第11期 舒文祥等：先进高强韧A一-Zn-MgCu合金凝固和均匀化组织及相构成 ·1537· (a) 0.1 4g相 (d) 放热 (c) 0 b (a) -0.1 吸热蜂1 AMB合金铸态 0.2 吸热峰2 A4▲A合金铸态 0.5 (aA合金铸态 b)B合金铸态 B合金均化 (回A合金均匀化态 A合金均匀化态 (dB合金均匀化态 0.6 40 50 60 70 50100150200250300350400450500550 20/ 温度℃ 图2铸态和均匀化态A和B合金的相分析结果.()X射线衍射图谱：(b)差示扫描量热曲线 Fig.2 Phase analysis results of as-cast and homogenized alloy A and B:(a)XRD patterns:(b)DSC curves 的体积分数成正比.图2(b)所示铸态A和B合 和Lever Rule条件模拟下所得到的凝固路径，可见 金差示扫描量热曲线上吸热峰1和2所对应的吸热 A和B合金在上述两种条件下模拟所得到的凝固路 峰温度T和反应焓△H.列于表3，从表3可看出，铸 径存在明显差异.首先，在平衡凝固条件下，两种合 态B合金含有更多的σ相，这与X射线衍射所显示 金在整个凝固过程中都只有A山Zr和(A)形成， 铸态B合金σ相衍射峰更强的现象相符 然而在Scheil Model条件下的模拟结果显示上述两 表3铸态A和B合金差示扫描量热曲线吸热峰温度T。和反应格 种合金在凝固过程中会先后形成四种相，即ALZ、 △Hg a(Al)、σ和0相.其次，两种合金在Scheil Model条 Table 3 Peak temperature Tp and heat of reaction AHg calculated from 件下模拟所得到的整个凝固温度区间远远大于合金 the DSC curves of the as-cast alloy A and B 在Lever Rule条件下模拟所得到的凝固温度区间. 吸热峰1 吸热峰2 合金 对比A和B合金的铸态相组成及图3所示凝固模 Tm/℃ △Hg/(Jg1) Tr/℃ △Hg/(Jg1) 拟结果（不考虑Zr元素），可看出A和B合金的实 468.1 0.091 477.1 5.974 际凝固过程介于Lever Rule和Scheil Model两种模 B 478.0 7.939 拟结果之间，且更接近于Scheil Model条件下的模 2.2凝固过程模拟 拟.A合金的实际凝固路径与其在Scheil Model状 从上文对A和B合金铸态组织的研究可推断， 态下的凝固模拟结果一致，而B合金的实际凝固路 在不考虑Z:元素添加的情况下（凝固过程中一次析 径接近于其在Scheil Model状态下的凝固模拟，二 出的A山Zr粒子很难通过扫描电镜观察、X射线衍 者的差异在于模拟结果表明铸态B合金含有0相 射和差示扫描量热分析的方法测出)，A和B合金 750 的凝固路径分别为：Liquld→(Liquild+a(Al))→ 700- L+AL.Z (Liquild+a(Al)+σ）→(Liquild+a(Al)+g+0) 650 L+Al,Zr+0(Al) 和Liquild-→(Liquild+a(Al)→(Liquild+a(Al)+ 600 E550H σ).本文对A和B合金凝固路径的热力学分析采 L+Al.Zr+a(Al) 用Lever Rule和Scheil Model两种条件进行模拟. 500 450 我们知道，Lever Rule和Scheil Model是合金凝固过 A合金，Scheil Model L+AL.Zr+0(Al+G 400 一B合金，Scheil Model 程模拟的两个极端条件，在Lever Rule条件下，合金 -A合金Lever Rule L+Al.Zr+0Al+G+0 350 --B合金Lever Rule 的凝固被认为是一个极其缓慢的过程，凝固过程中 300 整个固相一液相体系被认为达到了一个绝对平衡的 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 固相摩尔分数 状态：而Scheil Model是一个非平衡状态，在该条件 图3A和B合金在Scheil Model和Lever Rule条件下模拟得到 下液相中原子扩散均匀，固相中没有扩散发生 的凝固路径 一般来说，合金的实际凝固路径介于以上两种极端 Fig.3 Calculated solidification paths of alloy A and B in the Lever 条件之间.图3显示了A和B合金在Scheil Model rule and the Scheil model第 11 期 舒文祥等: 先进高强韧 Al--Zn--Mg--Cu 合金凝固和均匀化组织及相构成 图 2 铸态和均匀化态 A 和 B 合金的相分析结果． ( a) X 射线衍射图谱; ( b) 差示扫描量热曲线 Fig． 2 Phase analysis results of as-cast and homogenized alloy A and B: ( a) XＲD patterns; ( b) DSC curves 的体积分数成正比［14］． 图 2( b) 所示铸态 A 和 B 合 金差示扫描量热曲线上吸热峰 1 和 2 所对应的吸热 峰温度 TP和反应焓 ΔHＲ列于表 3，从表 3 可看出，铸 态 B 合金含有更多的 σ 相，这与 X 射线衍射所显示 铸态 B 合金 σ 相衍射峰更强的现象相符． 表 3 铸态 A 和 B 合金差示扫描量热曲线吸热峰温度 TP和反应焓 ΔHＲ Table 3 Peak temperature TP and heat of reaction ΔHＲ calculated from the DSC curves of the as-cast alloy A and B 合金 吸热峰 1 吸热峰 2 TP /℃ ΔHＲ /( J·g － 1 ) TP /℃ ΔHＲ /( J·g － 1 ) A 468. 1 0. 091 477. 1 5. 974 B — — 478. 0 7. 939 2. 2 凝固过程模拟 从上文对 A 和 B 合金铸态组织的研究可推断， 在不考虑 Zr 元素添加的情况下( 凝固过程中一次析 出的 Al3Zr 粒子很难通过扫描电镜观察、X 射线衍 射和差示扫描量热分析的方法测出) ，A 和 B 合金 的凝固路径分别为: Liquld→( Liquild + α( Al) ) → ( Liquild + α( Al) + σ) →( Liquild + α( Al) + σ + θ) 和 Liquild→( Liquild + α( Al) ) →( Liquild + α( Al) + σ) ． 本文对 A 和 B 合金凝固路径的热力学分析采 用 Lever Ｒule 和 Scheil Model 两种条件进行模拟． 我们知道，Lever Ｒule 和 Scheil Model 是合金凝固过 程模拟的两个极端条件，在 Lever Ｒule 条件下，合金 的凝固被认为是一个极其缓慢的过程，凝固过程中 整个固相--液相体系被认为达到了一个绝对平衡的 状态; 而 Scheil Model 是一个非平衡状态，在该条件 下液相中原子扩散均匀，固相中没有扩散发生［15］． 一般来说，合金的实际凝固路径介于以上两种极端 条件之间． 图 3 显示了 A 和 B 合金在 Scheil Model 和 Lever Ｒule 条件模拟下所得到的凝固路径，可见 A 和 B 合金在上述两种条件下模拟所得到的凝固路 径存在明显差异． 首先，在平衡凝固条件下，两种合 图 3 A 和 B 合金在 Scheil Model 和 Lever Ｒule 条件下模拟得到 的凝固路径 Fig． 3 Calculated solidification paths of alloy A and B in the Lever rule and the Scheil model 金在整个凝固过程中都只有 Al3 Zr 和 α( Al) 形成， 然而在 Scheil Model 条件下的模拟结果显示上述两 种合金在凝固过程中会先后形成四种相，即 Al3 Zr、 α( Al) 、σ 和 θ 相． 其次，两种合金在 Scheil Model 条 件下模拟所得到的整个凝固温度区间远远大于合金 在 Lever Ｒule 条件下模拟所得到的凝固温度区间． 对比 A 和 B 合金的铸态相组成及图 3 所示凝固模 拟结果( 不考虑 Zr 元素) ，可看出 A 和 B 合金的实 际凝固过程介于 Lever Ｒule 和 Scheil Model 两种模 拟结果之间，且更接近于 Scheil Model 条件下的模 拟． A 合金的实际凝固路径与其在 Scheil Model 状 态下的凝固模拟结果一致，而 B 合金的实际凝固路 径接近于其在 Scheil Model 状态下的凝固模拟，二 者的差异在于模拟结果表明铸态 B 合金含有 θ 相 · 7351 ·