超高强度铝合金是一种由铝、锌、镁、铜等元素组成的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金。该合金具有高强度、优异的耐腐蚀和塑韧性等特点,相比于一般铝合金,其强度能够提高50%以上^[1-3]。该合金材料同时具备耐蚀性、耐磨性等优异性质,在海水、酸性和碱性环境中都表现出较优性能,因此可以在恶劣环境下使用。研究发现,随着铝合金中Cu含量和Mg含量的增加,合金的拉伸强度逐渐升高,但延伸率和断裂韧性则逐渐降低。在Al-Zn-Mg-Cu系铝合金中,当Zn/Mg的比值保持在3.4左右时,合金表现出了极高的强度和硬度。然而,此时增加Cu/Mg比例并不能明显改变铝合金的拉伸强度和延伸率,却导致断裂韧性急剧下降^[4]。例如Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu铝合金有着极佳的抗拉强度,但其延伸率和断裂韧性相对较差^[5]。

钪（Sc）元素作为一种稀土元素,在铝合金中扮演重要角色,它的加入对铝合金的铸态组织和热处理强化组织都有明显的改善作用^[6]。钪在铝合金中与铒（Er）和锆（Zr）一样发挥着细晶强化和沉淀强化作用,在铝合金中添加微量Sc（0.07%~0.35％）元素,可以形成A1₃Sc强化相,能够有效地增加合金的硬度和抗拉强度等机械性能^[7-8]。除此之外,钪还能够提高铝合金的重结晶抗性,使其抗高温变形性能更强^[9]。目前,铝合金中Sc元素的微合金化主要集中在纯Al系、Al-Mg系、Al-Zn-Mg-Cu系,含Sc铝合金由于具有高强度、塑性好、耐蚀性等优异性能,目前被广泛应用于航空航天、军工、核能等尖端领域^[10]。

目前含钪铝合金的研究主要集中在以下几个方面：①合金设计与优化,钪的添加可以提高铝合金的强度和耐热性能,但也会影响合金的加工性能。因此,合理的合金设计和元素配比至关重要,这样才能实现含钪铝合金的优异性能。②微观结构与性能关系研究,含钪铝合金的显微组织和晶粒取向对其力学性能和耐热性能具有重要影响。借助金相显微镜、扫描电镜、透射电镜等测试设备,研究者们正在从微观角度探究含钪铝合金的结构与性能之间的关系。③自由成形技术研究,自由成形技术是一种新型的快速成形加工技术,通过这种技术可以更有效地提升含钪铝合金的机械性能和耐热性能,为合金的性能优化和应用拓展提供更多可能性。④热处理研究,对含钪铝合金进行热处理可以优化其力学性能、耐热性能和耐腐蚀性能。通过调控热处理工艺和参数,对含钪铝合金进行合适的固溶处理、时效处理或淬火处理,可以控制合金的组织结构和相变,从而达到提高合金性能的目的。总体而言,目前含钪铝合金的研究主要集中在合金设计与优化、微观结构与性能关系、自由成形技术及热处理研究等方面。未来的研究方向将进一步深入探究含钪铝合金的力学性能和耐热性能,并尝试将其应用于更广泛的领域^[11-18]。本研究使用JMatPro软件来确定Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu铝合金中钪元素的较优添加量,并制定较优的热处理工艺,利用熔炼设备浇铸制备合金锭,研究热处理对合金组织性能的影响。

1   实验部分

本研究使用JMatPro模拟软件进行铸造强度、均匀化、变温平衡相图、TTT/CCT和时效热处理等的模拟计算。在铸造强度计算中,采用20组不同浓度的Sc元素,以0.05%的步长输入模拟,开始凝固温度设定为750 ℃,步长为5 ℃。选择液体剩余0.01%的条件,并考虑所有固相不考虑气相。通过铸造强度模拟计算铸造铝合金的强度和二次枝晶间距,从中找到较优的Sc含量。在均匀化模拟中,选择单次温度模拟,将均匀化温度设定为475 ℃,最长时间为36 h,步长为6 ℃,二次枝晶间距设定为10 μm。计算中考虑Cu、Mg、Sc、Zn等4种元素的合金相,并模拟确定较优的均匀化工艺。在变温平衡相图模拟中,开始温度设定为750 ℃,结束温度设定为25 ℃,步长设置为5 ℃,通过变温平衡相图模拟得到适宜的固溶温度。在TTT/CCT模拟中,勾选TTT曲线模拟,并根据已确定的固溶温度进行输入。考虑所有相的组成,并以转化比例0.01%分别计算铝合金的TTT/CCT曲线,从中获得固溶转移时间和临界冷却速度。在时效模拟中,设置开始温度为固溶温度,结束温度为25 ℃,考虑所有相,模拟获得较优时效工艺。综上,在JMatPro模拟软件中进行铸造强度、均匀化、变温平衡相图、TTT/CCT和时效模拟,确定较优的Sc含量、适宜的均匀化工艺、固溶温度、固溶转移时间和临界冷却速度,同时得到较优的时效工艺,以期对铝合金的优化提供理论参考。

采用铝合金熔炼炉和电炉温度控制器制备铝合金,熔炼过程的烧损率按表1考虑^[19]。利用ARL3460直读光谱仪对熔炼得到的铸态铝合金进行成分含量测试。利用蔡司AxioVertA1金相显微镜对实验材料进行金相观察。利用华银HV-1000A硬度计测定实验材料的硬度（HV）,实验载荷和加载时间分别为50 g和10 s,硬度测量点位置间隔3 mm,每个硬度测量压痕的对角线长度分别记作D1和D2。利用美特斯E45.105拉伸试验机进行室温拉伸性能的检测,拉伸试样如图1所示,实验按照GB/T 228—2010标准进行。

表  1  铝合金熔炼过程中各化学元素损耗率^[19]

Table  1.  Loss rate of various chemical elements during aluminum alloy smelting process^[19]

元素	Al	Cu	Zn	Mg	Zr
烧损率/%	1.0~15.0	0.5~1.5	1.0~3.0	2.0~4.0	1.5~2.0

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图  1  拉伸试样图示

Figure  1.  Tensile specimen

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2   结果与分析

2.1   较优Sc含量及热处理工艺

对20组Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-xSc铝合金的抗拉强度和硬度值进行模拟分析,发现随着Sc元素含量的增加,合金的抗拉强度和硬度数值呈现上升趋势,具体数据见表2。

表  2  Al-Zn-Mg-Cu-xSc 铝合金的化学成分和力学性能

Table  2.  Chemical composition and mechanical properties of Al-Zn-Mg-Cu-xSc aluminum alloy

序号	Zn	Mg	Cu	Sc	抗拉强度/MPa	硬度/HV
1	8.67	2.50	2.50	0.05	415.52	136.20
2	8.67	2.50	2.50	0.10	415.83	136.31
3	8.67	2.50	2.50	0.15	417.53	136.89
4	8.67	2.50	2.50	0.20	420.61	137.94
5	8.67	2.50	2.50	0.25	424.12	139.13
6	8.67	2.50	2.50	0.30	427.58	140.31
7	8.67	2.50	2.50	0.35	431.01	141.48
8	8.67	2.50	2.50	0.40	434.41	142.64
9	8.67	2.50	2.50	0.45	437.78	143.78
10	8.67	2.50	2.50	0.50	441.11	144.92
11	8.67	2.50	2.50	0.55	444.40	146.04
12	8.67	2.50	2.50	0.60	447.67	147.15
13	8.67	2.50	2.50	0.65	450.92	148.26
14	8.67	2.50	2.50	0.70	454.14	149.35
15	8.67	2.50	2.50	0.75	457.33	150.43
16	8.67	2.50	2.50	0.80	460.50	151.51
17	8.67	2.50	2.50	0.85	463.64	152.58
18	8.67	2.50	2.50	0.90	466.76	153.64
19	8.67	2.50	2.50	0.95	469.86	154.69
20	8.67	2.50	2.50	1.00	472.94	155.74

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这一变化规律与已有的含Sc的铝合金研究结果有所不同。目前研究普遍认为Sc在铝合金中的溶解度有限,是一种微量稀土元素,尽管各种铝合金的较优Sc含量溶解度不同,但通常保持在0.20%~0.32%之间^[20]。Sc含量过高会导致Al₃Sc粒子聚集成大颗粒,使颗粒分布不均,且大颗粒会造成局部应力集中,从而降低铝合金的综合力学性能^[21-22]。通过JMatPro软件模拟得出的规律是一种理想情况下出现的,即在理想情况下,不管Sc含量多少,Al₃Sc相都会稳定且均匀分布。所以,JMatPro软件显示的性能规律是随着Sc元素含量增加,Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-xSc铝合金的抗拉强度和硬度数值不断上升。比较每次抗拉强度改变量和硬度改变量,发现当Sc含量从0.20%增加到0.25%时,合金的抗拉强度和硬度变化量最大。此外,考虑到Sc含量过高会导致Al₃Sc粒子聚集现象以及Sc的稀有且昂贵特点,确定Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu铝合金中较优的Sc添加量为0.25%。该添加量能够实现合金抗拉强度和硬度的最大单次提升,并兼顾实际生产过程中的颗粒聚集现象和成本问题。

优化的Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc合金常温相组成模拟、均匀化模拟、变温平衡相图模拟、TTT/CCT曲线模拟和常温时效模拟的结果如图2—图7所示。

图  5  Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc 合金TTT曲线模拟

Figure  5.  TTT curve simulation diagram of Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc

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图  6  Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc合金CCT曲线模拟

Figure  6.  CCT curve simulation diagram of Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc

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图  7  Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc合金常温时效模拟

Figure  7.  Room temperature aging simulation diagram of Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc

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结果表明,Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc铝合金在常温下的相组成为α-Al相（84.19%）、MgZn₂相（12.06%）、Al₂CuMg相（3.05%）和Al₃Sc相（0.70%）。在475 ℃保温24 h后,Cu、Mg、Sc和Zn等成分得到了均匀化分布。变温平衡相图模拟结果表明该合金在冷却过程中,当温度为480.06 ℃时铝合金发生固态相变,依次析出S（Al₂CuMg）相和θ（MgZn₂）相,因此,选择482 ℃作为固溶温度,在此温度下除A1₃Sc相外的其他相能够完全固溶到铝基体中,并且未固溶的A1₃Sc相在固溶温度下起到晶粒细化的效果。通过TTT曲线和CCT曲线模拟计算确定Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc铝合金各相的转变温度、孕育时间和无析出临界冷却速率。结果显示,在固溶温度下当冷却介质的冷却速度大于174.23 ℃/s、试样的固溶转移时间小于0.42 s时,才能抑制第二相的析出并获得过饱和固溶体。在时效时间达到16 h时,Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc铝合金处于峰时效状态,亚平衡相向平衡相的转变使得合金的强度和硬度增加。因此,根据以上模拟结果,确定Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc铝合金的综合热处理制度为475 ℃/24 h+482 ℃+25 ℃/16 h,要求冷却介质的冷却速度大于147.23 ℃/s,试样固溶的转移时间小于0.42 s。

2.2   均匀化热处理后合金组织及性能

对Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc铝合金进行配比熔炼,并在熔炼后通过直读光谱仪测得铸态铝合金的实际成分如表3所列。

表  3  直读光谱仪实测合金成分

Table  3.  Aluminum alloy composition direct reading spectrometer

元素	Zn	Mg	Cu	Sc	Si	Fe	Cr	Al
质量分数/%	8.66	2.49	2.50	0.25	0.006	0.031	0.015	余量

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铸态Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc铝合金均匀化热处理后金相组织如图8所示,图8（a）、图8（b）、图8（c）和图8（d）分别是在100倍、200倍、500倍和1 000倍数下的金相组织,经过观察和结合文献[23-25]确定MgZn₂主要在Al基体中析出并呈现为不规则的晶粒组织（图8中用黄色虚线标出位置）,Al₂CuMg主要是在晶界处析出并呈现为连续的黑色组织（图8中用蓝色虚线标出位置）,Al₃Sc主要是在Al基体中析出但呈现为规则的晶粒组织,如呈三角形和四边形（图8中用红色虚线标出位置）。

图  8  Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc铝合金金相组织像：（a） 100倍 ； （b） 200倍 ；（c）500倍 ； （d）1 000倍

（a） 100×； （b） 200×； （c） 500×； （d）1 000×

Figure  8.  Metallographic structure of Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc aluminum alloy：

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铸态Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc铝合金均匀化后的硬度如表4所列,其平均硬度为139.86 HV,与JMatPro软件模拟出来的硬度值139.13 HV基本一致。

表  4  Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc铝合金硬度

Table  4.  Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc aluminum alloy hardness value table

参数名称	1	2	3	4	5	6	7	8	9	10	平均
D1/mm	2.05	2.10	2.02	2.11	2.09	2.07	2.02	2.08	2.01	2.04	2.059
D2/mm	2.07	2.05	2.05	2.08	2.08	2.05	2.06	2.03	2.06	2.08	2.061
显微硬度/HV	139.8	137.8	143.3	135.2	136.5	139.8	142.6	140.5	143.3	139.8	139.86

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铸态Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc铝合金均匀化后的拉伸性能如表5所列,其平均拉伸强度为432.1 MPa,延伸率为10.31%,与JMatPro软件模拟出来的结果424.12 MPa相比,两者误差接近在5%的范围内,实验结果与模拟结果基本一致。

表  5  Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc铝合金拉伸强度

Table  5.  Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc aluminum alloy tensile strength table

参数名称	试样1	试样2	试样3	平均值
抗拉强度/MPa	428.2	435.8	432.3	432.1
最大力/kN	6.85	6.97	6.90	6.91
延伸率/%	10.26	10.31	10.35	10.31

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2.3   固溶时效热处理后合金组织及性能

Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc合金固溶时效热处理后金相组织如图9所示,其中图9（a）、图9（b）、图9（c）、图9（d）分别是该铝合金在100倍、200倍、500倍、1 000倍数下的金相组织,可以发现黑色组织有所减少且晶粒大小更为均匀,强化相数目更多且分布更加弥散。

图  9  固溶时效后相组织像：（a） 100倍；（b） 200倍；（c） 500倍；（d） 1 000倍

Figure  9.  Phase structure diagram after solid solution aging：（a） 100×； （b） 200×； （c） 500×； （d）1 000×

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合金的硬度如表6所列,其平均硬度为175.28 HV,相对固溶时效处理前硬度提高了35.42 HV。合金的拉伸性能如表7所列,其平均抗拉强度为578.7 MPa,延伸率为12.71%,与固溶时效处理前相比抗拉强度提升了146.6 MPa,延伸率提升了2.4%。

表  6  Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc铝合金固溶时效后硬度

Table  6.  Hardness table of Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc aluminum alloy after solid solution aging

参数名称	1	2	3	4	5	6	7	8	9	10	平均
D1/mm	1.90	1.88	1.87	1.90	1.80	1.81	1.82	1.81	1.80	1.82	1.841
D2/mm	1.86	1.87	1.85	1.85	1.83	1.83	1.80	1.84	1.85	1.82	1.840
显微硬度/HV	167.9	168.8	171.5	168.8	180.1	179.1	181.1	178.2	178.2	179.1	175.28

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表  7  Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc铝合金固溶时效后拉伸强度

Table  7.  Tensile strength of Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc aluminum alloy after solid solution aging

参数名称	试样1	试样2	试样3	平均值
抗拉强度/MPa	568.2	582.3	585.5	578.7
最大力/kN	9.10	9.31	9.40	9.27
延伸率/%	12.56	12.82	12.75	12.71

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3   讨 论

3.1   Sc元素对铝合金性能的影响

在铝合金中添加微量Sc元素会形成A1₃Sc粒子,该粒子为L12型面心立方晶格（AuCu₃结构,Pm3m空间群）,a=0.410 3 nm,与α (Al)基体的点阵常数0.404 88 nm非常接近,符合晶格相似点阵匹配原理,因此在铝合金凝固过程中A1₃Sc粒子可以起到非均质形核核心的作用^[26-28]。这些非均质形核核心为晶粒的成长提供了以下便利条件：①相变引导：非均质形核心的存在可以引导新晶粒的相变,从而促进晶粒的成长；②位向选择性：非均质形核心在晶粒内部的分布具有位向选择性,可以促进晶粒的有序排列和生长；③接触面积：非均质形核心的接触面积大于均质形核心,可以提供更多的成核位点,促进晶粒的生长。合金中A1₃Sc粒子的存在使得晶粒更容易形成,晶粒数目变得更多,致使合金的强度硬度、塑性韧性都有所增加。

3.2   固溶时效热处理对合金组织的影响

图10所示为500倍数下固溶时效前后的金相组织对比。结果显示,固溶处理前大量的Al₂CuMg相呈黑色网状在晶界处析出,固溶处理后该相沿着晶界不规则析出且含量明显减少；MgZn₂和Al₃Sc两相在固溶处理前后分布及含量变化不大,前者在固溶处理后依然是在晶粒中以黑色不规则形态析出,后者依然是在晶粒中以规则形态析出。固溶时效后合金的晶粒尺寸有所减小且组织分布更加均匀。在固溶阶段,铝合金在高温下溶解会造成晶体粗大和扩散,将固溶体和溶质有效地分离,并在晶界和局部浓度上显著地改变了合金系统的状态,导致了其晶粒变大并且硬度下降。但时效处理后,溶质被固定在原位,形成了弥散的强化相,并减少相的聚集析出,同时冷速较快避免了固溶体中形成过多的固溶体相,减少了不均匀尺寸的晶粒和化合物分布,从而提高了合金的力学性能^[29-30]。

图  10  铝合金500倍数下固溶时效前后金相组织像：（a）固溶前 ；（b）固溶后

（a） before solid solution； （b） after solid solution

Figure  10.  Metallographic microstructure of aluminum alloy before and after solid solution aging at 500 times：

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4   结 论

1）通过JMatPro软件模拟研究发现在Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu铝合金中最适合添加的Sc元素量为0.25%,合金的拉伸强度和硬度的单次变化量最大,同时可以避免Al₃Sc相的聚集。

2）Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc铝合金模拟的较优均匀化热处理工艺为475 ℃时保温24 h,固溶时效热处理工艺温度482 ℃,冷却介质的冷却速度大于174.23 ℃/s,试样转移时间小于0.42 s。

3）铸态Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc铝合金在均匀化热处理后硬度为139.86 HV、抗拉强度为432.1 MPa、延伸率为10.31%,合金中MgZn₂和Al₃Sc主要在α-Al基体中析出,Al₂CuMg在晶界处析出。MgZn₂呈不规则组织形态,Al₃Sc呈现为四边形或者三角形组织,Al₂CuMg呈黑色组织且主要分布在晶界处。

4）均匀化态Al-8.67Zn-2.5Mg-2.5Cu-0.25Sc铝合金在固溶时效热处理后硬度、抗拉强度和延伸率分别为175.28 HV、578.7 MPa和12.71%,合金的微观组织相对于固溶时效前在晶界处减少了更多的黑色网状组织,晶粒的平均大小有所减小且更为均匀,合金的综合力学性能进一步提高。