy |
对试验合金DSC曲线的分析可实现对合金均匀化过烧温度的检测,确定5383铝合金的均匀化温度和固溶处理温度.图 3为铸态5383铝合金的DSC曲线.从 图 3中可以看出,第1个热峰值出现在506 ℃,此时非平衡相发生共晶熔化;当温度达到643 ℃,第2个吸热峰出现,这是合金固体的熔点温度.均匀化退火是基于扩散的均匀化过程,其原子运动的扩散系数与温度的关系,可以由阿伦尼乌斯方程表示[15]:
| $D={{D}_{0}}\exp \left( -Q/RT \right)$ | (1) |
式中:D为扩散系数;Q为扩散活化能;R为理想气体常数;T为热力学温度;D0为扩散常数,与温度无关.
阿伦尼乌斯方程表明,当温度升高时,扩散系数变大,原子的扩散速度加快,能够更快地消除枝晶偏析.因此,为了加速均匀化的过程,温度在一定范围内越高越好.结合图 3可知,温度应不超过506 ℃.
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图 3 5383铝合金DSC曲线 Fig. 3 DSC curves of the 5383 aluminium alloy |
图 4为5383铝合金分别在470,480,490,500和510 ℃均匀化退火处理24 h后的金相照片.从图 4中可以看出,试样在470 ℃处理后,枝晶减少,晶粒大小几乎没有改变;在480和490 ℃均匀化退火处理后,枝晶完全消除,晶粒球化;当均匀化退火温度达到500和510 ℃时,组织出现轻微的过烧,晶粒大小不变.综上所述,本试验中,5383铝合金的最佳均匀化制度为480～490 ℃退火24 h.
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图 4 5383铝合金均匀化处理24 h后的组织金相照片 Fig. 4 OM images of the 5383 aluminium alloy by homogeneous annealing treatment for 24 hours |
图 5为5383铝合金在480 ℃均匀化退火处理24 h前后的线扫描元素分布图.从图 5中可以看出,5383铝合金的主要合金元素为Mg、Cu和Mn,在晶界和晶内均存在元素偏析,在晶界附近最为严重.均匀化处理后,合金元素分布较为均一,枝晶得到了明显的消除,但仍不能完全消除,其中Mg元素偏析仍较严重.
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图 5 5383铝合金的元素分布 Fig. 5 Element distribution of the 5383 aluminium alloy |
图 6为5383铝合金铸态和均匀化态的XRD图谱.由图 6可知,铸态合金的主要组成相为α-Al、β-Al3Mg2和Al6Mn,合金在490 ℃均匀化退火处理24 h之后,β-Al3Mg2和Al6Mn相特征峰消失,溶解回铝基体.
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图 6 5383铝合金XRD图谱 Fig. 6 XRD patterns of the 5383 aluminium alloy |
铝合金在均匀化退火处理过程中,主要存在两方面的组织变化:第一,枝晶偏析的消除;第二,非平衡相的溶解.图 7为5383铝合金均匀化退火处理前后的TEM图.图 7(a)中存在大量球状和杆状第二相,分布于晶界周围,较为集中;均匀化处 理后,合金的第二相粒子分布均匀,并伴随不同形貌的第二相析出(图 7(b)).文献[16]表明,铸件合金中存在大量过饱和β-Al3Mg2和Al6Mn相,在均匀化处理后,这些球状和针状相将沿着晶界和位错等处优先析出.
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图 7 5383铝合金的TEM图 Fig. 7 TEM images of the 5383 aluminium alloy |
图 7中TEM观察结果表明,均匀化退火处理后晶粒内部分布着大量β-Al3Mg2相,其尺寸在100～200 nm.从Zener-Hillert界面扩散-生长模型可知,5383铝合金第二相生长主要受到Mg元素扩散的控制,所以Mg元素的扩散动力学方程可预测第二相粒子的大小和分布状况,其中界面间距S可用β-Al3Mg2相的半间距表示[17]:
| $S=\left( \frac{{{X}_{o}}-{{X}_{e}}}{{{\left( {{X}_{p}}-{{X}_{e}} \right)}^{1/2}}{{\left( {{X}_{p}}-{{X}_{o}} \right)}^{1/2}}} \right)\sqrt{Dt}$ | (2) |
式中:S为界面间距;Xo,Xe,Xp分别为各相浓度;t为生长时间.
当均匀化制度为470 ℃退火24 h时,Mg元素在铝基体中的扩散系数DMg=9.67×10-17m2·s-1,扩散间距Dt=2 890 nm,代入常数Xo和Xe,可得出生长界间间距为87 nm.计算结果与图 7中所得试验结果一致,合金均匀化过程以体扩散为主.
导致5383铝合金铸件出现严重成分偏析的主要原因有两方面:一是合金元素在固溶体中的浓度远低于枝晶间的元素浓度;另一方面是元素的分布依循枝晶的分布成周期性变化.国内外对成分偏析机理的分析大多局限于元素在枝晶中的分布规律,对于其动力学规律研究仍有不足.由上文可知,合金的均匀化过程主要是Mg、Mn、Cu元素的扩散和重新分布.因此,研究合金均匀化,消除偏析过程的关键在于元素扩散动力学过程的分析,HILLERT[18]认为,均匀化过程的元素扩散近似于余弦函数的傅里叶级数部分,可表示为:
| $\frac{1}{T}=\frac{R}{Q}\ln \left( t \right)-\frac{R}{Q}\ln \left( \frac{4.6{{L}^{2}}}{4{{\pi }^{2}}{{D}_{0}}} \right)$ | (3) |
式中:L为枝晶间距.
由于5383铝合金中Mg元素为主要合金化元素,考虑到在试验环境下方程的动力学参数,Do(Mg)=1.2×10-4μm2·s-1,QMg=131×103J·mol-1,得到合金在不同均匀化退火温度下,由铸态到均匀化态的Mg元素扩散动力学曲线,如图 8所示.
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图 8 Mg元素扩散动力学曲线 Fig. 8 Diffusion kinetic curves of the magnesium element |
由图 8可知,随着均匀化退火温度的提高,合金所需要的均匀化退火,时间越来越短,结合图 1,合金枝晶平均间距为11 μm,可知,5383铝合金的最佳均匀化制度为480～490 ℃退火24 h.此时枝晶组织可完全消除,晶粒呈现球状,且残留相较少,这与试验(480~490 ℃退火24 h)结果一致.
4 结 论(1) 铸态5383铝合金成分偏析严重,存在大量难溶相,集中分布于晶界附近;均匀化处理后,非平衡共晶相和难溶金属间相发生回溶,枝晶组织完全消除,呈现球状晶粒,并伴随有少量析出相.
(2) 5383铝合金的均匀化过程,主要是Mg、Cu和Mn元素的扩散和重新分布,第二相的生长受元素体扩散的影响,其中Mg元素的扩散动力学过程能控制均匀化过程中合金的组织演变.
(3) 结合试验与动力学理论计算可知,5383铝合金均匀化过烧温度为506 ℃;最佳均匀化处理制度为480～490 ℃均匀化退火处理24 h.
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