铝材粗晶环的概述

      铝挤压时粗晶环的生长示意图    

Ⅰ-内层金属流动速度，Ⅱ-外层金属流动速度

2.2 锰元素的作用结果

关于锰元素在挤压中对粗晶环形成的作用众说纷纭，一部分研究专家认为锰对挤压中 粗晶环的抑制起积极作用。锰与铬等元素因为溶于铝合金中能提高再结晶温度，其形成的MnAl6、CrAl7 和 Mg2Si 等化合物可阻止再结晶晶粒的长大，挤压时，由于模具几何约束与强烈的摩擦作用，使外层金属滞后于内层。外层金属内形成很大的应力梯度和附加应力 状态，因此促进了含 Mn 的第二相粒子在位错密集处析出，使固溶体的再结晶温度降低， 产生一次再结晶，但因第二相由晶内析出后呈弥散质点分布在晶界上，阻碍了晶粒的聚集 长大。因此，在挤压后铝合金制品外层呈现细晶组织。在后续的淬火加热时，由于温度高， 析出的第二相质点又重溶，使阻碍晶粒长大的作用消失，在这种情况下，一次再结晶的一 些晶粒开始吞并周围晶粒迅速长大，形成粗晶环。2A12 合金中的 Mn 含量（质量分数）为0.2%~0.6%时，铝挤压型材在淬火后易形成粗晶环，而当 2A12 合金中的 Mn 含量（质量分数）提高到 0.8%~0.9%时，可以完全消除粗晶环的产生。

也有研究人员通过实验表明锰元素的加入是导致的粗晶环的主要影响因素。以 6A02 铝合金为例，6A02 铝合金中主要的第二相是 Mg2Si 和 MnAl6 等，Mg2Si 的溶入使晶格常数增大，MnAl6 的溶入使晶格常数减少，而 Mn 在合金中的溶解度很小，只有在 640℃以上才能大量溶入，在 500℃以上才较多地析出。在不含 Mn 的情况下，Mg2Si 弥散相在加热到较低温度时就会溶解，这时个别的再结晶晶核尚未来得及生长，而大量生长是在更均一的条件下进行的，因而获得的组织也比较均匀。

而在含 Mn 的情况下，随Mn 含量的增加，提高了合金的再结晶温度，降低了合金的再结晶程度，为了得到完全的单相固溶体，淬火前加热温度高，时间长，弥散相的溶解和 再结晶晶粒开始大量生长都是在高温下进行的，同时，不受弥散微粒包围的个别晶核来得 及生长，在趋向于二次再结晶的、大小不同的晶粒组织内，新晶粒开始生长，低倍出现了 粗晶，对于锰元素对铝挤压型材的粗晶环形成是起抑制作用还是促进作用国内大量科研工 作者对此做了大量的研究，尽管各有分歧，但比较集中的观点是铝合金晶粒组织的产生与 锰元素的含量和分布有关，在不含或者含极其少量的过渡族元素的铝合金中不形成粗晶环， 锰元素能提高再结晶温度，不含锰的时候弥散相在加热到较低温度时就会溶解，能有效降 低第二类粗晶环的产生，但锰的加入有助于提高合金的强度，往往由于产品的性能需要， 大部分合金中都会添加一定量的锰。

当锰含量在 0.2%~0.6%时，出现粗晶环的厚度最大，继续增加锰含量时，粗晶环减少乃至消失，研究表明，LY12 合金中锰含量由 0.4 增加到 0.8，粗晶环深度可由 4~5 毫米减少到零。当金属中的过渡族元素含量不多时，由于锰本身的扩散系数低，形成的第二相不 均匀分布，如图 3 同一试样粗晶区和基体区第二相粒子的分布图上所示，明显可见两区的第二相分布不同，粗晶区第二相粒子大而疏，基体的粒子细而密。即使是铸锭经过均匀化 处理也难以使得锰在整个枝晶面上达到均衡。往往是在一部分固溶体（枝晶外围区域）中 有大量的金属间化合物弥散微粒析出，而在另一部分（枝晶中心区)只有少量的或者根本没有析出物。因此在热处理加热时，析出物多的部分第二相较为均匀分布在晶内和晶界，晶 界上的第二相粒子“钉扎”晶界（如图 4），阻止晶界的迁移，抑制晶粒粗化。而析出物少的部位形成少量再结晶核心，第二相粒子不是弥散分布在晶界上，而是大部分聚集成团，对 晶界不起“钉扎”作用，从而晶粒在没有阻力的情况下迅速长大，并吞并周围的变形机体以 及不形成再结晶核心的大量金属间化合物弥散微粒的区域，从而导致出现粗大的晶粒组织。例如，在含 0.56%Mn 的合金中，在 500℃加热时出现粗晶环，而在含 1.38%Mn 的合金中， 则在高达 560℃下才出现粗晶环。这是由于含锰量的增加，在合金中保持相应浓度的 MnAl6 质点的温度较高，改变了晶核剧烈长大的温度。于是可以理解为，合金中含锰量的增加不 可避免粗晶环的形成，而只是提高了其形成温度。若保持淬火加热温度不变，则可通过增

加锰含量来防止粗晶环的生成。

2.3 粗晶环是一次再结晶的结果

在淬火加热阶段弥散质点重溶，为晶粒的二次再结晶创造了条件，这被认为是粗晶环形成的主要机理之一。但是七十年代许多科学工作者改变了这种观点，认为对于在二次再结晶时，个别晶粒是从再结晶的小晶粒基体长大的，其晶界是很曲折的，在其内部还可能留有没有被吞食掉的小晶粒，具有和长大的晶粒接近的位向，但在粗晶环中，大晶粒的晶界是直的，长大时晶界从曲率中心向外移动，这是一次再结晶所特有的。

对纯铝进行了挤压棒材试验，发现没有第二相质点的溶解，但也都形成了粗晶环。虽然过去很多资料都证明了在淬火时，伴随着弥散质点的溶解，边部比中心强烈，事实证明了它不是形成粗晶环的原因。第二相质点的重溶，只能说是减少了位错的钉扎作用，降低了晶界移动阻力，为晶粒长大创造了条件，是影响粗晶环的主要因素之一。

在一般生产条件下，都是淬火后形成粗晶环。在挤压过程中，变形、回复、再结晶几乎是同时发生，因此即使是再结晶的晶粒有可能重新发生塑性变形，在晶粒内部位错发生运动、缠结，同时金属在模孔处受到少量变形，也只能说明在铝挤压型材内存在残余物理变形，储存着畸变能，为晶粒的长大提供驱动力。

瑞典有专家指出，粗晶环的形成不是一般的再结晶，是由于所谓的聚集再结晶（再结晶晶粒加热时的连续长大，从棒材中低变形程度的中心区到高变形程度的边缘逐渐长大） 之故，所以说无论是铝挤压型材后形成的粗晶环，还是淬火后形成的粗晶环，都是由一次再结晶后正常长大形成的结果。

东莞市博望金属材料有限公司

2017-3-15