Precipitation behaviors of dispersoids induced from transition elements (Mn, Sc and Zr) and their effect on recrystallization resistance in AA6082 alloys

To satisfy the increasing demand for aluminum alloys to be applied at high temperatures or transformed into desired shape without sacrificing the mechanical strength, the improvement of elevated-temperature properties and recrystallization resistance during hot deformation and annealing is very important. The present work was taken to achieve both goals by introducing dispersoids through addition of transition elements, such as Mn, Zr and Sc. Though extensive work has been done on this topic, there are still several aspects that need further clarification, namely the effects of the transition elements and their interaction as well as the heat treatments. Therefore, Mn, Zr and Sc were added into Al-Mg-Si 6082 alloys to perform the investigations. As the first step, the precipitation behavior of Mn-containing dispersoids in Al-Mg-Si 6082 alloy with various Mn contents (up to 1 wt.%, all the composition is shown in wt.% unless indicated otherwise) during various heat treatment procedures (300-500 ℃) has been systematically studied. Meanwhile, the role of dispersoids on elevated-temperature strength and recrystallization resistance during hot-rolling and annealing has been dealt with. Results showed that, regardless of the Mn contents, the dispersoids began to precipitate at 350 ℃ and reached to the optimum condition after 2 hours at 400 ℃, leading to the highest microhardness at room temperature and yield strength at 300 ℃. However, they are gradually coarsening at temperatures above 450 ℃. The increase of Mn from 0.5% to 1.0% generally increases the number density of dispersoids but the evolution of size is greatly related to the temperature. They are similar in the alloys with 0.5 and 1.0% Mn contents at lower temperature (<=400 ℃) while the coarsening rate of dispersoids in the alloy with 1.0% Mn is much higher at higher temperature (>450 ℃). During the annealing process after hot-rolling, the presence of Mn-containing dispersoids was found to significantly improve the recrystallization resistance though the recrystallization volume increases with annealing time in all experimental alloys. In addition, superior recrystallization resistance was obtained in the alloy containing 0.5% Mn (compared to the alloy with high Mn addition (1.0%), which was attributed to its slower coarsening rate of dispersoids during annealing and larger original grain size before rolling. Based on the results obtained above, additional Zr and Sc elements were added into the alloy containing 1.0% Mn to study the effect of Zr and Sc addition on Mn-containing dispersoids under various heat treatment conditions and interactions between Al3Zr, Al3(Sc,Zr) and Mn-containing dispersoids. It was found that the individual Zr addition and the combined Sc and Zr addition had different influences on Mn-containing dispersoids as a function of heat treatment temperature. At 350 ℃, the combined Zr and Sc addition significantly suppressed the precipitation of Mn-containing dispersoids while the effect of the individual Zr addition on Mn-containing dispersoids was much less prominent. At 400 ℃, the individual Zr addition inhibited the precipitation of Mn-containing dispersoids but negligible effect was observed with the combined Zr and Sc additions. At 450 ℃, however, Mn-containing dispersoids was not suppressed any more in both cases. The mechanism leading to such phenomena was attributed to the preferential nucleation of Al3Zr dispersoids on u-phase and simultaneous consumption of the latter, thus preventing the precipitation of Mn-containing dispersoids, which also preferred to nucleate on u-phase. Similar reason was expected to apply to Al3(Sc,Zr) dispersoids, since Mn-containing dispersoids were also inhibited at temperatures when Al3(Sc,Zr) started to precipitate. Their combined effect on the recrystallization resistance was also investigated on the hot-rolled samples after pre-heat treatment at 400 ℃ for 2 hours. The results showed that, the sole addition of Zr led to a worse recrystallization inhibition while the combined addition of Zr and Sc enhanced the recrystallization inhibition compared to the base Al-Mg-Si 6082 alloy.
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\nPour satisfaire la demande croissante d'alliages d'aluminium appliqué à haute température ou transformé en forme souhaitée sans sacrifier la résistance mécanique, l'amélioration des propriétés à température élevée et de la résistance à la recristallisation lors de la déformation à chaud et le recuit est très importante. Le présent travail a atteint les deux objectifs en introduisant des dispersoïdes en ajoutant des éléments de transition, tels que Mn, Zr et Sc. Bien que de nombreux travaux aient été réalisés sur ce sujet, plusieurs aspects doivent encore être clarifiés, à savoir les effets des éléments de transition et leur interaction, ainsi que les traitements thermiques. Par conséquent, dans ce projet, Mn, Zr et Sc ont été ajoutés aux alliages Al-Mg-Si 6082 pour effectuer les recherches. Comme première étape, le comportement en précipitation de dispersoïdes contenant du Mn dans un alliage Al-Mg-Si 6082 avec différentes teneurs en Mn (jusqu'à 1% en poids) au cours de différentes procédures de traitement thermique (300-500 ℃) a été systématiquement étudié. Parallèlement, le rôle des dispersoïdes sur la résistance à température élevée et la résistance à la recristallisation lors du laminage à chaud et du recuit a été traité. Les résultats ont montré que, quelle que soit la teneur en Mn, les dispersoïdes ont commencé à précipiter à 350 ℃ et ont atteint à la condition optimale au bout de 2 heures à 400 ℃, conduisant à la microdureté la plus élevée à la température ambiante et à la limite d'élasticité à 300 ℃. Cependant, les dispersoïdes grossissent progressivement à des températures supérieures à 450 ℃. L'augmentation de Mn de 0.5 à 1.0% augmente généralement la densité en nombre des dispersoïdes mais l'évolution de la taille est fortement liée à la température. C'est similaire avec les alliages avec les teneurs en Mn de 0.5 et 1.0% à basse température (<= 400 ℃), tandis que le taux de grossissement du dispersoïde dans l'alliage à 1.0% Mn est beaucoup plus élevé à une température plus élevée (>450 ℃). Pendant le recuit après laminage à chaud, la présence de dispersoïdes contenant du Mn a considérablement amélioré la résistance à la recristallisation, bien que le volume de recristallisation augmente avec le temps de recuit dans tous les alliages expérimentaux. De plus, la résistance supérieure à la recristallisation a été obtenue dans l’alliage contenant 0.5% de Mn (par rapport à l’alliage de 1.0% de Mn), qui a été attribué à son taux plus rapide de grossissement des particules de dispersion pendant le recuit et la taille de grain d'origine plus grande avant le laminage. D'après les résultats obtenus ci-dessus, Des éléments Zr et Sc ont également été ajoutés à l’alliage contenant 1.0% de Mn, afin d'étudier l'effet de l'addition de Zr et de Sc sur les dispersoïdes contenant du Mn dans diverses conditions de traitement thermique et d'interactions entre Al3Zr, Al3(Sc,Zr) et des dispersoïdes contenant du Mn. On a constaté que l’addition individuelle de Zr et l’addition combinée de Sc et de Zr avaient des influences différentes sur les dispersoïdes contenant du Mn en fonction de la température de traitement thermique. À 350 ℃, l'addition combinée de Zr et de Sc a significativement supprimé la précipitation de dispersoïde contenant du Mn, lorsque l'effet de l'addition individuelle de Zr était moins important. À 400 ℃, l'addition individuelle de Zr a inhibé la précipitation de dispersoïde contenant du Mn mais un effet négligeable a été observé avec les additions combinées de Zr et de Sc. À 450 ℃, pourtant, les dispersoïdes contenant du Mn n'étaient plus supprimés dans les deux cas. Le mécanisme à l'origine de tels phénomènes a été attribué à la nucléation préférentielle du dispersoïde d'Al3Zr en phase u et alors la consommation simultanée de la phase u, empêchant ainsi la précipitation du dispersoïde contenant du Mn, qui préfère également se nucléer en phase u. la même raison devait s’appliquer au dispersoïde d’Al3(Sc,Zr), puisque les dispersoïdes contenant du Mn étaient également inhibés aux températures lorsque les dispersoïdes d’Al3(Sc,Zr) commençait à précipiter. L’effet combiné sur la résistance à la recristallisation a également été étudié sur les échantillons laminés à chaud après un traitement de préchauffage à 400 ℃ pendant 2 heures. Les résultats ont montré que la seule addition de Zr entraînait une aggravation de l’inhibition de la recristallisation, tandis que l'addition combinée de Zr et de Sc augmentait l'inhibition de la recristallisation par rapport à l'base de l’alliage Al-Mg-Si 6082.

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