原標題：流變擠壓鑄造Al-5Zn-2Mg-1Cu-0.2Sc合金組織與力學性能研究

摘要：采用流變擠壓鑄造技術制備了Al-5Zn-2Mg-1Cu-0.2Sc合金，通過拉伸試驗、SEM和TEM等方法研究了澆注溫度對半固態漿料、流變擠壓鑄造合金組織和力學性能的影響。結果表明，隨著澆注溫度的降低，半固態漿料和流變擠壓鑄造合金初生α-Al相形貌逐漸轉變為近球形，在晶界附近析出的第二相分布越來越均勻，平均晶粒尺寸減小，圓整度增加。當澆注溫度為700 ℃時，半固態漿料初生相尺寸最小，約為35 μm，平均形狀因子約為0.49，流變擠壓鑄造后合金平均晶粒尺寸約為43 μm。流變擠壓鑄造合金力學性能隨著澆注溫度的降低逐漸增加。合金經過470 ℃×10 h+500 ℃×2 h雙級固溶后，大部分第二相溶于基體。120 ℃×24 h時效處理后，合金的屈服強度達539 MPa，抗拉強度達612 MPa，伸長率達11%。

Al-Zn-Mg-Cu系（7xxx系）高強鋁合金具有比強度高、塑性和耐腐蝕性好、易于機械加工等特點，廣泛應用于航空航天、交通運輸、機電儀表等領域。7xxx系鋁合金是一類典型的變形鋁合金，在實際生產中通常采用擠壓、軋制和鍛造等塑性變形方法成形。由于合金元素含量高、凝固溫度范圍寬，鑄造過程中易出現熱裂、偏析和組織粗大等缺陷，難以通過傳統液態成形制備復雜結構零部件，這嚴重限制了該類高性能鋁合金的應用范圍。隨著我國新能源汽車的發展，對結構件輕量化、高性能、高可靠性的需求越來越迫切，采用7xxx系高強鋁合金“以鋁代鋼”制備底盤與動力系統等關鍵復雜結構件是實現汽車輕量化的重要途徑，開發7xxx系鋁合金“以鑄代鍛”的新型液態/半固態成形技術也越來越受到國內外的關注。

流變擠壓鑄造技術具有成形溫度低、凝固收縮小、組織致密度高、鑄造缺陷少等優勢，可制備形狀復雜、內部質量和尺寸精度要求高的金屬零件，該技術在7xxx系高強鋁合金上的應用有望解決其鑄造成形性差的難題，實現“以鑄代鍛”的目標。近年來，國內外對于7xxx系鋁合金的流變擠壓鑄造研究主要集中于熔體的細化與均勻化處理、半固態漿料的制備方法及工藝參數、合金強化機制、流變鑄造工藝與數值模擬等方面。目前，相關研究主要通過改變制漿方法、添加復合細化劑制備高熔體質量漿料，研究成形壓力、保壓時間等工藝參數對7xxx系鋁合金組織的影響，但流變成形7xxx系合金的力學性能普遍不如鍛造成形和觸變成形。另一方面，在7xxx系鋁合金中復合添加Mn、Ti、Cr、Sc、Zr等元素，雖然可以提高流變成形合金強度，但其塑性相對較低，限制了其工業化應用。

本研究從Sc微合金化、流變成形溫度控制和熱處理3方面出發，提高流變擠壓鑄造7xxx系合金的強韌性。采用滾筒機械攪拌裝置制備Al-5Zn-2Mg-1Cu-0.2Sc合金半固態漿料，研究澆注溫度對合金半固態漿料、流變擠壓鑄造和熱處理組織性能的影響，旨在為7xxx系鋁合金流變成形技術的開發與應用奠定理論和實踐基礎。

1、試驗材料與方法

將鋁銅、鋁鈧、鋁錳、鋁鉻、鋁鈦硼中間合金，純鋅錠、純鎂錠等加入井式電阻爐進行熔煉、精煉制備Al-5Zn-2Mg-1Cu-0.2Sc合金。通過立式四柱型油壓機（YC27-63 800KN）對合金進行流變擠壓鑄造，模具預熱溫度為250 ℃，壓力為120 MPa，保壓時間為30 s，澆注溫度為700~740 ℃。

采用機械攪拌設備制備半固態漿料，包括機械攪拌系統和超敏溫度測量系統，見圖1。機械攪拌系統可調節筒體轉速、預熱溫度和傾角，超敏測溫系統可以對流出桶外的漿料快速測溫。試驗參數如下：機械攪拌圓筒預熱溫度為250 ℃，轉速為60 r/min，傾角為30°，制漿澆注溫度為700~760 ℃，漿料通過銅模冷卻。

圖1:機械旋轉滾筒與流變擠壓鑄造示意圖

對Al-5Zn-2Mg-1Cu-0.2Sc合金進行組織與性能分析。采用全譜直讀型電感耦合等離子體發射光譜儀（ICP-AES）分析化學成分，結果見表1。試樣經打磨拋光至鏡面后使用keller試劑（5 mLHNO3+3 mL HCl+2 mL HF+190 mL H2O）進行腐蝕。采用光學顯微鏡（ZEISS Axio observer A1）和掃描電鏡（Phenom XL）進行組織觀察，采用JEM2100透射電鏡觀察合金的高倍顯微組織并鑒定合金中相的結構。采用Rigaku D/max-2550V型衍射儀進行X射線分析，掃描角度范圍為10°~90°，掃描速度為10°/min。室溫拉伸試驗在Zwick/Roell Z100電子力學性能萬能試驗機上進行測試，拉伸速率為1 mm/min。

表1:Al-5Zn-2Mg-1Cu-0.2Sc合金的化學成分（wt.%）

2、試驗結果與分析

2.1 入口溫度與出口溫度的關系

圖2為合金漿料澆注溫度（漿料入口溫度）和漿料出口溫度的關系。可以看出，當澆注溫度從760 ℃降至750 ℃時，漿料出口溫度降幅較大。隨著澆注溫度繼續降低至720 ℃，漿料出口溫度基本上呈線性下降的趨勢，但仍高于液相線。當澆注溫度降至710 ℃時，漿料出口溫度開始低于液相線。當澆注溫度進一步降低至690℃時，漿料會在滾筒中直接凝固，見圖3。基于此，本研究中澆注溫度范圍為700~760 ℃。

圖2:Al-5Zn-2Mg-1Cu-0.2Sc合金漿料的澆注溫度和出口溫度關系圖

圖3:澆注溫度為690℃時，漿料在滾筒筒壁上形成的凝固殼

2.2 澆注溫度對漿料組織的影響

圖4和圖5分別為不同澆注溫度下漿料的金相組織和XRD圖譜。可以看出，合金主要由初生α-Al、 MgZn2、AlCuMg、Al2Cu和Al3Sc等第二相組成。隨著澆注溫度的降低，漿料中的初生α-Al枝晶逐漸減少，近等軸狀初生相逐漸增加，晶粒尺寸減小，平均圓整度增加，見圖6。

當澆注溫度為740 ℃時，初生α-Al晶粒平均尺寸為67.4 μm，平均圓整度為0.16，晶粒主要呈現出兩種不同的形態：尺寸較大的薔薇狀和樹枝晶和尺寸較小的近等軸晶，其圓整度較低，見圖4a。當澆注溫度降低到720 ℃時，開始出現尺寸較小的近球形晶粒。隨著溫度進一步降低到700 ℃，薔薇狀晶粒基本消失，且α-Al平均晶粒尺寸降低到35.1 μm，圓整度提升至0.49，此時半固態漿料質量最佳。

圖4:不同澆注溫度下Al-5Zn-2Mg-1Cu-0.2Sc合金漿料的金相組織（a）740℃ （b）720℃ （c）710℃ （d）700℃

圖5:Al-5Zn-2Mg-1Cu-0.2Sc合金的XRD圖

圖6:澆注溫度對Al-5Zn-2Mg-1Cu-0.2Sc合金漿料初生α-Al的影響

2.3 流變擠壓鑄造合金

2.3.1 微觀組織

圖7和圖8分別為不同澆注溫度下流變擠壓鑄造Al-5Zn-2Mg-1Cu-0.2Sc合金的金相與SEM照片。可以看出，鑄態組織主要由初生α-Al相與第二相組成，初生α-Al晶粒呈近球形或樹枝狀。隨著澆注溫度的降低，漿料中的初生α-Al枝晶逐漸減少，近球形初生α-Al相逐漸增加，晶粒尺寸減小，平均圓整度增加。另一方面，受澆注溫度的影響，第二相在晶界附近呈團聚狀分布。隨著澆注溫度降低至700 ℃，第二相的分布越來越均勻，尺寸逐漸減小。

當澆注溫度為740 ℃和760 ℃時，α-Al相以枝晶狀為主，粗大的第二相在晶界附近呈團聚狀析出，分布不均勻，對合金的性能不利。當澆注溫度降低至720 ℃和710 ℃時，枝晶狀晶粒數量減少，近等軸狀晶粒增加，第二相仍存在少量偏聚。當澆注溫度為700 ℃時，α-Al晶粒大部分為近球狀，晶粒尺寸相差不大，第二相分布均勻，平均晶粒尺寸約為43 μm。

圖7:不同澆注溫度下流變擠壓鑄造合金的金相組織（a）760℃ （b）740℃ （c）720℃ （d）710℃ （e）700℃

圖8:不同澆注溫度下流變擠壓鑄造合金的SEM組織（a）760℃ （b）740℃ （c）720℃ （d）710℃ （e）700℃

2.3.2 力學性能

不同澆注溫度下流變擠壓鑄造合金的力學性能隨著澆注溫度的變化見圖9。可以看出，隨澆注溫度降低，合金力學性能提高。當澆注溫度為700 ℃時，鑄態合金力學性能最佳，其屈服強度、抗拉強度和伸長率分別為277 MPa、357 MPa和4.5%。

圖9:澆注溫度對流變擠壓鑄造Al-5Zn-2Mg-1Cu-0.2Sc合金的力學性能的影響

隨著澆注溫度的降低，半固態漿料和擠壓合金鑄態組織在700 ℃時晶粒尺寸最小，圓整度最大，力學性能最佳。這主要是因為，熔體進入滾筒后，不斷的接觸滾筒內壁，增加了形核冷卻的有效面積和形核襯底面積，形核核心數目增加，在滾筒攪拌作用下，內壁生成的形核核心轉移到熔體內部，起到細化晶粒的作用。當澆注溫度在760 ℃時，熔體內部溫度過高，部分初生晶核重新熔化，降低了熔體內部自由晶的數量。隨著澆注溫度的降低，漿料出口溫度低于合金液相線溫度，熔體中保存了大量初生晶核，初生α-Al相依附初生晶核或Al3Sc相生長。當澆注溫度降至700 ℃時，熔體內部的凝固潛熱減小，在滾筒的攪拌作用下，熔體在滾筒內壁異質形核增加，使得晶粒尺寸進一步減小，通過凝固初期的局部激冷和攪拌混合快速散去合金熔體的結晶潛熱，實現了合金熔體中大量形核與晶粒游離，導致晶粒尺寸減小，圓整度增加。因此，隨著澆注溫度的降低，初生α-Al相逐漸圓整化、細化，第二相尺寸減小、分布更加均勻，使拉伸過程中局部應力集中減弱，流變擠壓鑄造合金的屈服強度和抗拉強度增加。

2.4 熱處理對合金組織與性能的影響

2.4.1 固溶處理

在470 ℃×10 h + 500 °C×2 h雙級固溶處理后進行120 °C×24 h時效處理后合金的微觀組織與XRD分別見圖10和圖11。與流變擠壓鑄造合金相比，晶界附近析出的第二相等微觀偏析減少，大量溶入到基體中。XRD結果顯示，流變擠壓鑄造固溶態合金中的MgZn2、AlCuMg、Al2Cu和Al3Sc等第二相的衍射峰基本消失。經過雙級固溶后，溶質分布更加均勻。

圖10:在470℃×10 h+ 500°C×2 h雙級固溶后合金Al-5Zn-2Mg-1Cu-0.2Sc的SEM照片

圖11:Al-5Zn-2Mg-1Cu-0.2Sc合金固溶態XRD圖

2.4.2 時效處理

圖12為時效處理后合金的組織，可以看出，與固溶態組織相差不大。7xxx系鋁合金在時效過程中的沉淀相析出順序主要為：α-Al(過飽和固溶體)→共格GP區→半共格可相(亞穩態MgZn2)→非共格相(平衡相MgZn2)。為進一步解析結構特征，對時效合金進行高分辨電鏡分析，見圖13。

圖12:合金Al-5Zn-2Mg-1Cu-0.2Sc時效120℃×24h的金相與SEM組織

從圖13a和圖13b中的明場像和暗場像都可以發現，在晶粒內部除GP區和少量η′（MgZn2）相外，均勻分布許多細小的顆粒。通過在[001]軸獲取的該區域的超點陣衍射斑點，經過軟件計算出其晶格常數a=0.4172 nm，面心立方結構（FCC），Al3Sc的晶格常數為0.410 nm，鋁基體的晶格常數為0.405 nm，可確定這些顆粒為Al3Sc相。對圖10a中的顆粒進行尺寸統計，Al3Sc相的平均晶粒尺寸約為22 nm。從圖13c和圖13d的明場像和暗場像中可以發現，在晶界處有一些尺寸較大的第二相，通過分析在[011]軸獲取的該區域的超點陣衍射斑點，確定這些第二相為Al3Sc。根據第二相粒子強化機制，這些細小彌散的Al3Sc粒子均勻分布在基體中，通過對位錯運動的阻礙作用可以起到顯著的強化效果，這是含Sc合金強度提高的主要原因之一。

圖13:120 ℃×24 h時效后合金的TEM明場和暗場分析
（a）晶粒內部明場像（插圖中B= [001]）（b）晶粒內部暗場像（c）晶界明場像（插圖中B= [011]）（d）晶界暗場像

2.4.3 力學性能

對熱處理合金進行力學性能測試，并與鑄態合金相對比，結果見圖14。對合金進行時效處理后屈服強度、抗拉強度和伸長率可達539 MPa、612 MPa和10.5%，與變形合金7075-T651性能相當。

圖14:鑄態與熱處理態合金的力學性能

固溶和時效處理后合金強度提升的主要原因是在晶內析出了GP強化區，同時，Al3Sc粒子發揮出了細晶強化和彌散強化的雙重作用。對合金進行時效處理，析出相主要以彌散的共格納米級富集原子GP區為主，同時晶粒內部也存在少量的短棒狀η′-MgZn2相。GP區異類原子引起的晶格畸變、MgZn2相和含Sc化合物相產生的晶格畸變提高了合金的強韌性。

3、結論

（1）在滾筒攪拌制漿過程中，隨著澆注溫度的降低，初生α-Al相由樹枝狀轉變為近球狀，晶粒尺寸減小，圓整度增加，澆注溫度為700 ℃時，初生α-Al相的平均晶粒尺寸約為35 μm，平均形狀因子約為0.49，半固態漿料質量最佳。

（2）隨著澆注溫度的降低，流變擠壓鑄造Al-5Zn-2Mg-1Cu-0.2Sc合金晶粒逐漸減小，澆注溫度為700 ℃時，α-Al相為近球形，平均晶粒尺寸約為43 μm。經雙級固溶（470 ℃×10 h+500 ℃×2 h）后，大部分第二相溶解于基體中，屈服強度、抗拉強度和伸長率分別為289 MPa、488 MPa和20%。

（3）流變擠壓鑄造Al-5Zn-2Mg-1Cu-0.2Sc合金在120 ℃×24 h時效處理后，屈服強度、抗拉強度和伸長率分別達到539 MPa、612 MPa和10.5%，與變形合金7075-T651性能相當。

作者：

張亮 王一笑 袁松陽 劉文才 吳國華
上海交通大學輕合金精密成型國家工程研究中心

涂季冰
鼎鎂（昆山）新材料科技有限公司

本文來自：《特種鑄造及有色合金》雜志2021年第41卷第05期