黎家行,潘德聰,劉亦晨,劉竝,馮揚明,潘清林

（1.廣東偉業(yè)鋁廠集團有限公司，廣東 佛山 528231；2.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長沙 410083）

6005A鋁合金具有中等強度、優(yōu)良的耐腐蝕和焊接性能，廣泛應(yīng)用于軌道交通和汽車等領(lǐng)域中［1-2］。在軌道交通領(lǐng)域中，擬將高鐵時速從300 km·h-1提高到400 km·h-1［3］，這對作為高鐵動車組車車體用6005A鋁合金型材提出了更高的要求，在保證合金可焊性和耐蝕性不變的前提下，使其強度和塑性進一步提高。

鑒于目前的鑄造冶金法相比于其他方法具有操作簡單、成本低廉的特點，以及微合金化可顯著改變合金的性能，希望在現(xiàn)有的鑄錠冶金法的基礎(chǔ)上通過添加微量元素使6005A合金的強度和塑性得到進一步提高［7］。Sc既屬于過渡金屬（TE）又是稀土元素（RE），將其添加到鋁合金中可同時起到TE的細化晶粒、抑制再結(jié)晶和RE的凈化作用［4-5］。WANG等［4］的研究結(jié)果表明：與添加等量的Al-5Ti-1B晶粒細化劑相比，在純鋁中添加Sc元素，其細化晶粒的效果明顯優(yōu)于Al-5Ti-1B；此外，Sc原子和Al原子形成的共格Al3Sc強化相，可以進一步提高鋁合金的強度。目前，鋁合金中Sc元素的微合金化主要集中在純Al系、Al-Mg系、Al-Zn-Mg-（Cu）系［5］，Sc元素的加入對這些合金組織和性能都有較大的改善，但Sc在Al-Mg-Si合金中的作用研究還很不充分。由Al-Si-Sc三元合金相圖［11］可知，當(dāng)Sc含量過高時會與Si形成粗大難溶的AlSi2Sc2相，減少甚至消除Sc在Al-Mg-Si合金中的有益作用。因此，本文在6005A合金中添加質(zhì)量分數(shù)為0.06%的Sc元素，研究其添加對6005A合金拉伸性能和微觀組織的影響，以及不同時效制度下含Sc的6005A合金的組織與性能。

1 實驗材料與方法

以純鋁錠（A00，質(zhì)量分數(shù)為99.7%）、Mg錠、Al-12Si、Al-50Cu、Al-10Mn、Al-5Cr和Al-2Sc中 間合金為原料，采用鑄錠冶金方法制備了含微量Sc和不含Sc的6005A鋁合金鑄錠。試樣的實際化學(xué)成分列于表1。

表1 實驗合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical compositions of the experimental alloys used in this study

合金熔鑄工藝流程和主要參數(shù)：配料→裝爐（投料）→熔煉（750—760℃）→爐內(nèi)精煉（第一次）→攪拌→扒渣→成分調(diào)整（第一次）→轉(zhuǎn)爐→調(diào)溫（720—730℃））→爐內(nèi)精煉（第二次）→成分調(diào)整（第二次）→放流→在線細化→在線精煉（除氣、除雜）→熱頂鑄造（鑄棒直徑258 mm）→超聲波探傷→鋸切鑄錠切片取樣。

合金鑄錠經(jīng)545—560℃/12 h均勻化處理后，在30 MN擠壓機上熱擠壓成型材。合金鑄錠熱擠壓工藝技術(shù)路線：鑄錠加熱（480—520℃）→模具加熱（440—460℃）→擠壓（出口溫度510—540℃）→水冷淬火→拉伸矯直（50℃以下，拉伸率≤1.5%）→定尺鋸切→檢查。合金型材經(jīng)155—195℃時效不同時間后，進行性能檢測和組織觀察分析。

將合金型材按國標(biāo)GB/T 228.1-2010線切割成拉伸試樣，采用WDW-100型萬能材料試驗機進行拉伸性能測試，拉伸速度為2 mm·min-1，取4個試樣數(shù)據(jù)的平均值。截取20 mm×20 mm的小塊試樣，經(jīng)過粗磨、精磨、機械拋光、電解拋光（電解拋光液的成分為高氯酸和無水乙醇，（體積比為1∶9）、陽極覆膜（覆膜液成分為30 mL的氟硼酸和100 mL的蒸餾水），用LEICA DMILMLED DFC295倒置光學(xué)顯微鏡對合金試樣進行金相組織觀察，通過Tecnai G2 20透射電子顯微鏡觀察析出相的特性。

2 實驗結(jié)果

2.1 微量Sc對6005A合金拉伸性能及組織的影響

含Sc的6005A合金拉伸性能列于表2。由表2可知，與未添加Sc的合金相比，添加Sc的合金強度和塑性均得到明顯的改善，其抗拉強度和屈服強度比未加Sc的6005A合金分別提高了14.8%和16.8%，而伸長率提高2.3%。

表2 實驗合金的室溫拉伸性能Table 2 Tensile properties of the experimental alloys used in this study

圖1為含Sc和不含Sc合金的鑄態(tài)金相組織。從圖1可見，與未加Sc的合金相比，添加微量Sc元素具有晶粒細化的效果，合金大部分枝晶得到消除。圖2為含Sc和不含Sc的合金擠壓態(tài)金相組織。從圖2可見，與未加Sc的合金相比，添加微量Sc的合金未發(fā)生再結(jié)晶，纖維組織更加細小。

圖1鑄態(tài)合金的金相組織Figure 1 Optical microstructures of the as-cast alloys

圖2 加工態(tài)合金的金相組織Figure 2 Optical microstructures of the alloys after treatment

圖3為含Sc的鑄態(tài)6005A合金組織的TEM圖。從圖3（a）和（b）可看到，合金基體中彌散分布著大量的馬蹄狀第二相，該相對位錯起到釘扎作用；從圖3（c）第二相的選取電子衍射圖可見，該相與基體共格，根據(jù)合金成分和相關(guān)相圖，該相為Al3Sc相。

圖3 鑄態(tài)6005A+0.06%Sc合金組織的TEM圖Figure 3 TEM images of the as-cast 6005A alloy with 0.06%Sc

2.2 不同時效制度下6005A+Sc合金型材的組織與拉伸性能

2.2.1 不同時效制度下6005A+Sc合金型材的拉伸性能

圖4為合金型材在175 °C、不同保溫時間下的拉伸性能。從圖4可見：隨著時效時間的延長，合金的伸長率先降低后保持基本穩(wěn)定，而抗拉強度和屈服強度均為先增加后降低，試樣在峰時效制度下（175°C/8 h）的抗拉強度和屈服強度達最高值；隨著時效溫度的升高，合金的伸長率降低，而抗拉強度、屈服強度先升高后降低，在175°C時強度達到最高值。

圖4 6005A+Sc合金經(jīng)不同時效處理后的拉伸性能變化Figure 4 Changes in tensile properties of the 6005A+Sc alloy after different ageing treatments

2.2.2 不同時效制度下6005A+Sc合金型材的微觀組織

圖5為合金經(jīng)不同時效處理后的EBSD組織。從圖5可見：經(jīng)175 °C/8 h峰時效后，合金組織呈纖維狀分布，與擠壓態(tài)相比，在晶界周圍的亞晶組織和再結(jié)晶晶粒數(shù)量增多；經(jīng)175 °C/48 h過時效處理后，合金組織仍呈纖維狀分布，但亞晶和再結(jié)晶晶粒尺寸稍有增加。

圖5 6005A+Sc合金經(jīng)不同時效處理后的EBSD組織Figure 5 EBSD microstructure of the 6005A+Sc alloy after different ageing treatments

合金經(jīng)175 °C/2 h時效后的TEM組織如圖6所示。圖中列出了典型的β"相在低倍透射電鏡下的形貌及其相應(yīng)的SADP、插入型β"相的高分辨透射電鏡圖及其相應(yīng)的FFT圖，揭示插入型β"相的形成過程。從圖6（a）可見，經(jīng)175 °C/2 h人工時效后，由于時效時間短，強化相析出不充分，析出GP區(qū)和β"相，并且β"相尺寸較小且數(shù)量密度低（圖中圈內(nèi)所示）。從圖6（b）析出相對應(yīng)的［001］Al帶軸下的SADP可見，鋁基體的衍射斑點在相鄰基體衍射斑點中央，圍繞［110］Al衍射位置沿著<100>Al方向排列的“十字形”衍射圖案，說明基體中存在強化相。從圖6（c）高分辨透射電鏡圖可見，基體中存在不同形貌的強化相。時效剛開始時，原子運動速度加劇，通過擴散發(fā)生遷移，聚集形成Mg-Si原子團簇，這些原子團簇尺寸很小，與基體共格，又由于Mg和Si的原子半徑與基體相近，團簇的出現(xiàn)引起的晶格畸變小，原子團簇在透射電鏡圖中不會出現(xiàn)明顯的應(yīng)變場襯度；隨時效的進行，原子擴散運動加劇，越來越多的溶質(zhì)原子聚集在一起，部分原子團簇轉(zhuǎn)變?yōu)镚P區(qū)（如圖中方框A所示）。從圖6（d）為A區(qū)域相應(yīng)的FFT可見：在［001］Al帶軸下，除基體的衍射斑點外，還可觀察到微弱的衍射斑紋沿著<110>Al方向分布，這些斑紋來自GP區(qū)組織。這些密度很高的GP區(qū)可作為后續(xù)β"相形核的核心，隨原子擴散的繼續(xù)進行，GP區(qū)沿著基體的<100>Al方向生長，形成與基體部分共格的新相（圖（c）中箭頭B所示），這些相是β"相的前驅(qū)相，前驅(qū)相尺寸較小約為2 nm，與Al基體部分共格，可觀察到微弱的衍射斑紋；隨后，前驅(qū)相進一步轉(zhuǎn)變?yōu)榫哂嗅槧钚蚊驳摩?相（圖（c）中箭頭C所示）。圖6（e）為一個放大的插入型β"相，從圖6（f）插入型β"相的FFT圖可觀察到明顯的衍射斑紋。

圖6 6005A+Sc合金經(jīng)175℃/2 h時效處理后的TEM圖Figure 6 TEM images of the 6005A+Sc alloy after aging treatment at 175 °C/2 h

合 金 經(jīng)175 °C時 效4—96 h后 的TEM圖 及 相應(yīng)的SADP圖如圖7所示。從圖7（a）可見：當(dāng)合金經(jīng) 過175 °C/4 h時效后，基 體中析 出 大 量 的GP區(qū)，同時沿著<100>Al方向析出的針狀β"相數(shù)量增加，析出相面密度為5.4×10-3nm-2；GP區(qū)與基體共格、β"相與基體部分共格，二者均為合金的強化相，在其相應(yīng)的［001］Al的方向出現(xiàn)了弱的衍射條紋。從圖7（b）和圖7（c）可見：經(jīng)175 °C/8 h時效后，合金中存在高密度且互相垂直的針狀β"強化相（見圖中箭頭A所示），β"相為合金的主要強化相，此時強化效果最佳，對應(yīng)于合金強度的最高值，合金達到峰時效狀態(tài)；β"強化相在［100］Al和［010］Al方向上顯示出明顯的相干衍射，在與其垂直的方向均勻地分布著點狀析出相，這些點狀析出相為針狀強化相在［001］Al方向上的形態(tài)（見圖中箭頭B所示）；析出相均勻地分布在Al基體中，β"沉淀相數(shù)量增加，析出相面密度為5.6×10-3nm-2，其長度增大；在相應(yīng)的［001］AlSADP光譜中，可以觀察到明顯的“十字型”的衍射斑紋；在其高分辨透射圖中，虛線圓圈中為插入型β"相，尺寸 為4—6 nm，在a軸和c軸方 向與Al基體不共格；虛線方框內(nèi)為平躺型β"相，尺寸為30—40 nm，在b軸方向與Al基體共格。圖7（d）為時效24 h時合金微觀組織。從圖7（d）可見：合金部分GP區(qū)回溶到基體中，部分GP區(qū)長大形成β"相；此時，β"相仍占主導(dǎo)地位，但尺寸變大，長度為60—80 nm，這時合金的性能輕微下降。圖7（e）為時效時間延長至48 h時合金的微觀組織。從圖7（e）可見：析出相面密度減少至3.2×10-3nm-2，β′相開始出現(xiàn)；β′相呈現(xiàn)桿狀形貌，長度為100—500 nm，其與基體半共格，但其強化效果不如β"相，是Al-Mg-Si合金的次強化相。圖7（f）為時效時間96 h時的微觀組織。從圖7（f）可見，β′相尺寸增大，析出相密度進一步減少，面密度為2.0×10-3nm-2，β′相主要為細長桿狀、棒狀形貌，此時合金的強度下降。

圖7 6005A+Sc合金經(jīng)175℃保溫不同時效時間后的TEM圖Figure 7 TEM microstructures of the 6005A+Sc alloy after holding at 175°C for different times

圖8為合金在不同時效溫度下保溫8 h后的TEM圖。從圖8（a）可見：當(dāng)時效溫度為155 °C時，合金內(nèi)部主要由大量的GP區(qū)和少量的β"相組成；此時，β"相尺寸較小，長度為10—20 nm，析出相面密度為5.5×10-3nm-2，在相應(yīng)的SADP中可觀察到衍射斑紋，此時合金強度較高。從圖8（b）可見：當(dāng)時效溫度為175 °C時，晶內(nèi)以高密度的針狀β"相為主，尺寸為30—40 nm，沿著3個<100>Al取向分布；β"相在b軸方向與基體共格，在另外兩個方向與基體非共格，此時強度、硬度均達到峰值，但塑性稍有下降。從圖8（c）可見，當(dāng)時效溫度為195 °C時，針狀β"相仍占主導(dǎo)地位，尺寸增大，長度為60—80 nm，此時合金強度、硬度輕微下降。

圖8 6005A+Sc合金經(jīng)不同時效溫度保溫8 h后的TEM組織Figure 8 TEM images of the 6005A+Sc alloy after holding at different aging temperatures for 8 h

3 分析討論

3.1 微量Sc在6005A合金中的作用

微量Sc在6005A合金中除少量固溶在基體中外，主要的存在形態(tài)為Al3Sc相，初生的Al3Sc通常在合金凝固過程中形成，可以明顯地細化晶粒。主要是因為Al3Sc相的晶體結(jié)構(gòu)（L12型，a=0.4103 nm）與Al基體（FCC，a=0.4059 nm）極為相近，且兩相之間的錯配度小于1.25%；其次，Sc元素與Al元素之間的親和力遠大于其他元素，因此在合金凝固過程中往往優(yōu)先形成Al3Sc相；還有，Al3Sc的熔點高（1320℃）且分布均勻，其可作為其它相的形核核心，大大降低形核功，使晶?？焖傩魏?，從而達到細化晶粒的效果。

次生的Al3Sc是在均勻化或熱加工過程中從基體中析出來的，其形貌細小、彌散、均勻，主要對合金起再結(jié)晶抑制作用，由于Sc在Al中的固溶度極?。?00℃下為0.23%），在隨后的熱處理過程中析出了大量彌散分布的Al3Sc顆粒，這些顆?？梢杂行У刈柚箒喚Ы绲倪w移和合并，釘扎位錯，阻礙位錯的遷移，提高合金的再結(jié)晶溫度，從而抑制了合金的再結(jié)晶。

3.2 合金的時效析出序列

合金經(jīng)在線淬火后，Mg2Si相溶解到基體中，形成含Mg原子和Si原子的過飽和固溶體，其極易發(fā)生分解脫溶，經(jīng)時效后將析出一系列原子團簇和納米級別的亞穩(wěn)相，引起合金強度的變化。

合金時效時首處于欠時效狀態(tài)，大量的GP區(qū)從基體中析出，部分GP區(qū)轉(zhuǎn)變?yōu)槎提槧瞀?相，β"相沿著<100>Al方向析出，在b軸方向與基體共格、在a軸和c軸方向與基體不共格，其是合金最主要的強化相。繼續(xù)增加時效時間，β"相的數(shù)量密度和體積分數(shù)均增加，而合金強度也隨之增加。當(dāng)時效制度為175 °C/8 h時，合金中主要存在大量小尺寸的β"相和少量的GP區(qū)，針狀β"相沿三個方向垂直分布且長度為30—40 nm，此時合金達到峰時效。隨時效時間的進一步增加，合金進入過時效狀態(tài)，β"相尺寸增加、數(shù)量密度減少，并逐漸向β′（Mg9Si5）相轉(zhuǎn)變。β′相與基體半共格，呈桿狀形貌且尺寸比β"相大，強化能力也弱于β"相，是合金的次強化相，隨著大部分β"相向β′相轉(zhuǎn)變，合金強度下降。當(dāng)時效時間為175 °C/96 h時，β"相消失，β′相的數(shù)量密度也隨之降低，以及尺寸增大為500 nm，此時合金強度下降。

經(jīng)高溫長時間處理后，最終平衡相為β相（Mg2Si）和Si相。平衡相尺寸粗大且數(shù)量密度很低，強化效果差。通過上述對合金經(jīng)不同時效制度下的相和性能分析可知，合金峰時效發(fā)生在175 °C/8 h，β"相為主要強化相并呈針狀形貌，而析出相則沿著三個<100>Al方向垂直分布于基體中，此時合金的強度達到最大值。團簇、GP區(qū)、β′析出相及β平衡相均起到一定的強化作用，但他們的強化效果不如β"相。合金脫溶序列可歸納為過飽和固溶體→Mg-Si原子團簇→GP區(qū)→針狀β"相→桿狀β′相→片狀β相和Si相。

4 結(jié)論

基于6005A合金，在其中添加0.06%的Sc元素，研究Sc元素的添加對6005A合金的拉伸性能和微觀組織的影響，以及不同時效制度下含Sc的6005A合金的組織與性能。

（1）添加微量的Sc到6005A合金中，可顯著提高合金的強度和延伸率，與6005A合金相比，6006A+Sc合金的抗拉強度及屈服強度分別提高了14.8%和16.8%，伸長率提高了2.3%。

（2）添加微量Sc的合金晶粒得到細化，減少了枝晶偏析，形成了彌散的Al3Sc相，抑制了合金的再結(jié)晶。

（3）合金經(jīng)175 °C時效8 h后，析出了大量彌散分布的細小β"相，其強化效果最好。延長時效時間，β"相尺寸增加并逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)棣隆湎?，?jīng)96 h過時后，β"相消失，β′相尺寸增大且數(shù)量密度低，合金的強度和伸長率下降。