Journal of Materials Engineering >

2024 , Vol. 52 >Issue 7: 130 - 139

DOI: https://doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2023.000101

Microstructural differences at different positions of Al-Mg-Si alloy twin-rolling casting plate and effects on plate properties

  • Xucheng WANG 1 ,
  • Yuanchun HUANG , 2
Expand
  • 1. College of Mechanical and Electrical Engineering，Central South University，Changsha 410083，China
  • 2. Light Alloy Research Institute，Central South University，Changsha 410083，China

Received date: 2023-02-22

  Revised date: 2024-03-13

  Online published: 2024-07-23

Fold

Abstract

The Al-Mg-Si alloy plate produced by traditional hot rolling has many defects such as complicated processes， long time and high cost， which seriously restricts the development of Al-Mg-Si alloy. Therefore， the Al-Mg-Si alloy plate produced by the twin-rolling casting process has attracted great attention in recent years. The twin-rolling casting process was used to prepare the Al-Mg-Si aluminum alloy plate， and the difference of microstructure at different positions of the plate and the influence on the performance were investigated. The results show that the grain morphology of the edge and the center of the plate is significantly different， the texture composition is complex， a large number of second phases are unevenly distributed along the grain boundary， and there is obvious element segregation inside the plate. According to the theoretical calculation， the contribution strength of texture strengthening at the edges of the twin-rolling casting plate is 10.7 MPa and the contribution strength of grain boundary strengthening is 86.8 MPa， while the contribution strength of texture strengthening in the center of the twin-rolling casting plate is 15.1 MPa and the contribution strength of grain boundary strengthening is 82.4 MPa. The contribution of plate texture and random texture to the strength is limited， and the strength difference between edge and center mainly depends on the grain boundary strengthening. Different degrees of dislocation tangles exist at the edge and the center， and the dislocation density at the edge is higher than that at the center， which is consistent with the statistical results of low angle grain boundaries. According to the characteristics of microstructure inhomogeneity of the plate， the theoretical guidance for the subsequent heat treatment system of the plate is provided through thermodynamic calculation.

Key words： Al-Mg-Si alloy; twin-rolling casting; microstructure characterization; grain boundary strengthening; thermodynamic calculation

Cite this article

Xucheng WANG , Yuanchun HUANG . Microstructural differences at different positions of Al-Mg-Si alloy twin-rolling casting plate and effects on plate properties[J]. Journal of Materials Engineering, 2024 , 52(7) : 130 -139 . DOI: 10.11868/j.issn.1001-4381.2023.000101

Al-Mg-Si合金板材具有质量较轻、强度较高、耐腐蚀性能优异等特点，是一种重要的轻量化材料，被广泛应用于轨道交通和航空航天等领域［1-3］。传统的Al-Mg-Si合金板材的制造方法是热轧法，其工艺流程为：铸造—均匀化处理—铣削—铸锭预热—热轧—中间退火—冷轧—热处理，其生产流程长，工序多，能耗高，并且需要配置整条工序所需要的人力物力，因此，目前针对热轧法制备铝合金板材的研究主要集中于：（1）探明各类溶质原子对板材性能的影响规律［2］，并进行合金成分的优化设计；（2）优化板材中间退火工艺［1］，减少板材的各向异性；（3）优化热处理工艺［3］，提高强化相的析出动力和密度。然而较高的研究成本和制造成本严重限制了Al-Mg-Si合金板材的应用，亟须开发出低成本的制备技术［4］。
双辊铸轧（以下简称铸轧）是一种短流程的近终成形技术［4-6］，其将铸造和轧制过程合二为一，高温的铝熔体在接触轧辊后快速凝固，同时板坯受到轧辊的轧制变形作用，直接制造出铝合金板坯。采用铸轧法生产铝合金板材可以显著减少废铝重熔的烧损和板材坯料切头切尾的损耗，增加生产效率，提高产品成材率。同时，铸轧设备所需要的资金投入较少，占地面积较小，厂房建设速度较快，采用铸轧铝合金板可以有效降低成本，提高铝合金板在市场竞争中的价格优势。但目前采用铸轧法生产的铝合金板材主要局限于1×××，3×××和8×××系铝合金，能稳定生产的合金牌号较少，这是由于这些牌号的铝合金固液相变区间较窄（<100 ℃），可以在铝液通过辊缝时快速凝固。而对于应用广泛的6×××系铝合金而言，由于其固液相变区较宽，因此6×××系铝合金板坯的凝固成型难度较大。
由于采用铸轧法制备6×××系铝合金板材具有极大的经济与社会价值，因此，国内外学者针对铸轧法制备6×××系铝合金板材展开了诸多研究，并取得了一定进展［7-8］。Kim等［9］采用高速双辊铸轧工艺成功制备6022铝合金板材，研究表明：当轧辊转速为60 m/min，初始轧辊力为14.1 kN时，铸轧板坯在中心处大面积开裂，板坯质量显著下降。Sun等［10］研究发现采用传统的铸轧法生产Al-1.0%（质量分数，下同）Mg-1.2%Si合金，合金元素会在板坯中心线附近偏析，而在铸轧过程中引入静态磁场和脉冲电流可以有效减少偏析。卢冰等［4］研究也表明在铸轧过程中加入电磁场可以制备出无大尺寸中心线偏析缺陷的Al-Mg-Si合金板坯，同时探究了短流程工艺和传统工艺路线对第二相演变、元素分布与力学性能的影响。Anasyida等［11］成功制备厚度为1.66~1.94 mm的Al-Mg-Si合金板带坯料，研究了不同铸轧条件对合金性能的影响规律，并优化了最佳工艺参数。尽管对于铸轧法生产Al-Mg-Si合金板材的工艺路线进行了一定的研究，但对于初始板坯的不同位置微观组织的差异方面的研究较少，尤其是第二相种类、元素分布和织构组成等对板坯性能的影响缺乏系统性研究，这是因为Al-Mg-Si铸轧板坯厚度较小且取样困难，同时铸轧板坯表层应力较大，对板坯进行背向散射电子衍射观察菊池花样不明显，造成解析率较低的现象。因此，本研究针对采用铸轧法成功制备的Al-Mg-Si合金板坯，探究板坯边部和心部的第二相种类、元素分布、晶粒组织的演变情况以及织构组分的差异，并探讨了铸轧Al-Mg-Si合金板坯后续热处理的可行性。

1 实验材料与方法

取初始铸轧板坯为研究对象，板坯规格为150 mm×100 mm×6.6 mm（长度×宽度×厚度），其中板坯上下表层进行轻微机械抛光，使板坯厚度为6.5 mm，板坯示意图如图1所示。
图1 板坯边部和心部位置示意图

Fig.1 Schematic diagram of the position of plate edge and center

板坯的成分通过SPECTRO-MAXx型直读光谱仪测定。背散射电子衍射（EBSD）检测面为板材的ND-RD面，经过800#水磨砂纸机械抛光后，在10 mL HClO4＋90 mL C2H5OH溶液中电解抛光（室温条件，电压15~20 V，时间3~4 s）。采用Sirion 200型扫描电子显微镜，加速电压20 kV，步长0.2~1 μm，增益为2。SEM检测面为板材的ND-RD面，对板坯检测面分别进行水磨砂纸240#，600#，800#，1500#和金相砂纸600#和1500#的机械打磨，随后进行机械抛光。硬度检测为板材的ND-RD面，采用华银HV-1000A维氏硬度计，从板坯边部至心部每隔0.1 mm记录1个实验点，测量3次结果取平均值。利用JEM-2100F型透射电子显微镜（TEM）在板坯的心部和边部两个位置进行取样，机械研磨至40~60 μm，冲成ϕ3 mm的圆片，在60 mL HNO3+140 mL CH3OH溶液中进行双喷减薄（冷却介质为液氮，双喷温度为-20 ℃，电压18~20 V，电流100~150 mA），加速电压为200 kV。

2 结果与讨论

2.1 铸轧板坯边部与心部晶粒形貌差异研究

采用优化工艺参数，进行了多组铸轧实验，并成功制备了6016铝合金铸轧板坯料。通过成分测定，铸轧板坯料的化学成分如表1所示。
表1 6061铝合金铸轧板坯化学成分（质量分数/%）

Table 1 Chemical compositions of 6061 aluminum alloy twin-rolling casting plate（mass fraction/%）

Si Fe Mn Mg Al
1.48 0.34 0.16 0.49 Bal
铸轧板坯边部和心部ND-RD方向的反极图（inverse pole figure，IPF）如图2所示。铸轧板坯的边部和心部均存在明显的纤维状变形晶粒，且边部的变形晶粒与轧制方向成一定的角度，这是因为铸轧凝固过程实际上是晶粒从板坯表层向心部生长的过程，当晶粒形成后，晶粒受到轧制力的作用，导致纤维状的变形晶粒出现。在铸轧板坯进入轧制区变形时，表层晶粒在上下轧辊对板坯的法向压力和沿轧制方向的变形抗力的双重作用下，使得在ND-RD截面方向上呈现与轧制方向存在一定夹角，因此出现了倾斜于铸轧方向的组织形态［12］。而由于心部晶粒受到的轧制力相对较小，从而沿轧制方向的变形阻力较小，使得纤维状晶粒组织倾斜不明显。
图2 Al-Mg-Si合金板坯边部（a）和心部（b）典型EBSD组织

Fig.2 Typical EBSD microstructures of Al-Mg-Si alloy plate at edge（a） and center（b）

在纤维状晶粒的边部存在不同程度的细小晶粒，板坯的再结晶程度低，这说明铸轧板坯在铸轧过程中难以发生再结晶行为，并且由于铸轧板坯表面的晶粒破碎程度更大，导致板坯表面的细小晶粒明显多于板坯心部。铸轧板坯表面与铸轧辊直接接触，板坯边部在铸轧过程中受到的轧制变形比板坯心部的变形大，导致边部纤维状变形晶粒的长径比显著大于心部变形晶粒的长径比。铸轧板坯边部和心部ND-RD方向的小角度晶界（low angle grain boundary，LAGB）统计结果如图3所示，与传统的6×××系铝合金铸锭完全不同的是：在铸轧板坯的边部和心部均存在大量小角度晶界（边部79.3%，心部69.1%），而采用传统铸造方式生产的6×××系铝合金铸锭并不存在大量小角度晶界。在铸轧过程中存在3个区域，即液态区、固液共存区和固态区（图4），铸轧板坯的轧制变形主要发生在固液共存区和固态区，因此，板坯会发生一定程度的塑性变形，由于铸轧法快速凝固的特征，铸轧板坯固态区的散热极快，使板坯温度迅速降低至再结晶温度以下，塑性变形产生的小角度晶界难以迅速转变为大角度晶界，这导致铸轧板坯中存在较多的LAGB。铸轧板坯边部的LAGB数目高于铸轧板坯心部约10%，这是由于与铸轧板坯心部相比，铸轧板坯边部变形程度与晶粒破碎程度较高，因此产生的小角度晶界较高，从而表现为板坯心部的LAGB小于板坯表层。
图3 Al-Mg-Si合金板坯边部（a）和心部（b）小角度晶界统计结果

Fig.3 Statistical results of LAGB of Al-Mg-Si alloy plate at edge（a） and center（b）

图4 铸轧法制备铝合金板坯工艺流程示意图

Fig.4 Schematic diagram of twin-rolling casting process for manufacturing aluminum alloy plate

2.2 铸轧板坯边部与心部第二相以及元素差异对板坯硬度的影响

铸轧板坯边部和心部的SEM与EDS结果分别如图5和图6所示。在铸轧板坯边部主要存在粗大层片状β-AlFeSi相和球状α-AlFeMnSi相，而这些含铁相与轧制方向成一定角度，沿晶界分布，这是由铸轧工艺自身的特性导致。而在铸轧板坯心部主要存在层片状β-AlFeSi相，这些粗大的层片状第二相沿着晶界随机分布，但并没有与轧制方向成明显的角度。元素线扫描结果表明，Si和Fe元素在板坯心部的偏析明显大于边部，这是由于在铸轧过程中由于边部凝固速度快，在铸轧辊表面容易形成细小的激冷晶，并在垂直于轧辊表面的方向以枝晶状延伸生长。当轧辊两侧的柱状晶延伸生长，并在凝固Kiss点附近相遇时，两侧凝固的坯壳结合在一起［13］。由于两侧的柱状晶生长速度相对一致，因此，在铸轧板坯心部容易出现较高的元素偏析。
图5 铸轧板坯边部第二相扫描电镜图片（a）与元素线扫描结果（b）以及元素点扫描结果（c），（d）

Fig.5 SEM image（a），element line scanning results（b） and element point scanning results（c），（d） of the second phase at the edge of twin-rolling casting plate

图6 铸轧板坯心部第二相扫描电镜图片（a）与元素线扫描结果（b）以及元素点扫描结果（c）

Fig.6 SEM image（a），element line scanning results（b） and element point scanning results（c） of the second phase in the center of twin-rolling casting plate

大量研究表明，层片状的β-AlFeSi相作为脆性相［14-16］，容易在后续的塑性变形过程中成为裂纹源，导致微裂纹的产生，严重影响合金的力学性能，而球状的α-AlFeMnSi相不仅不容易成为合金变形过程中的裂纹源，还有益于合金的综合力学性能［14］。图7为板坯边部到心部的硬度变化。如图7所示，铸轧板坯边部的硬度显著高于板坯心部，这说明板坯边部的强度高于心部，这是因为：（1）板坯边部的塑性变形大于心部，因此，板坯边部的加工硬化更为明显；（2）从SEM观察中可知，板坯边部不仅出现了层片状β-AlFeSi相，还出现了有益于提高强度的球状α-AlFeMnSi相，而板坯心部只存在大量的β-AlFeSi相。
图7 板坯边部到心部的硬度变化

Fig.7 Change in the hardness of the plate from edge to center

2.3 铸轧板坯边部与心部织构差异对板坯性能的影响

铸轧板坯心部和边部的织构组分如图8所示。通过对铸轧板坯心部和边部位置的织构组分进行分析，各织构组分体积分数统计如表2所示。在铸轧板坯边部，织构组分以变形织构为主，主要包含Brass，Copper，S和Goss织构，体积分数分别为15.3%，12.7%，20.1%和3.8%，而再结晶Cube织构所占的体积分数较小（2.7%）。铸轧板坯心部的织构组分主要包含Brass，Copper和S织构，其体积分数分别为6.2%，9.4%和16.6%，再结晶Cube织构的体积分数为3.1%。铸轧板坯边部所受轧辊摩擦力更大，变形量也更大，因此出现较强的变形织构。对于铸轧板坯而言，析出强化对板材的强度贡献有限，而高组分的变形织构会对板材的强度产生重要影响。从表2中可以看出，板坯中主要存在高组分的变形织构，随着摩擦力沿着板坯厚度方向逐渐减小，板坯心部的变形织构组分也有所减小，因此，Al-Mg-Si合金铸轧板坯的强化机制可以视为细晶强化和织构强化。铸轧板坯的屈服强度可由式（1）表述：
图8 板坯边部（a）与心部（b）织构组分

Fig.8 Texture components at the edge（a） and center（b） of the plate

表2 板坯边部和心部织构组分的体积分数

Table 2 Volume fraction of texture components at the edge and center of the plate

Texture component Volume fraction/% Category
Edge Center
Brass 15.3 6.2

Deformation texture

Deformation texture

Deformation texture

Copper 12.7 9.4
S 20.1 16.6
Goss 3.8
Others 51.9 67.8 Random texture
σ y = σ 0 + σ t e x + σ H P
式中： σ y为屈服强度； σ 0为合金固有强度（约10 MPa）； σ t e x为织构强化； σ H P为晶界强化；其中 σ y可用式（2）计算［17］：
σ y = 3 H V - 48
式中 H V为硬度值。根据表2可知，铸轧板坯中主要存在三种变形织构和其他随机织构，因此板坯的强度主要取决于Brass，Copper，S和随机织构的贡献。因此，织构强化和晶界强化的强度贡献之和 σ r可以表示为：
σ r = σ t e x + σ H P = f B r a s s · σ B r a s s + f C o p p e r · σ C o p p e r + f S · σ S + f R a n d o m · σ R a n d o m
式中： f B r a s s， f C o p p e r， f S和 f R a n d o m分别为Brass，Copper，S和随机织构的体积分数； σ B r a s s， σ C o p p e r， σ S和 σ R a n d o m分别为Brass，Copper，S和随机织构的晶粒所贡献的强度。根据施密特定律，不同取向晶粒所贡献的强度可以用式（4）~（7）表示。
σ B r a s s = τ B r a s s M B r a s s
σ C o p p e r = τ C o p p e r M C o p p e r
σ S = τ S M S
σ R a n d o m = τ R a n d o m M R a n d o m
式中： τ B r a s s， τ C o p p e r， τ S和 τ R a n d o m分别为Brass，Copper，S和随机织构晶粒的临界分切应力； M B r a s s， M C o p p e r， M S和 M R a n d o m分别为Brass，Copper，S和随机织构晶粒的施密特因子，其数值统计测得分别为0.39，0.37，0.41和0.25。取不同织构的临界分切应力与铝合金板材的临界分切应力 τ H P相等，即：
τ B r a s s = τ C o p p e r = τ S = τ R a n d o m = τ H P
将式（4）~（8）代入式（3）中可得：
σ r = τ H P f B r a s s M B r a s s + f C o p p e r M C o p p e r + f S M S + f R a n d o m M R a n d o m
临界分切应力 τ H P可以通过式（10）计算：
τ H P = σ H P M
式中 M为无织构状态铝合金的取向因子，取值为3。将式（10）代入式（9）可得：
σ r = σ H P f B r a s s M B r a s s + f C o p p e r M C o p p e r + f S M S + f R a n d o m M R a n d o m M
因此，由织构引起的强度贡献可以表示为：
σ t e x = σ r 1 - M f B r a s s M B r a s s + f C o p p e r M C o p p e r + f S M S + f R a n d o m M R a n d o m
通过理论计算，铸轧板坯边部的织构强化贡献强度为10.7 MPa，晶界强化贡献强度为86.8 MPa，而铸轧板坯心部的织构强化贡献强度为15.1 MPa，晶界强化贡献强度为82.4 MPa。由于铸轧板坯边部所受轧制变形较大，其晶粒尺寸小于板坯心部，且观察到的晶粒数目多于板坯心部，因此，板坯边部的晶界强化高于板坯心部。对于铸轧板坯而言，板织构和随机织构对于铸轧板坯的强度贡献有限，边部和心部强度的差异主要由晶界强化的差异导致。

2.4 铸轧板坯边部与心部第二相相变的热动力学研究

铸轧板坯边部和心部的DSC结果如图9所示。铸轧板坯边部和心部在372 ℃与556 ℃开始出现明显的吸热峰。有研究表明［18］，当6×××系铝合金铸锭经过400 ℃+12 h均匀化处理后，观测到合金中出现了大量尺寸在1 μm以下的第二相粒子，这说明铸轧板坯在372 ℃左右可能会发生相的转变。此吸热峰的温度区间从372 ℃至458 ℃，且板坯心部的积分面积大于边部，这表明心部的相变组织要多于边部。在556 ℃附近出现了较小的吸热峰，Mg2Si相在此时开始溶解，该吸热峰的积分面积较小，这说明Mg2Si相在铸轧板坯中的含量相对于低熔点共晶相较少。通过Pandat相图软件对板坯在不同温度下的相变情况进行计算，结果如图9（d）所示，Al8FeMg2Si6相的含量在430 ℃之后开始降低，并在温度达到515 ℃之后快速减少，而β-AlFeSi相的含量在430 ℃之后增多，并在高温下稳定存在，但是占比较小（小于1%）。
图9 板坯边部和心部DSC曲线（a）与局部放大DSC曲线（b），（c）以及相图计算结果（d）

Fig.9 DSC curves （a），locally amplified DSC curves（b），（c） and phase diagram calculation results（d） at the edge and center of the plate

由于DSC加热速率β为10 ℃/min，则t时刻的温度T记为：
T = β t
在不同温度范围内相变所需要的能量 Δ H可以表达为：
Δ H = ∫ T 1 T 2 d Q d t d T
式中：T 1和T 2分别为相变的起始和终了温度；Q为相变时的能量。将式（13）代入式（14），可得：
Δ H = β ∫ t 1 t 2 d Q
式中：t 1为相变的起始时间；t 2为相变的终了时间。将转化率α看作是加热时间的函数，并将k值看作常数（k为速率常数，且与温度无关），则近似使用InIn分析法推断相变的最概然函数G（α）。根据Avrami-Erofeev方程：
1 - α = e - k t n
对Avrami-Erofeev方程两边取对数，可得：
l n [ - l n ( 1 - α ) ] = n l n t + l n k
对t和α进行拟合的结果如图10~11所示，通过对Q-t曲线进行分析，得到不同转化率α、时间t和拟合之后获得n和k的值，其中n为反应级数，时间和转化率的关系如表3所示。
图10 板坯边部ln［-ln（1-α）］-lnt曲线（a）第二相相变G（α）拟合结果；（b）Mg2Si相G（α）拟合结果

（a）fitting result of the second phase transition G（α）；（b）fitting result of the Mg2Si phase transition G（α）

Fig.10 ln［-ln（1-α）］-lnt curves at the edge of the plate

图11 板坯心部ln［-ln（1-α）］-lnt曲线（a）第二相相变G（α）拟合结果；（b）Mg2Si相G（α）拟合结果

Fig.11 ln［-ln（1-α）］-lnt curves in the center of the plate（a）fitting result of the second phase transition G（α）；（b）fitting result of the Mg2Si phase transition G（α）

表3 372~458 ℃温度范围板坯中第二相和Mg2Si转化率与时间的关系

Table 3 Relationship between the phase conversion rate and time of second phase and Mg2Si at 372-458 ℃

Second phase at edge Mg2Si phase at edge Second phase in center Mg2Si phase in center
α/% t/s α/% t/s α/% t/s α/% t/s
0.1 35 0.1 6 0.1 95 0.1 7
0.25 131 0.25 8 0.25 170 0.25 11
0.5 235 0.5 13 0.5 254 0.5 16
0.75 326 0.75 15 0.75 353 0.75 22
0.9 346 0.9 18 0.9 392 0.9 25
1 371 1 25 1 443 1 30
由于板坯边部和心部组织的不均匀性，所计算的热动力学参数有所差异，在372~458 ℃相变的n值分别为1.079和1.247，近似取n=1.11，则此时的最概然G（α）的积分形式可表示为：
1 - ( 1 - α ) 1 / 2 = k t
其微分形式可表示为：
d α d t = 2 k ( 1 - α ) 1 / 2
在556 ℃左右Mg2Si相变的n值分别为0.769和0.532，近似取n=0.62，则此时的最概然G（α）的积分形式可表示为：
α 2 = k t
其微分形式可表示为：
d α d t = 1 2 k α - 1
从最概然函数类型中可以看出，转化率α和时间t之间不存在指数变化关系，大幅度延长时间并不能显著提高相变的转化率，因此选择合适的相变温度，并进行一定时间的保温，即可达到较高的转化率。

2.5 铸轧板坯边部与心部析出相及位错的分布

铸轧板坯边部和心部的TEM观察结果如图12所示。在板坯的边部和心部均存在不同尺寸的第二相粒子，其粒子尺寸主要为纳米级。研究表明［19］变形合金内若粗大的第二相粒子达到临界尺寸，在高温热处理状态下会发生粒子激发形核（particle stimulated nucleation，PSN）效应，围绕着这些粗大第二相粒子可以产生大量再结晶核心，从而形成再结晶晶粒，而纳米级和部分亚微米级的第二相粒子可以抑制再结晶晶粒的长大，有利于减小晶粒尺寸。因此，应通过合适的热处理工艺调控板坯边部和心部的第二相粒子大小，在大尺寸粒子激发产生再结晶核心和小尺寸粒子抑制再结晶晶粒长大的相互作用下，获得组织均匀的再结晶组织。再结晶临界尺寸 λ c可以表达为：
图12 析出相（1）和位错（2）组织TEM图 （a）心部；（b）边部

Fig.12 TEM images of precipitated phase（1） and dislocation（2） structures （a）center；（b）edge

λ c = 4 l γ h e 3 γ l e - 2 l Z γ h e
式中： l为亚晶尺寸； γ h e和 γ l e分别为大角度与小角度晶界的界面能；Z为由于第二相的存在而引起的对位错的钉扎力。当合金中粗大的第二相粒子尺寸达到临界时，在这些粒子的周围会发生明显的PSN效应，其中再结晶晶粒尺寸D rec可表示为：
D r e c = 1 N 1 / 3
式中N为单位体积内满足第二相尺寸大于再结晶临界尺寸 λ c的形核点数。当第二相尺寸小于 λ c时，则可以抑制再结晶晶粒的长大。在Al-Mg-Si系合金中， AlFeMnSi相和AlFeSi相的尺寸大于 λ c，因此，在后续的热处理过程中可以作为主要的再结晶形核位点。
从图12中可以看出，在铸轧板坯边部和心部均出现了针状与盘片状的Mg2Si相。这是由于在铸轧过程中，铝液在短时间内经过液态区—糊状区—固状区，板坯在快速冷却的条件下形成了过饱和固溶体，大量溶质元素固溶进入基体之中，并在后续的自然时效中出现了Mg2Si相的晶内析出与粗化。板坯在固状区发生一定程度的塑性变形，因此，在板坯的边部和心部均出现了不同程度的位错缠结，且板坯边部的位错密度高于心部，这是由板坯变形不均匀所致。由于小角度晶界的存在往往与位错组织相关，位错密度越大，则小角度晶界占比越高，这与小角度晶界的统计结果相一致。

3 结论

（1）板坯边部和心部的晶粒尺寸与形貌差异明显，织构组成复杂，存在大量粗大第二相与部分针状、盘片状Mg2Si相，板坯心部的元素偏析比边部更为明显。
（2）通过理论计算，铸轧板坯边部的织构强化贡献强度为10.7 MPa，晶界强化贡献强度为86.8 MPa，而铸轧板坯心部的织构强化贡献强度为15.1 MPa，晶界强化贡献强度为82.4 MPa，因此，织构组分对铸轧板坯的强度贡献有限，边部和心部的强度差异主要取决于晶界强化。
（3）热动力学结果表明：第二相的相变转化率α和时间t之间不存在指数变化关系，即在后续的热处理过程中大幅度延长时间并不能显著提高相变转化率，选择合适的温度可达到较高的转化率。
（4）板坯边部和心部存在不同程度的位错缠结，边部的位错密度高于心部，与小角度晶界统计结果相一致。

References

Publishing order | Descend order by publishing year | Descend order by cited within
1
刘惠， 付祎磊， 陈宗强， 等. Fe含量对Al-Mg-Si合金微观组织和力学性能的影响［J］. 航空材料学报， 2023， 43（3）： 32-41.

LIU H， FU Y L， CHEN Z Q， et al. Effect of Fe content on microstructure and mechanical properties of Al-Mg-Si alloy［J］. Journal of Aeronautical Materials， 2023， 43（3）： 32-41．

2
徐亚琪， 翁瑶瑶， 陈家浩， 等. 预时效对含0.1%In的Al-Mg-Si合金微观结构和力学性能的影响［J］. 材料工程， 2023， 51（6）： 101-110.

XU Y Q， WENG Y Y， CHEN J H， et al. Effect of pre-aging on microstructure and mechanical properties of Al-Mg-Si alloy containing 0.1%In［J］. Journal of Materials Engineering， 2023， 51（6）： 101-110．

3
朱上，李志辉，闫丽珍，等 ．预时效对汽车用新型Al-Mg-Si-Cu-Zn合金烘烤硬化性的影响［J］．稀有金属，2022，46（3）：281-288．

ZHU S， LI Z H， YAN L Z，et al ．Bake-hardening response in a novel Al-Mg-Si-Cu-Zn alloy with pre-aging［J］．Chinese Journal of Rare Metals，2022，46（3）：281-288．

4
卢兵，王海尧，王胤，等 ．电磁铸轧Al-Mg-Si合金短流程制备工艺对其组织和力学性能的影响 ［J］．中国有色金属学报，2023，33（4）：1024-1037.

LU B， WANG H Y， WANG Y，et al.Effect of short flow processes on microstructure and mechanical properties of Al-Mg-Si alloy prepared by electromagnetic twin-roll casting［J］．The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2023，33（4）：1024-1037.

5
WANG B， LIU X， ZHU Y，et al ．The effect of Mg/Si ratio on the microstructure and tensile properties of twin-roll casting Al-Mg-Si alloys［J］.Materials Characterization，2022，191： 112146-112154．

6
LI S J， HE C， FU J Y，et al ．Evolution of microstructure and properties of novel aluminum-lithium alloy with different roll casting process parameters during twin-roll casting［J］．Materials Characterization，2020，161：110145-110157．

7
WANG X， MA P， MENG Z，et al ．Effect of trace Cr alloying on centerline segregations in sub-rapid solidified Al-Mg-Si （AA6061） alloys fabricated by twin-roll casting［J］．Materials Science and Engineering：A，2021，825： 141896-141906．

8
LI Y， HE C， LI J，et al ．A novel approach to improve the microstructure and mechanical properties of Al-Mg-Si aluminum alloys during twin-roll casting［J］．Materials，2020，13（7）： 1713-1726．

9
KIM M S， ARAI Y， HORI Y，et al ．Formation of internal crack in high-speed twin-roll cast 6022 aluminum alloy strip［J］．Materials Transactions，2010，51（10）：1854-1860．

10
SUN K M， LI L， CHEN S D，et al ．A new approach to control centerline macrosegregation in Al-Mg-Si alloys during twin roll continuous casting［J］．Materials Letters，2017，190：205-208．

11
ANASYIDA A S， YUSOF M M， DHINDAW B K，et al ．The role of roller speed on solidification of Al-Mg-Si alloy during twin roll strip casting［J］．Materials Science Forum，2015，819：15-19．

12
任贤魏 ．铸轧法制造汽车车身用6016铝板组织与性能调控［D］．长沙：中南大学，2020．

REN X W ．Regulating the microstructure and properties of the twin-rolling casted 6016 aluminum sheet used in automotive outer panels［D］．Changsha：Central South University，2020．

13
安仲健 ．双辊薄带铸轧工艺参数对中心层偏析影响的研究［D］．秦皇岛：燕山大学，2016．

AN Z J ．Research on effect of processing parameters to centerline segregation of TRC strip［D］．Qinghuangdao：Yanshan University，2016．

14
曹零勇，郭明星，崔华，等 ．Al-Mg-Si系合金均匀化过程中β→α相转变动力学研究［J］．金属学报，2013，49（4）：428-434．

CAO L Y， GUO M X， CUI H，et al ．Study on the kinetics of phase transformation β→α in the homogeneous heat treatment of Al-Mg-Si series alloys［J］．Acta Metallurgica Sinica，2013，49（4）：428-434．

15
何立子，陈彦博，崔建忠 ．均匀化对Al-Mg-Si-Cu合金组织和性能的影响［J］．稀有金属材料与工程，2008，37（9）：1637-1641．

HE L Z， CHEN Y B， CUI J Z ．Effect of homogenization on the microstructures and properties of Al-Mg-Si-Cu alloy［J］．Rare Metal Materials and Engineering，2008，37（9）：1637-1641．

16
KUIJPERS N C W， VERMOLEN F J， VUIK C，et al ．The dependence of the β-AlFeSi to α-Al（FeMn）Si transformation kinetics in Al-Mg-Si alloys on the alloying elements［J］. Materials Science and Engineering：A， 2005，394（1）：9-19．

17
MYHR O R， GRONG Ø， ANDERSEN S J ．Modelling of the age hardening behaviour of Al-Mg-Si alloys［J］．Acta Materialia，2001，49（1）：65-75．

18
李艳，刘志文，李落星 ．均匀化处理对6061铝合金材料微观组织和力学性能的影响［J］.塑性工程学报，2013，20（4）：92-98．

LI Y， LIU Z W， LI L X ．Effect of homogenization treatment on the microstructure and mechanical properties of 6061 aluminum alloy［J］．Journal of Plasticity Engineering，2013，20（4）：92-98．

19
彭祥阳，郭明星，汪小锋，等 ．不同尺寸粒子对Al-Mg-Si-Cu系合金组织、织构和力学性能的影响［J］．金属学报，2015，51（2）：169-177．

PENG X Y， GUO M X， WANG X F，et al. Influence of particles with different sizes on microstructure， texture and mechanical properties of Al-Mg-Si-Cu series alloys［J］．Acta Metallurgica Sinica，2015，51（2）：169-177．

Options
Outlines

/

〈 〉