熊志方，晏南軍，張艷，楊明

(1.貴州大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，貴州 貴陽(yáng)，550025；2.貴州中鋁鋁業(yè)有限公司，貴州 貴陽(yáng)，550014；3.東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 沈陽(yáng)，110819)

3003鋁合金是以Mn為主要合金元素的非熱處理強(qiáng)化型鋁合金，具有適當(dāng)?shù)膹?qiáng)度、良好的耐蝕性以及焊接性能等優(yōu)點(diǎn)在汽車(chē)換熱器行業(yè)占據(jù)主導(dǎo)地位。超過(guò)95%的熱交換器，如冷凝器、蒸發(fā)器和散熱器，都是采用Al-Mn 合金[1-2]。目前，3003 鋁合金板材的加工方式主要有鑄錠熱軋法和連續(xù)鑄軋法。其中，連鑄連軋法具有投資小、效率高等特點(diǎn)被廣泛應(yīng)用于生產(chǎn)鋁合金板材毛坯。然而，連鑄連軋生產(chǎn)工藝由于快速冷卻導(dǎo)致鑄軋板中Mn元素過(guò)飽和。這類(lèi)鑄軋板在冷軋和隨后的退火過(guò)程中將會(huì)析出共同沉淀，這些共同沉淀將顯著地影響鋁合金的再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)[3-5]、晶粒尺寸[6-7]以及再結(jié)晶織構(gòu)[8-10]。為了獲得細(xì)小且均勻的晶粒組織，需要通過(guò)均勻化處理調(diào)控第二相顆粒的數(shù)量、尺寸以及固溶Mn元素的含量，最終控制3003板材質(zhì)量。同時(shí)，連鑄連軋3003鋁合金板材在處理過(guò)程中表層和芯部的變形量不同，因此，在表層變形量較大的區(qū)域第二相粒子易破碎為顆粒狀，而芯部變形量較小使得第二相粒子形狀不規(guī)則[11]，影響板材不同區(qū)域的組織均勻性。此外，變形會(huì)產(chǎn)生大量位錯(cuò)，研究表明[12]，溶質(zhì)原子會(huì)富集在位錯(cuò)線附近，形成析出相的核胚結(jié)構(gòu)；同時(shí)，位錯(cuò)也是溶質(zhì)原子擴(kuò)散的快速通道[13-14]，促進(jìn)應(yīng)變誘導(dǎo)析出行為，導(dǎo)致了不同區(qū)域的第二相分布不均。目前已有大量關(guān)于熱處理過(guò)程中3003 鋁合金板材析出相晶體結(jié)構(gòu)的研究[15-16]。然而，這些研究主要是對(duì)板材芯部進(jìn)行研究，而對(duì)板材表層和芯部第二相演變規(guī)律缺乏系統(tǒng)研究，因此，設(shè)計(jì)合理的熱處理工藝控制表層和芯部第二相分布均勻性，以此獲得均勻的微觀組織具有重要的科學(xué)意義和工程應(yīng)用價(jià)值。

基于此，本文對(duì)鑄軋3003 鋁合金板材進(jìn)行不同溫度的均勻化處理，并對(duì)比單級(jí)均勻化處理與雙級(jí)均勻化處理后表層和芯部第二相的尺寸和分布特征，旨在充分了解不同均勻化制度對(duì)3003 鋁合金板材表層和芯部析出行為的影響，從而控制基體中 Mn 元素固溶度、第二相的數(shù)量、大小分布，在3003鋁合金板材中獲得均勻的微觀組織。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料為貴州某公司提供的連續(xù)鑄軋3003鋁合金板材，其初始厚度為6.8 mm，其微觀組織、合金成分分別見(jiàn)圖1和表1。

表1 鑄軋3003鋁合金中化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of cast rolled 3003 aluminum alloy %

板材在軋制過(guò)程中，板厚方向變形不均勻，由表層至中心變形程度逐漸減弱，因此，板材的晶粒尺寸隨著距表層的深度增加逐漸粗化，如圖1(a)和(b)所示。此外，由于在連續(xù)鑄軋過(guò)程中板材的冷卻速度極快，不利于溶質(zhì)元素的擴(kuò)散，因此，大量溶質(zhì)原子會(huì)在晶界和枝晶界處偏聚，在冷卻過(guò)程會(huì)在該位置形成大量的蠕蟲(chóng)狀非平衡共晶組織。通過(guò)EDS 能譜分析可知，該組織為共晶化合物Al6(Mn,Fe)，如圖1(c)和(d)所示。

圖1 鑄軋3003鋁合金板材的初始微觀組織和第二相分布(內(nèi)嵌圖為共晶相的EDS能譜圖)Fig.1 Initial optical microstructure and second phase distribution of TRC 3003 alloy sheet(embedded image is EDS energy spectrum of eutectic phase)

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

具體實(shí)驗(yàn)過(guò)程為：首先從鑄軋板材上切取方塊試樣，然后采用到溫入爐方式放入高溫箱式爐進(jìn)行不同均勻化處理，預(yù)處理完成后立即水淬。均勻化處理工藝參數(shù)如表2所示。其中，多級(jí)均勻化處理高溫至低溫階段的降溫速率為60 ℃/h。

表2 均勻化處理工藝參數(shù)Table 2 Homogenization treatment parameters

1.3 表征手段

采用 Soptop 型偏光顯微鏡(POM)以及ZEISS SUPRA55場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡的背散射電子(BSE)觀察均勻化處理前后樣品的晶粒形貌與第二相粒子尺寸分布情況，所有晶粒形貌的觀察面均為板材的RD-ND 面。采用D60K 型渦流測(cè)試儀測(cè)量試樣的電導(dǎo)率，測(cè)試面為RD-ND 面。測(cè)量前，試樣表面被砂紙打磨平整，以保證探頭與試樣表面保持良好接觸，減小測(cè)量誤差。通過(guò)電火花切割機(jī)切下樣品RD-ND 面并使用Gatan 695 離子減薄儀制備TEM 樣品，采用透射電子顯微鏡FEI Talos F200X對(duì)試樣中第二相粒子進(jìn)行結(jié)構(gòu)表征，并通過(guò)EDS能譜分析其化學(xué)成分。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 均勻化處理后板材的微觀組織

圖2所示為鑄軋板材在不同溫度預(yù)處理下的光學(xué)微觀組織。從圖2 可見(jiàn)：當(dāng)均勻化溫度低于500 ℃時(shí)，3003 鋁合金板材沒(méi)有發(fā)生再結(jié)晶行為，仍保持變形態(tài)；當(dāng)均勻化溫度為550 ℃時(shí)，板材表層已經(jīng)發(fā)生再結(jié)晶，而芯部仍保持鑄態(tài)，這是由于表層比芯部具有更高的變形量，因此，先發(fā)生再結(jié)晶行為。當(dāng)均勻化溫度為600 ℃時(shí)，板材表層和芯部都完成再結(jié)晶行為，且表層比芯部具有更大的再結(jié)晶晶粒，表層晶粒粒徑為2 595 μm，芯部晶粒粒徑為945 μm。

圖2 3003鑄軋板材經(jīng)過(guò)不同均勻化處理后的晶粒組織Fig.2 Grain morphology of TRC 3003 alloy sheets after different pre-treatments

2.2 均勻化處理后板材的電導(dǎo)率

在不同溫度均勻化處理后，板材表層和芯部組織狀態(tài)并不相同，因此，可以將均勻化處理后的板材沿ND方向從中心切開(kāi)，并分別測(cè)量其表層和芯部的電導(dǎo)率，如圖3所示。

圖3 表層和芯部電導(dǎo)率測(cè)量位置示意圖Fig.3 Schematic diagram of surface and core measurement position

研究表明，Al-Mn 合金中電導(dǎo)率主要受Mn 固溶度的影響，電導(dǎo)率ρ和Mn 元素固溶度CMn之間的關(guān)系為[8]：

因此，通過(guò)電導(dǎo)率可以估算Mn原子在Al基體中的溶解度，從而反映Mn 原子的溶解與析出過(guò)程。電導(dǎo)率越高，表明固溶體中Mn 原子含量越低，即更多的Mn原子以析出相或者其他形式從固溶體中脫溶；反之，Mn元素固溶度越高。

表3 所示為不同均勻化溫度處理后板材表層、芯部的電導(dǎo)率和Mn 元素固溶度測(cè)試結(jié)果，可以看出原始樣Mn 元素固溶度為1.1%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))左右，而經(jīng)均勻化處理后板材的Mn元素固溶度都有所下降，即Mn元素從鋁基體中析出。

表3 不同溫度均勻化處理后板材表層和芯部電導(dǎo)率及固溶度Table 3 Surface and core conductivity and solid solubility in aluminum matrix after homogenization treatment at different temperatures

圖4所示為板材表層和芯部電導(dǎo)率隨溫度變化示意圖。從圖4 可以看出：當(dāng)均勻化溫度低于500 ℃時(shí)，板材表層和芯部電導(dǎo)率都隨著溫度升高而增加，說(shuō)明隨著均勻化溫度升高，板材中第二相的析出量增加；而當(dāng)溫度高于500 ℃，則呈相反的趨勢(shì)，表明板材中的部分第二相發(fā)生回溶。研究還發(fā)現(xiàn)：表層和芯部的電導(dǎo)率并不相同，表層的電導(dǎo)率一直高于芯部的電導(dǎo)率；當(dāng)溫度低于500 ℃時(shí)，表層和芯部電導(dǎo)率的差值隨著溫度的升高而增加；當(dāng)溫度高于500 ℃時(shí)，隨著溫度的升高表層和芯部電導(dǎo)率差值反而逐漸減小。

圖4 不同均勻化溫度下板材表層和芯部電導(dǎo)率Fig.4 Electrical conductivity for the center and surface layer after different pre-treatments

2.3 不同均勻化溫度3003板材初始共晶相的分布

圖5和圖6所示分別為表層和芯部第二相在不同均勻化溫度下的分布狀況。從圖5(a)和6(a)可以發(fā)現(xiàn)：表層和芯部的晶界和枝晶界處都呈現(xiàn)大量的蠕蟲(chóng)狀非平衡共晶組織。從圖5(b)可以看出：當(dāng)均勻化溫度為400 ℃時(shí)，表層鏈狀共晶相已基本消失，取代的形貌為碎化且細(xì)小的第二相顆粒；隨著溫度的升高，這些碎化的共晶相尺寸稍稍增加；對(duì)于芯部原始共晶相，從圖6(b)可以看出，當(dāng)均勻化溫度為400 ℃時(shí)，芯部鏈狀共晶相開(kāi)始熔化，但是基本上還是呈鏈狀分布，當(dāng)均勻化溫度為550 ℃時(shí)(圖6(e))，鏈狀共晶相才全部熔斷為顆粒狀的第二相。

圖5 板材表層在不同均勻化溫度下的第二相分布Fig.5 Second phase distribution under different homogenization temperatures for surface

圖6 板材芯部在不同均勻化溫度下的第二相分布Fig.6 Second phase distribution under different homogenization temperatures for the center

2.4 不同均勻化處理后3003 板材表層和芯部第二相分布

眾所周知，第二相對(duì)后續(xù)退火過(guò)程中的再結(jié)晶行為有極其重要的影響。一般地，細(xì)小的彌散相粒子抑制再結(jié)晶，而粗大的第二相粒子通過(guò)PSN形核促進(jìn)再結(jié)晶[16-18]，因而，本文定量統(tǒng)計(jì)了不同均勻化溫度下表層和芯部第二相粒子直徑和數(shù)量分布，結(jié)果如圖7 所示。當(dāng)均勻化溫度為400 ℃時(shí)，芯部主要為鏈狀共晶相(圖6)，因而400 ℃預(yù)處理樣和原始樣中的第二相粒子尺寸和數(shù)量在本文中沒(méi)有被統(tǒng)計(jì)。從圖7可以看出：在所有均勻化溫度下，表層的第二相數(shù)量都比芯部的多，但是尺寸反而較小，這可能與表層共晶相的碎化有關(guān)。此外，當(dāng)均勻化溫度低于500 ℃時(shí)，芯部第二相粒子粒徑隨均勻化溫度升高而下降；當(dāng)均勻化溫度高于500 ℃時(shí)，第二相粒子粒徑隨均勻化溫度升高而升高。

圖7 不同均勻化溫度處理后鋁合金第二相粒子的粒徑和數(shù)量分布Fig.7 Size and quantity distribution of second phase at different homogenization temperatures

除了均勻化溫度、變形量以外，雙級(jí)均勻化處理也會(huì)對(duì)鋁合金第二相的數(shù)量和尺寸產(chǎn)生影響。圖8所示為600 ℃單級(jí)均勻化處理和600 ℃+450 ℃雙級(jí)均勻化處理下的第二相分布。從圖8 可以發(fā)現(xiàn)：在2種熱處理?xiàng)l件下，表層的第二相粒子的數(shù)量都比芯部的多，尺寸也比芯部的小。為了更加準(zhǔn)確地了解初始第二相狀態(tài)對(duì)沉淀行為的影響，研究了雙級(jí)均勻化處理中的高溫處理(600 ℃)階段和后續(xù)低溫處理(450 ℃)階段表層和芯部的電導(dǎo)率以及第二相粒子尺寸分布，如圖9所示。從圖9可見(jiàn)：600 ℃+450 ℃雙級(jí)均勻化處理完成后，表層和芯部電導(dǎo)率差值為3.47 MS/m，并且后續(xù)低溫時(shí)效后表層和芯部的第二相粒子尺寸也稍有降低。

圖8 不同均勻化處理后鋁合金第二相分布Fig.8 Distribution of second phase under different homogenization treatments

圖9 不同均勻化處理下的板材電導(dǎo)率和第二相尺寸Fig.9 Electrical conductivity and second phase size of sheet under different homogenization treatments

3 討論與分析

3.1 不同均勻化處理對(duì)表層和芯部析出行為的影響

通過(guò)系統(tǒng)地研究AA3003鋁合金在均勻化過(guò)程中的析出行為，可以發(fā)現(xiàn)第二相演變主要由形核、長(zhǎng)大、Ostwald 熟化效應(yīng)和異質(zhì)析出4個(gè)過(guò)程控制，而這與HUANG等[19]的實(shí)驗(yàn)結(jié)果相同。

從圖4 可知：當(dāng)均勻化溫度不高于500 ℃時(shí)，隨著溫度的增加電導(dǎo)率升高，因此，可以推測(cè)這個(gè)階段主要以沉淀形核為主；當(dāng)均勻化溫度高于500 ℃時(shí)，電導(dǎo)率則下降，這一階段以長(zhǎng)大、Ostwald 熟化效應(yīng)為主。此外，當(dāng)均勻化溫度低于500 ℃時(shí)，隨著溫度升高，芯部第二相粒子尺寸逐漸減?。划?dāng)溫度高于500 ℃，則呈相反規(guī)律(如圖7所示)。這正是由于當(dāng)均勻化溫度低于500 ℃時(shí)，這一階段主要以沉淀形核為主，因此，析出的細(xì)小彌散相導(dǎo)致第二相平均粒子尺寸減小；當(dāng)均勻化溫度高于500 ℃時(shí)主要以長(zhǎng)大、Ostwald 熟化效應(yīng)為主，因此，芯部第二相粒子尺寸隨著溫度升高而長(zhǎng)大。

研究表明：當(dāng)均勻化溫度低于500 ℃時(shí)，Mn元素?cái)U(kuò)散能力較低[20]，因此，隨著溫度升高，Mn元素?cái)U(kuò)散能力逐漸變強(qiáng)，使得越來(lái)越多的Mn元素析出；但當(dāng)均勻化溫度高于500 ℃時(shí)，Mn 元素?cái)U(kuò)散能力更強(qiáng)，可是溫度升高使得Mn元素固溶度也增加，因此，細(xì)小的沉淀相發(fā)生回溶，而在雙級(jí)均勻化處理的低溫階段時(shí)(450 ℃)，沉淀相更容易依附在已有的第二相上形核、長(zhǎng)大。如圖9 所示，經(jīng)雙級(jí)均勻化處理中的600 ℃高溫均勻化處理后，表層第二相沉淀相數(shù)量比芯部的多得多，因此，在雙級(jí)均勻化處理中的450 ℃低溫均勻化過(guò)程中，表層比芯部更容易沉淀出第二相。同時(shí)也發(fā)現(xiàn)，在雙級(jí)均勻化處理過(guò)程中，高溫處理階段表層第二相數(shù)量是芯部的1.54 倍，而經(jīng)600 ℃+450 ℃雙級(jí)均勻化處理完成后，表層電導(dǎo)率增值為芯部的2倍，這證明在雙級(jí)均勻化處理中的低溫階段主要以異質(zhì)析出為主。

通過(guò)進(jìn)一步分析可以發(fā)現(xiàn)：在不同均勻化溫度下，表層和芯部電導(dǎo)率并不同，且表層電導(dǎo)率一直比芯部的高。從圖4可知，當(dāng)均勻化溫度低于500 ℃時(shí)，表層和芯部電導(dǎo)率差值隨著溫度的升高而增加；當(dāng)均勻化溫度為500 ℃及以上時(shí)，表層和芯部電導(dǎo)率差值隨著溫度的升高而減小。這是由于當(dāng)均勻化溫度低于500 ℃時(shí)，Mn 元素?cái)U(kuò)散能力較弱，且表層具有更大的變形量，導(dǎo)致應(yīng)變誘發(fā)析出，因此，隨著溫度的升高，表層和芯部電導(dǎo)率差值增加；當(dāng)溫度為500 ℃時(shí)，Mn 元素?cái)U(kuò)散能力加強(qiáng)，因此，表層和芯部由于變形量不同導(dǎo)致析出程度的差異性減弱，隨著溫度繼續(xù)升高，表層和芯部發(fā)生再結(jié)晶，組織差異減小，最終表層和芯部析出量相同。

不同均勻化處理后表層和芯部粗大第二相的分布規(guī)律如圖10 所示。從圖10 可見(jiàn)：500 ℃均勻化處理后，表層和芯部能夠獲得最大的粗大第二相密度，且表層和芯部粗大第二相密度相近，這可能是當(dāng)均勻化溫度低于500 ℃時(shí)，Mn 元素更容易在已有的第二相擴(kuò)散，因此，對(duì)表層而言，隨著溫度升高，第二相尺寸增加(如圖7 所示)。當(dāng)均勻化溫度為550 ℃時(shí)，Mn 元素?cái)U(kuò)散能力加強(qiáng)，使得擴(kuò)散距離增加，有利于析出相均勻地在基體中析出，所以，表層第二相尺寸減小。當(dāng)均勻化溫度為600 ℃時(shí)，由于Mn 原子擴(kuò)散速率明顯增強(qiáng)，其長(zhǎng)距離擴(kuò)散將會(huì)更加容易，因此，溶質(zhì)原子可以通過(guò)長(zhǎng)擴(kuò)散在初生相界面上富集，導(dǎo)致初生相發(fā)生長(zhǎng)大。同時(shí)，Ostwald 熟化效應(yīng)始終影響著高溫預(yù)處理過(guò)程，當(dāng)溫度達(dá)到600℃時(shí)，共晶相完全碎化熔斷，初期形成的尺寸大的穩(wěn)定共晶相會(huì)繼續(xù)長(zhǎng)大，而尺寸較小或非穩(wěn)定相的溶解也會(huì)促進(jìn)大尺寸的第二相繼續(xù)發(fā)生長(zhǎng)大，因此，表層第二相尺寸增加。

圖10 不同均勻化溫度下表層和芯部粗大第二相密度分布(d＞1 μm)Fig.10 The second phase density distribution in surface and center layer after different homogenization temperatures (d＞1 μm)

對(duì)于芯部，當(dāng)均勻化溫度低于500 ℃時(shí)，由于Mn元素更容易在已有的第二相擴(kuò)散，并且針狀相開(kāi)始析出，這些都會(huì)使得粗大第二相密度增加；當(dāng)均勻化溫度為550 ℃，Mn 元素?cái)U(kuò)散能力加強(qiáng)，由于針狀相大量析出和部分粗大共晶相碎化，從而獲得最大的粗大第二相密度；當(dāng)均勻化溫度為600 ℃時(shí)，粗大共晶相完全碎化，但是針狀相幾乎不析出，導(dǎo)致芯部粗大第二相密度降低。綜上所述，500 ℃均勻化處理有利于表層和芯部獲得第二相密度較高、差異小的顯微組織。

3.2 針狀相析出機(jī)制

當(dāng)溫度較低時(shí)，將從3003 基體中析出細(xì)小顆粒狀的沉淀相，其晶體結(jié)構(gòu)為簡(jiǎn)單立方結(jié)構(gòu)，而當(dāng)溫度高于600 ℃時(shí)，將直接從基體析出正交晶系的針狀析出物[21]。針狀和顆粒狀的沉淀相TEM 形貌和EDS 能譜分析結(jié)果如圖11所示。同時(shí)EDS 成分分析結(jié)果表明，針狀析出相為正交晶系的Al6(Mn,Fe)相[22]，顆粒狀析出相為簡(jiǎn)單立方晶系的Al12(Fe,Mn)3Si相[23]。這兩種相將會(huì)改變基體中Mn元素的固溶度，對(duì)后續(xù)的析出行為產(chǎn)生重要影響。

圖11 針狀和顆粒狀沉淀相TEM形貌像及能譜分析Fig.11 TEM image and EDS spectrums of needle-like and granular precipitates

經(jīng)500 ℃均勻化處理的板材芯部第二相分布特征如圖12 所示。從圖12 可見(jiàn)：經(jīng)500 ℃均勻化處理的板材芯部存在3種不同分布特征的第二相，分別是鏈狀共晶相(紅色虛線)、針狀沉淀相(黃色虛線)和細(xì)小顆粒沉淀相(綠色虛線)。共晶相和針狀沉淀相附近很少或者幾乎沒(méi)有細(xì)小彌散的沉淀相，這是由于共晶相形成，消耗了大量的Mn原子，周?chē)纬扇苜|(zhì)原子貧瘠區(qū)[24]，最終導(dǎo)致低溫時(shí)在初生相的周?chē)龀霰容^困難，形成無(wú)析出帶(PFZ)。而高溫時(shí)Mn元素在Al基體中的溶解度升高，貧瘠區(qū)內(nèi)Mn 原子更容易回溶，不利于析出行為的發(fā)生。同時(shí)，針狀沉淀相會(huì)消耗了大量Mn元素，也會(huì)形成PFZ[25]。由圖12 還發(fā)現(xiàn)，針狀相更容易在遠(yuǎn)離粗大共晶相周?chē)纬?。這是由于粗大共晶相和針狀析出相的形成都需要大量的Mn 原子富集，因此，兩者附近為Mn元素貧瘠區(qū)，共晶相附近無(wú)法為針狀相形核提供成分偏聚條件，導(dǎo)致粗大共晶相和針狀相間隔較大。

圖12 500 ℃均勻化處理板材芯部第二相分布圖Fig.12 Distribution of the second phase in the center of sheet at homogenization temperature of 500 ℃

圖13 所示為600 ℃+450 ℃雙級(jí)均勻化處理和450 ℃均勻化處理高倍SEM像。從圖13可以看出：經(jīng)450 ℃均勻化處理后，板材沉淀出大量的針狀相，而經(jīng)雙級(jí)均勻化處理完成后，針狀沉淀相幾乎不析出。這是由于雙級(jí)均勻化板材經(jīng)過(guò)600 ℃的高溫均勻化處理后鏈狀共晶相發(fā)生回溶，Mn元素分布均勻，所以，針狀沉淀相在雙級(jí)均勻化處理中的450 ℃低溫階段也很難析出。此外，當(dāng)均勻化溫度為500 ℃時(shí)，針狀相析出量最高(如圖7所示)，且芯部比表層更容易析出針狀沉淀相。這是由于表層粗大共晶相回溶，Mn元素分布均勻，難以形成針狀析出相的成分偏聚條件，因此，表層不利于針狀析出相形核，導(dǎo)致芯部比表層更容易析出針狀沉淀相。綜上可知：針狀相析出最佳部位為500 ℃均勻化處理的板材芯部。同時(shí)，在此溫度下，板材和表層第二相的分布特征也會(huì)更均勻，說(shuō)明500 ℃均勻化處理更有利于板材獲得均勻的微觀組織，也更利于板材的后續(xù)加工處理。

圖13 不同均勻化處理下的芯部第二相分布Fig.13 Distribution of the second phase in the center under different homogenization treatments

4 結(jié)論

1) 板材表層比芯部具有更大的變形量，導(dǎo)致在均勻化退火過(guò)程中表層和芯部的第二相分布存在較大差別。在均勻化退火過(guò)程中，表層較大的變形量使得初生共晶相碎化并產(chǎn)生應(yīng)變誘發(fā)析出相形核機(jī)制，最終獲得表層第二相粒子尺寸始終比芯部的小，而數(shù)量始終比芯部的微觀組織的多。

2) 第二相析出主要由形核、長(zhǎng)大、Ostwald 熟化效應(yīng)和異質(zhì)析出4個(gè)過(guò)程控制。當(dāng)均勻化溫度不高于500 ℃時(shí)，析出主要以沉淀形核為主；當(dāng)均勻化溫度高于500 ℃時(shí)，析出以長(zhǎng)大、Ostwald 熟化效應(yīng)為主；當(dāng)進(jìn)行雙級(jí)均勻化處理時(shí)，在雙級(jí)均勻化處理的低溫退火階段，析出以異質(zhì)形核為主。

3) 500 ℃均勻化處理有利于表層和芯部獲得第二相密度較高、差異小的顯微組織。

4) 針狀沉淀相為正交晶系的Al6Mn，它的形核會(huì)消耗大量Mn元素，使得針狀相附近出現(xiàn)無(wú)析出帶。針狀相析出的最佳部位為500 ℃均勻化溫度下的板材芯部。