田少鲲等：Sc对7056铝合金组织和性能的影响 ·1301· 子，而是晶体结构与尺寸和A山，Sc非常相似的山，型 350 ☑7056合金 ☒7056合金+S0 AL,Zr粒子，随后Sc原子通过扩散逐步取代AlZm 300 粒子中的部分Zr原子，形成具有山，型的A山(Sc 250 Zx,-)粒子，该粒子在凝固过程中作为非均质形核 200 核心，促进了铸态合金晶粒的细化.所以，添加质量 分数0.2%Sc元素的7056铝合金的铸态组织呈现 出较为均匀的等轴晶.此外，加入Sc元素后，晶粒 100 发生明显细化也离不开Sc的净化作用和变质作用. 57 50 ◆ 40 Sc可以与Si、Fe等杂质元素形成稳定的化合物，改 8.8 变了其原有的存在状态，抑制了粗大的富铁相的形 状态 成.A1是面心立方结构，Sc是密排六方结构9，由 图2两种合金在不同状态下平均品粒大小(1一铸态：2一固溶 于晶体结构的不同，Sc在A1基体中的固溶度较小， 态：3一时效态) 因此，富集在固-液界面前沿的Sc增大了成分过冷， Fig.2 Average grain size of the two alloys in different states(1-as- 减小了二次枝晶间距，细化了晶粒 cast:2-solid solution;3-aging) 固溶处理(475℃+2h)和时效处理(120℃+ 在凝固过程中，存在L+A山，Zr→a-Al的包晶反 16h)后合金的显微组织分别如图1(e)、(f)和图1 应.研究合金中Zx元素质量分数达到0.18%，超过 (g)、(h)所示.可以看出，添加质量分数0.2%的Sc 了0.11%，可以形成具有四方D0型结构的初生 元素后，固溶处理后合金的品粒大小由几微米至一 ALZx粒子.该晶体结构点阵常数a=0.4013nm, 百微米减小到几微米至四十微米左右，平均品粒大 c=1.732nm,与Al基体的晶体结构存在较大差别： 小由40m减小至11m.而时效处理后合金的晶 而且ALZr的某些晶格参数与A1基体也不匹配.因 粒大小由几微米至五十微米减小到二微米至二十微 此，7056铝合金当中虽然有较多的Zr元素，但是不 米左右，平均晶粒大小由8.8m减小到5um.由于 能很好的起到细化品粒的作用，所以铸态7056铝合 Sc元素的加人所形成的AL,(Sc,Zx1-)粒子对铸态 金显微组织为粗大的树枝状 晶粒的细化作用，导致含Sc合金在固溶态及时效态 当添加Sc元素后，可以形成具有面心立方L2 的晶粒均比不添加Sc元素要细小.图3给出了两 型(AuCu3型)结构的初生AL,Sc粒子.该粒子与Al 种合金在T6态下ALZr和AL(Sc,Zx1-)粒子的透 的晶格常数分别为0.4106±0.007nm和0.4049 射电镜形貌.从图中可以看出，AZr粒子为球形， nm;而且二者的晶格错配度也很小，因此，AlSc粒 尺寸在20nm左右；A山(Sc,Z1-x)粒子为“豆瓣状”， 子可以在凝固过程中起到非均质形核核心的作用， 且尺寸较大，约在100nm左右. 从而细化合金的晶粒.但是研究合金中只添加了质 2.2Sc对7056铝合金再结晶行为的影响 量分数0.2%Sc元素，不能形成AL,Sc第二相粒子. 图4为不添加Sc元素与添加质量分数0.2%Sc 李海等[]研究表明，在一定条件下，熔体在凝固过 元素的7056铝合金经过挤压变性后，沿着挤压方向 程中，并不会形成具有D0a型结构的初生A山Zr粒 所看到的显微组织图.从图中可以看到，不添加Sc 质量 分数/% Mg 0.80 质量 分数/% Al 57.66 Mg 2.09 Ti 4.68 Al 72.37 3.56 Cu 7.80 Cu 1.24 Zn 10.45 Zn 11.67 Zr 5.90 Zr 18.60 Se 3.17 300nm (a b 图3合金在T6态下透射电镜图及选区能谱分析.(a)不含Sc;(b)含Sc Fig.3 TEM images for the alloy samples aged with T6 and EDS analysis results of the selected area:(a)without scandium;(b)with scandium田少鲲等: Sc 对 7056 铝合金组织和性能的影响 图 2 两种合金在不同状态下平均晶粒大小(1—铸态;2—固溶 态;3—时效态) Fig. 2 Average grain size of the two alloys in different states(1—as鄄 cast; 2— solid solution; 3—aging) 在凝固过程中,存在 L + Al 3Zr寅琢鄄Al 的包晶反 应. 研究合金中 Zr 元素质量分数达到 0郾 18% ,超过 了 0郾 11% ,可以形成具有四方 DO23 型结构的初生 Al 3Zr 粒子. 该晶体结构点阵常数 a = 0郾 4013 nm, c = 1郾 732 nm,与 Al 基体的晶体结构存在较大差别; 而且 Al 3Zr 的某些晶格参数与 Al 基体也不匹配. 因 此,7056 铝合金当中虽然有较多的 Zr 元素,但是不 能很好的起到细化晶粒的作用,所以铸态 7056 铝合 金显微组织为粗大的树枝状. 图 3 合金在 T6 态下透射电镜图及选区能谱分析. (a)不含 Sc;(b)含 Sc Fig. 3 TEM images for the alloy samples aged with T6 and EDS analysis results of the selected area: (a) without scandium; (b) with scandium 当添加 Sc 元素后,可以形成具有面心立方 Ll2 型(AuCu3型)结构的初生 Al 3 Sc 粒子. 该粒子与 Al 的晶格常数分别为 0郾 4106 依 0郾 007 nm 和 0郾 4049 nm;而且二者的晶格错配度也很小,因此,Al 3 Sc 粒 子可以在凝固过程中起到非均质形核核心的作用, 从而细化合金的晶粒. 但是研究合金中只添加了质 量分数 0郾 2% Sc 元素,不能形成 Al 3 Sc 第二相粒子. 李海等[18]研究表明,在一定条件下,熔体在凝固过 程中,并不会形成具有 DO23型结构的初生 Al 3 Zr 粒 子,而是晶体结构与尺寸和 Al 3 Sc 非常相似的 Ll 2型 Al 3Zr 粒子,随后 Sc 原子通过扩散逐步取代 Al 3 Zr 粒子中的部分 Zr 原子,形成具有 Ll 2 型的 Al 3 ( Scx Zr1 - x)粒子,该粒子在凝固过程中作为非均质形核 核心,促进了铸态合金晶粒的细化. 所以,添加质量 分数 0郾 2% Sc 元素的 7056 铝合金的铸态组织呈现 出较为均匀的等轴晶. 此外,加入 Sc 元素后,晶粒 发生明显细化也离不开 Sc 的净化作用和变质作用. Sc 可以与 Si、Fe 等杂质元素形成稳定的化合物,改 变了其原有的存在状态,抑制了粗大的富铁相的形 成. Al 是面心立方结构,Sc 是密排六方结构[19] ,由 于晶体结构的不同,Sc 在 Al 基体中的固溶度较小, 因此,富集在固鄄鄄液界面前沿的 Sc 增大了成分过冷, 减小了二次枝晶间距,细化了晶粒. 固溶处理(475 益 + 2 h)和时效处理(120 益 + 16 h)后合金的显微组织分别如图 1( e)、( f)和图 1 (g)、(h)所示. 可以看出,添加质量分数 0郾 2% 的 Sc 元素后,固溶处理后合金的晶粒大小由几微米至一 百微米减小到几微米至四十微米左右,平均晶粒大 小由 40 滋m 减小至 11 滋m. 而时效处理后合金的晶 粒大小由几微米至五十微米减小到二微米至二十微 米左右,平均晶粒大小由 8郾 8 滋m 减小到 5 滋m. 由于 Sc 元素的加入所形成的 Al 3 ( Scx Zr1 - x )粒子对铸态 晶粒的细化作用,导致含 Sc 合金在固溶态及时效态 的晶粒均比不添加 Sc 元素要细小. 图 3 给出了两 种合金在 T6 态下 Al 3 Zr 和 Al 3 (Scx Zr1 - x)粒子的透 射电镜形貌. 从图中可以看出,Al 3 Zr 粒子为球形, 尺寸在 20 nm 左右;Al 3 (ScxZr1 - x)粒子为“豆瓣状冶, 且尺寸较大,约在 100 nm 左右. 2郾 2 Sc 对 7056 铝合金再结晶行为的影响 图 4 为不添加 Sc 元素与添加质量分数 0郾 2% Sc 元素的 7056 铝合金经过挤压变性后,沿着挤压方向 所看到的显微组织图. 从图中可以看到,不添加 Sc ·1301·