论文摘要
本文采用合金法实验测定了Al-4at.%Mg-Sc-Zr系富Al角430℃等温截面和Al-0.30wt.%Sc-Zn-Cu系富Al角450℃下的等温截面,作者制备9种不同锌、铜、钪含量的Al-Zn-Cu-Mg-Sc-Zr合金,采用金相显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）研究了钪对Al-Zn-Cu-Mg-Zr合金铸态组织的影响,铸态C-2#合金均匀化退火过程中二次Al3（Sc,Zr）粒子的析出行为,Sc及热处理对Al-Zn-Cu-Mg-Zr合金组织性能的影响,以及C-2#合金的再结晶行为,探讨了C-2#合金的再结晶形核机制。获得如下研究成果:（1）采用合金法测定获得Al-4at.%Mg-Sc-Zr系富Al角430℃下的等温截面,在Al-4at.%Mg-Sc-Zr系富Al角430℃等温截面中,包含一个α（Al）单相区,α（Al）+Al3（Sc,Zr）、α（Al）+Al3（Zr,Sc）两个两相区,α（Al）+Al3（Sc,Zr）+Al3（Zr,Sc）一个三相区。Al3（Zr,Sc）为DO23型结构,Al3（Sc,Zr）为L12型结构,SC在Al3（Zr,Sc）中的最大固溶度为20at.%Sc,Zr在Al3（Sc,Zr）中的最大固溶度为50at.%Zr。（2）采用合金法测定获得Al-0.30wt.%Sc-Zn-Cu系富Al角450℃下的等温截面,在Al-0.30wt.%Sc-Zn-Cu系450℃等温截面中,包含α（Al）+Al3Sc、α（Al）+W两个两相区,α（Al）+Al3Sc+W一个三相区。（3）含SC的Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金凝固时,从熔体中析出方块状第二相,能谱分析表明,该相Al原子含量为75.05at.%Al,Sc原子含量为15.59at.%Sc,Zr原子含量为6.80at.%Zr,Al原子分别与Sc、Zr原子总量比符合Al3（Sc,Zr）原子比,结合X射线衍射分析表明,该方块相粒子为一次Al3（Sc,Zr）相粒子;从熔体中析出的一次Al3（Sc,Zr）粒子与α（Al）基体结构相同、晶格常数相近,α（Al）原子依附于一次Al3（Sc,Zr）相形核长大,一次Al3（Sc,Zr）粒子显著细化α（Al）基体晶粒。（4）含SC的Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金凝固时,从熔体中先形成晶体结构为L12型的亚稳态Al3Zr相,随后在L+Al3Zr→α（Al）+Al3（Sc,Zr）包晶反应的凝固过程中,Sc原子向L12型亚稳态Al3Zr相粒子扩散,替代Al3Zr粒子中部分Zr原子,形成L12型一次Al3（Sc,Zr）相粒子,一次Al3（Sc,Zr）粒子的中心部位为富Zr的Al3（Sc,Zr）相,挨着中心部位的外层为富Sc的Al3（Sc,Zr）层,之后是富Zr的Al3（Sc,Zr）层与富Sc的Al3（Sc,Zr）层相间排列,形成Sc、Zr成分梯度分布、衬度明暗相间的一次Al3（Sc,Zr）方块状粒子。（5）铸态C-2#合金经450℃×2h退火后,α（Al）基体内析出呈豆辦状的二次Al3（Sc,Zr）粒子,在450℃×32h退火后,Al3（Sc,Zr）粒子基本没有长大,粒子尺寸为16～23nm。在透射电镜下观察到的二次Al3（Sc,Zr）析出相的高分辨微观结构表明,铸态C-2#合金经450℃×32h退火后,二次Al3（Sc,Zr）相与α（Al）基体完全共格。（6）SC在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中的强化效应主要源于:①细晶强化,含Sc的A-2#、B-2#、B-3#、C-2#、C-3#和C-4#合金在凝固过程中析出一次Al3（Sc,Zr）粒子,显著细化铸态α（Al）基体晶粒;②亚结构强化,含Sc的Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中的二次Al3（Sc,Zr）粒子强烈钉扎位错,使合金在变形过程中形成由缠结位错构成的胞状组织,在随后固溶处理过程中回复形成二维位错网络组成的亚晶界,对合金形成亚结构强化;③析出强化,二次Al3（Sc,Zr）粒子及其应力场与位错交互作用,当位错切割Al3（Sc,Zr）粒子后,表面积增加,提高界面能,二次Al3（Sc,Zr）共格析出相周围产生共格畸变,存在应力场阻碍位错运动;Al3（Sc,Zr）粒子层错能与α（Al）基体不同,扩展位错切割Al3（Sc,Zr）粒子时位错宽度发生变化,引起能量升高,以及螺型位错切割Al3（Sc,Zr）粒子时产生的割阶阻碍位错移动,引起合金强化效应增强。（7）含Sc的A-2#、B-2#、B-3#、C-2#、C-3#和C-4#合金分别在T6、T76及RRA等不同时效热处理态的力学性能比不含Sc的A-1#、B-1#、C-1#合金均有显著提高;含2.50wt.%Cu的Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金中没有出现W（AlCuSc）相,适当提高含Sc的Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中Zn含量和Cu含量,合金的力学性能有所提高。论文获得含8.90wt.%Zn、2.45wt.%Cu、0.20wt.%Sc及0.16wt.%Zr的C-2#合金经强化固溶+T6处理后,抗拉强度为765.2MPa,延伸率为8.1%,相对电导率为33.4%IACS,C-2#合金是具有很好发展前途的含Sc超高强铝合金。（8）冷轧变形的C-2#合金α（Al）晶粒内位错急剧增加,位错形成三维胞状结构组态,胞壁由复杂的位错缠结构成,冷轧态C-2#合金在375℃×1h退火后,个别区域位错缠结胞壁开始减薄,显微组织形貌仍是大量复杂缠结位错团及分散其间的第二相粒子,呈现二次Al3（Sc,Zr）粒子对位错的钉扎行为,C-2#合金在冷轧后经400℃×1h退火后,位错缠结程度开始减轻,425℃×1h退火后,位错缠结胞壁变薄,位错重组,形成位错墙及较为规则的位错网络,C-2#合金处于回复过程中。冷轧态C-2#合金在450℃×1h退火后,α（Al）晶粒内位错数量很少,近似线形排列的位错墙明显增多,亚晶粒开始形成,475℃×1h退火后,α（Al）晶粒内位错数量进一步减少,亚晶合并与长大,C-2#合金再结晶过程开始。（9）冷轧态C-2#合金在375～550℃不同温度下分别保温1h后,测定显微硬度及金相观察,获得C-2#合金再结晶起始温度为475℃,再结晶终了温度为525℃。（10）冷轧态C-2#合金在再结晶退火过程中,细小、弥散的二次Al3（Sc,Zr）粒子与α（Al）基体共格,强烈钉扎α（Al）晶粒三维胞状组态的复杂缠结位错,钉扎位错组态演变过程中的亚结构晶界,使塑性变形态C-2#合金在回复过程中位错运动受阻,阻碍位错重组,阻碍亚晶界迁移及亚晶合并与长大,阻碍再结晶形核长大过程,提高了C-2#合金的再结晶温度。