曹志強(qiáng)，周 弈，閆光遠(yuǎn)，高秉陽(yáng)

(大連理工大學(xué)遼寧省凝固控制與數(shù)字化制備技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 大連，116024)

金屬層狀復(fù)合材料是將兩種或兩種以上的金屬材料通過一定的加工工藝復(fù)合在一起形成的一種新型復(fù)合材料，通過互補(bǔ)效應(yīng)獲得單一材料所不具備的性能，可以滿足某些特殊環(huán)境下對(duì)材料的使用要求，應(yīng)用范圍廣泛[1-2]。目前，常用的制備方法包括軋制復(fù)合、爆炸焊接、激光熔敷及鑄造復(fù)合等[3-5]，其中連續(xù)鑄造工藝由于生產(chǎn)效率高、環(huán)境污染小且所制復(fù)層鑄錠的界面結(jié)合強(qiáng)度高等，在鋁合金復(fù)層材料的制備領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景[6-7]。

7050是一種超強(qiáng)變形鋁合金，多用于制造飛機(jī)蒙皮構(gòu)件，但由于其化學(xué)成分復(fù)雜、鑄錠規(guī)格和寬厚比大以及液固相線溫差大等，凝固過程中容易產(chǎn)生熱裂、組織粗大、成分偏析等缺陷，且在后續(xù)熱處理和軋制過程中可能出現(xiàn)開裂，成型十分困難[8-10]。3003為Al-Mn合金，主要用于飛機(jī)油箱、熱交換器和化工裝置等的制造，其強(qiáng)度雖然沒有7050合金高，但具有良好的塑性及耐腐蝕性能[11-12]。若利用合適的制備技術(shù)及工藝參數(shù)，將兩種合金復(fù)合在一起形成一種新型的復(fù)層鋁合金材料，有望能滿足工業(yè)上對(duì)強(qiáng)韌性高、耐蝕性能好的大尺寸厚板的迫切需求。

基于此，本文采用直接冷卻鑄造法模擬連鑄工藝，制備7050/3003鋁合金復(fù)層鑄坯，并對(duì)鑄態(tài)復(fù)合板進(jìn)行了不同條件下的均勻化退火處理，研究了熔體澆鑄溫度、退火溫度和保溫時(shí)間等因素對(duì)復(fù)合材料界面處組織和性能的影響，以期為鋁合金復(fù)層材料的制備及均勻化退火工藝的參數(shù)選擇提供參考。

1 試驗(yàn)

本研究選用材料為7050鋁合金和3003鋁合金，其化學(xué)成分見表1，液、固相線溫度見表2[13]。

表17050和3003鋁合金的化學(xué)成分(wB/%)

Table1Chemicalcompositionof7050and3003aluminumalloys

牌號(hào)ZnCuMgSiMnAl70506.52.32.6<0.12<0.01余量30030.10.25-0.61.0～1.5余量

表27050和3003鋁合金的液固相線溫度

Table2Liquidusandsolidustemperaturesof7050and3003aluminumalloys

牌號(hào)液相線溫度/℃固相線溫度/℃70506355343003654643

采用直接冷卻鑄造法制備7050/3003鋁合金復(fù)合鑄坯，其制備過程如圖1所示。試驗(yàn)過程中，先將兩種合金用GS2-5-12井式電阻爐熔煉后保溫待用，然后將其依次澆入不銹鋼圓柱體模具(內(nèi)徑80 mm、壁厚1 mm、高度110 mm)中。結(jié)合表2可知，3003鋁合金的熔點(diǎn)較高，固液相線溫差較小，因而可以形成薄且強(qiáng)度足夠的半固態(tài)凝殼，且不會(huì)發(fā)生半固態(tài)凝殼重熔現(xiàn)象。故制備復(fù)層材料時(shí)，首先將3003合金液澆入不銹鋼模具中，凝固一段時(shí)間后，將剩余未凝固的3003合金液倒出，獲得外層半固態(tài)凝殼，然后將7050合金液澆入到此凝殼中，適當(dāng)調(diào)整工藝參數(shù)，制備出界面結(jié)合良好的7050/3003復(fù)層鑄錠。根據(jù)直接冷鑄法實(shí)驗(yàn)原理可知，復(fù)層材料的界面性能主要與7050合金液的澆注溫度有關(guān)，故結(jié)合參考資料與前期實(shí)驗(yàn)結(jié)果，本試驗(yàn)中將3003合金液的澆注溫度固定為720 ℃，7050合金液澆注溫度選取為640、660、680 ℃，3003合金液冷卻時(shí)間為60 s。

由于鋁合金復(fù)層鑄錠內(nèi)存在鑄造應(yīng)力，在隨后的加工過程中容易造成鑄坯界面及邊緣開裂[14]，故澆注后需在箱式電阻爐中對(duì)復(fù)合坯進(jìn)行均勻化退火處理。根據(jù)文獻(xiàn)[9,14-15]，3003鋁合金的均勻化退火溫度一般為600～615 ℃，7050鋁合金的均勻化退火溫度為450～500 ℃，結(jié)合表2可知，3003鋁合金的均勻化溫度高于7050鋁合金的固相線溫度，若以該溫度進(jìn)行熱處理則容易導(dǎo)致7050鋁合金熔化。因此，本文以7050鋁合金的均勻化溫度為基準(zhǔn)制定熱處理工藝。另外，為提高生產(chǎn)效率，在保證原子充分?jǐn)U散的前提下保溫時(shí)間應(yīng)盡可能短，經(jīng)分析后最終選取熱處理溫度為450、500 ℃，保溫時(shí)間為5、8、12 h。

圖1 7050/3003復(fù)層鑄錠制備過程示意圖

將在不同7050合金液澆注溫度下制得的鋁合金復(fù)層鑄錠橫向剖開，經(jīng)過研磨、拋光、凱氏溶液(1%HF+2.5%HNO3+1.5%HCl+95%蒸餾水)腐蝕后，利用Leica MEF4型金相顯微鏡(OM)和SUPARR 55型掃描電鏡(SEM)對(duì)復(fù)層試樣界面處的顯微組織進(jìn)行觀察；用EPMA-1600型電子探針(EPMA)對(duì)界面附近的元素分布進(jìn)行線掃描及面掃描分析，并測(cè)量其擴(kuò)散層的厚度；用DHV-1000型維氏顯微硬度儀對(duì)界面附近的硬度進(jìn)行測(cè)試，加載載荷為300 N，加載時(shí)間為15 s。

2 結(jié)果與討論

2.1 復(fù)層鑄錠的組織與界面性能

利用OM和SEM對(duì)不同7050合金液澆注溫度下制得的7050/3003復(fù)層鑄坯進(jìn)行觀察，可以發(fā)現(xiàn)，其界面處均無明顯的氣孔和夾雜等鑄造缺陷。圖2和圖3為溫度為680 ℃時(shí)鋁合金復(fù)層鑄錠的組織形貌。從圖2(a)所示的橫截面(鑄坯高度1/3處)宏觀形貌可見，鑄坯內(nèi)側(cè)與外側(cè)的明亮程度不同，其中外側(cè)為3003鋁合金，內(nèi)側(cè)為7050鋁合金，兩者界面清晰，未觀察到明顯鑄造缺陷，表明鑄造過程中兩種合金液之間未發(fā)生混流，鑄造工藝參數(shù)設(shè)計(jì)較優(yōu)。圖2(b)為界面附近處的微觀形貌，圖左側(cè)為7050鋁合金，右側(cè)為3003鋁合金。由于3003鋁合金的耐腐蝕性優(yōu)于7050鋁合金[11]，所以在相同腐蝕條件下，7050鋁合金一側(cè)的金相組織更清晰，結(jié)合圖3可知，7050鋁合金側(cè)的第二相主要聚積在晶界處并且呈網(wǎng)狀分布，而 3003鋁合金一側(cè)無明顯析出相。

從圖2(b)中還可以看出，兩合金之間有一層過渡層，其主要組織為初生α-Al，未觀察到明顯的析出相。孫建波[16]和付瑩[17]采用直接冷卻鑄造法制備了3003/4004復(fù)層材料，結(jié)果表明4004熔體以3003凝殼為基底實(shí)現(xiàn)非均勻形核，外加合金中溶質(zhì)相互擴(kuò)散，使得兩者之間的冶金結(jié)合得以實(shí)現(xiàn)。本次試驗(yàn)也得到類似結(jié)果，即在界面形成過程中，3003合金液首先形成半固態(tài)凝殼，7050合金液與半固態(tài)凝殼接觸并以其為基底進(jìn)行異質(zhì)形核生長(zhǎng)，形成一層初生α-Al過渡層，實(shí)現(xiàn)了兩合金之間的冶金結(jié)合。

(a)橫截面宏觀形貌 (b)界面處微觀組織

圖2復(fù)層鑄坯的橫截面形貌和界面處微觀組織

Fig.2Cross-sectionalimageandinterfacemicrostructureofcladdingingot

圖3 7050鋁合金網(wǎng)狀組織的SEM照片

Fig.3SEMimageofthereticulationstructureof7050aluminumalloy

采用電子探針對(duì)該復(fù)合鑄錠界面附近元素分布進(jìn)行線分析和面分析，觀察各合金元素垂直于界面方向上的分布狀況。7050鋁合金中主要合金元素為Mg、Cu、Zn，故選擇這3種元素進(jìn)行分析，結(jié)果如圖4和圖5所示。

圖4為界面區(qū)附近各元素濃度分布曲線，圖左側(cè)為7050鋁合金，右側(cè)為3003鋁合金。由圖4可見，Mg、Zn、Cu元素濃度在初生α-Al界面兩側(cè)呈梯度降低的趨勢(shì)分布，表明Mg、Cu、Zn元素在界面處發(fā)生了擴(kuò)散，且在180 μm位置處(7050鋁合金一側(cè))元素濃度曲線波動(dòng)較大，原因可能是該處為富Mg第二相。從圖4中還可以看出，Zn元素的擴(kuò)散距離最長(zhǎng)，因此本實(shí)驗(yàn)中定義擴(kuò)散層厚度為Zn濃度從最高值降到最低值的距離，約為300 μm。

圖4 復(fù)層鑄坯界面區(qū)附近元素的EPMA線分析

Fig.4EPMAlineanalysisofelementditributionneartheinterfaceofcladdingingot

圖5為界面區(qū)附近各合金元素的面掃描分析結(jié)果，可以看出，各合金元素濃度呈現(xiàn)明顯的層狀分布特征。7050鋁合金一側(cè)Cu主要富集于晶界處，Zn、Mg除在晶界處偏析外，在基體中分布相對(duì)均勻，而3003鋁合金一側(cè)幾乎未檢測(cè)到這3種元素。這一結(jié)果與前文分析結(jié)果相符，界面擴(kuò)散層的存在表明兩種合金之間實(shí)現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合。

(a)微觀組織 (b)Cu

(c)Mg (d)Zn

圖5復(fù)層鑄坯界面區(qū)附近元素的EPMA面分析

Fig.5EPMAsurfaceanalysisofelementditributionneartheinterfaceofcladdingingot

為考察復(fù)層鑄坯的力學(xué)性能，以初生α-Al界面為中心，沿著垂直于界面的方向上每隔200 μm取一點(diǎn)檢測(cè)維氏硬度(HV)，界面兩側(cè)的硬度分布如圖6所示。由圖6可見，在相同的7050合金液澆注溫度條件下，由左至右復(fù)層鑄坯界面附近區(qū)的硬度呈梯度升高的趨勢(shì)。以7050合金液澆注溫度為680 ℃的鑄坯為例，3003和7050鋁合金的硬度分別為HV34.2和 HV149.4左右，界面處硬度約為HV103.2，介于兩者之間。結(jié)合電子探針分析結(jié)果可知，界面處硬度值較3003鋁合金一側(cè)有所提升主要是由于Zn、Mg、Cu在界面處擴(kuò)散引起的固溶強(qiáng)化作用，并且7050合金液澆注溫度越高，溶質(zhì)擴(kuò)散越快，所產(chǎn)生的固溶強(qiáng)化效果越好?；谏鲜鲈?，7050合金液澆注溫度為680 ℃時(shí)，鑄坯界面的硬度最高。

圖6 復(fù)層鑄坯界面區(qū)附近的硬度分布

Fig.6Hardnessdistributionacrossthebondinginterfaceofcladdingingots

2.2 均勻化退火溫度對(duì)復(fù)層鑄錠界面的影響

圖7為不同溫度下均勻化退火12 h后7050/3003復(fù)層鑄坯界面的微觀組織。由于本試驗(yàn)采用的退火溫度低于3003鋁合金的退火溫度[14]，故3003鋁合金一側(cè)微觀組織無明顯變化。從圖7中可以看出，退火后鑄坯7050一側(cè)晶粒長(zhǎng)大，500 ℃退火試樣的晶粒尺寸大于450 ℃的退火試樣，且不平衡共晶相溶解，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)更加稀疏。圖8所示為退火溫度為500 ℃時(shí)7050鋁合金一側(cè)的SEM照片。對(duì)比圖8和圖3可知，經(jīng)過500 ℃×12 h均勻化退火處理后，7050鋁合金網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)逐漸消除，轉(zhuǎn)變?yōu)殚L(zhǎng)條狀組織，晶界處粗大的第二相也逐漸溶解，組織形貌明顯得到改善，塑性升高，變形抗力減小。

(b) 500 ℃

Fig.7OMimagesoftheinterfaceofcladdingingotsafter12hannealingatdifferenttemperatures

圖9所示為不同溫度均勻化退火后Cu、Mg、Zn元素在界面區(qū)附近的電子探針線分析結(jié)果，可以看出，均勻化退火后7050鋁合金一側(cè)的合金元素逐漸向3003鋁合金一側(cè)擴(kuò)散，且退火溫度越高，元素分布越均勻，初生α-Al擴(kuò)散層越寬。450 ℃×12 h退火后，擴(kuò)散層厚度由鑄態(tài)下的300 μm升高到約400 μm，而當(dāng)退火溫度升高到500 ℃，擴(kuò)散層厚度約為500 μm。

圖8 500 ℃下退火12 h后7050鋁合金的SEM照片

Fig.8SEMimageof7050aluminumalloyafterannealingat500℃for12h

圖10為不同溫度均勻化退火12 h后界面區(qū)附近的硬度分布。由圖10可以看出，退火溫度對(duì)3003鋁合金一側(cè)的硬度影響不大，而在7050鋁合金一側(cè)，硬度隨退火溫度的升高逐漸減低。結(jié)合圖8可知，7050鋁合金網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的消除及晶界處第二相的溶解，整體降低了7050鋁合金的硬度，并且退火溫度越高，硬度相對(duì)越低。另外，界面處硬度在一定范圍內(nèi)有所波動(dòng)，結(jié)合圖8和圖9可知，這主要受枝晶偏析和殘余應(yīng)力消除、合金元素?cái)U(kuò)散等因素的影響。

(a) 450 ℃ (b) 500 ℃

圖9不同溫度退火12h后界面區(qū)附近各元素EPMA線分析

Fig.9EPMAlineanalysisoftheelementdistributionneartheinterfaceafter12hannealing

圖10不同溫度均勻化退火12h后界面區(qū)附近的硬度分布

Fig.10Hardnessdistributionacrossthebondinginterfaceafter12hannealingatdifferenttemperatures

2.3 均勻化退火時(shí)間對(duì)復(fù)層鑄錠界面的影響

圖11為不同保溫時(shí)間下500 ℃均勻化退火后復(fù)層鑄坯界面區(qū)附近的金相組織。結(jié)合圖8和圖11可以看出，不同保溫溫度均勻化退火對(duì)3003鋁合金組織影響不大，而隨保溫時(shí)間的升高，7050鋁合金界面處粗大的第二相逐漸溶解在基體中，組織向長(zhǎng)條狀轉(zhuǎn)變。

(a) 5 h

(b) 12 h

Fig.11OMimagesoftheinterfaceofcladdingingotsafterannealingat500℃fordifferentlengthsoftime

圖12為500 ℃不同均勻化退火時(shí)間下界面區(qū)附近的硬度分布?？梢钥闯?，隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，3003鋁合金一側(cè)的硬度基本不變，7050鋁合金側(cè)的硬度逐漸降低。由圖8和圖11中所示的組織變化結(jié)果可知，均勻化退火溫度一定時(shí)，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，7050鋁合金一側(cè)第二相元素逐漸溶解在基體中，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)逐漸向長(zhǎng)條狀轉(zhuǎn)變，使得整體硬度有所下降。由于均勻化退火使得鑄造應(yīng)力消除、合金元素發(fā)生擴(kuò)散，使得界面處硬度值在一定區(qū)間內(nèi)產(chǎn)生波動(dòng)。

圖12500℃不同保溫時(shí)間退火后復(fù)合界面的硬度分布

Fig.12Hardnessdistributionacrossthebondinginterfaceafterannealingat500℃fordifferentlengthsoftime

3 結(jié)論

(1)采用直接冷卻鑄造法成功制備出界面結(jié)合良好的7050/3003鋁合金復(fù)層鑄坯。本研究條件下，最佳澆注溫度為3003合金液720 ℃、7050合金液680 ℃。成型過程中7050合金液以3003半固態(tài)凝殼為異質(zhì)形核基質(zhì)進(jìn)行形核生長(zhǎng)，形成一層初生α-Al擴(kuò)散層，最終形成界面清晰、沒有混流現(xiàn)象、無明顯鑄造缺陷的復(fù)層材料，實(shí)現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合。

(2)均勻化退火處理后，7050鋁合金一側(cè)網(wǎng)狀晶界處粗大第二相逐漸溶解，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)向長(zhǎng)條狀組織轉(zhuǎn)變，7050鋁合金的維氏硬度降低，變形抗力減小。隨退火溫度的升高和保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，界面區(qū)成分分布逐漸均勻，擴(kuò)散層厚度增加，500 ℃×12 h退火后擴(kuò)散層厚度由鑄態(tài)下的300 μm增加到500 μm。

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