滕明和

（西南鋁業(yè)（集團(tuán)）有限責(zé)任公司，重慶401326）

0 前言

2A12 合金作為Al-Cu-Mg 系中典型的硬鋁合金，具有很高的強(qiáng)度和良好的切削加工性能，其熱狀態(tài)、退火及新淬火狀態(tài)下成形性能都比較好，熱處理強(qiáng)化效果顯著，被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域，如飛機(jī)結(jié)構(gòu)（蒙皮、骨架、肋梁、隔框等）、導(dǎo)彈構(gòu)件、螺旋槳原件及其它各種結(jié)構(gòu)。2A12-O 態(tài)屬于完全退火狀態(tài)，具有優(yōu)良的成形性能及加工性能，因此，廣泛用于加工形狀復(fù)雜的零部件。其中部分材料在使用前需要進(jìn)行拉伸處理，但拉伸量較大時(shí)，極容易出現(xiàn)拉伸滑移線。

金屬材料的拉伸線表現(xiàn)為與拉伸軸線（零件的長(zhǎng)邊緣等）呈45°至60°的定向斜條紋，在力學(xué)上滑移線是連續(xù)的。但根據(jù)金屬塑性變形的基本機(jī)制，晶體在切應(yīng)力作用下沿著特定的晶面和晶向產(chǎn)生滑移，滑移結(jié)果是在表面顯露出滑移臺(tái)階，而滑移臺(tái)階是原子間距的整數(shù)倍，是不連續(xù)的。因此，滑移線的物理意義是金屬塑性變形時(shí)，發(fā)生晶體滑移的可能地帶，只有特定的晶面和晶向的切應(yīng)力達(dá)到金屬的臨界屈服切應(yīng)力時(shí)才會(huì)使晶體產(chǎn)生滑移變形。

1 試驗(yàn)方案

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

本試驗(yàn)選擇西南鋁業(yè)(集團(tuán))有限責(zé)任公司按國(guó)標(biāo)3190 生產(chǎn)的2A12 方鑄錠，在同一熔次下選擇2塊規(guī)格一致的鑄錠開展工藝試驗(yàn)。生產(chǎn)包鋁的2A12-O 產(chǎn)品的成品規(guī)格為1.5 mm×1200 mm×3000 mm，其包鋁板和2A12鑄錠的化學(xué)成分如表1所示。

表1 實(shí)驗(yàn)合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）

1.2 工藝路線

常規(guī)產(chǎn)品生產(chǎn)工藝路線：銑面→包鋁→熱粗軋→熱精軋→冷軋→成品退火→剪切→性能檢測(cè)→包裝。

中溫淬火產(chǎn)品生產(chǎn)工藝路線：銑面→包鋁→熱粗軋→熱精軋→冷軋→中溫淬火→成品退火→剪切→性能檢測(cè)→包裝。

1.3 實(shí)施方案及過(guò)程

將上述試驗(yàn)用鑄錠分別采用兩種工藝進(jìn)行生產(chǎn)，其對(duì)應(yīng)的批次分別為A 批次、B 批次。A 批次用于常規(guī)工藝的生產(chǎn)，B批次用于增加中溫淬火工藝的生產(chǎn)。這2個(gè)批次在冷軋及以前的生產(chǎn)工藝完全一致，成品退火工藝也一致。

中溫淬火工藝：在氣墊爐溫度、速度等條件一定的情況下，將冷軋后的B批次卷材進(jìn)行快速升溫及快速冷卻，其工藝見表2。

表2 中溫淬火工藝

成品退火工藝：將兩種方案的卷材進(jìn)行卷式成品退火，退火工藝為金屬溫度380～410℃，保溫1～2h，然后隨爐緩慢冷卻。

2 過(guò)程與討論

2.1 微觀組織OM分析

分析兩種工藝生產(chǎn)的A、B 兩批次O 態(tài)組織的OM 形貌，分別對(duì)比LS 面和TS 面的情況，具體見圖1、圖2。

圖1 A批O態(tài)組織OM形貌

圖2 B批O態(tài)組織OM形貌

從圖1 和圖2 中可以看出，經(jīng)退火處理后，晶粒保留了變形態(tài)組織的特征，LS 面晶粒沿軋制方向拉長(zhǎng)，其長(zhǎng)徑比較大，TS 面的晶粒尺寸和晶粒長(zhǎng)徑比均比LS 面的小。從金相組織分析可以得出，正常工藝條件下的O態(tài)組織中的晶粒保留了變形態(tài)組織特征，晶粒尺寸明顯較增加了中溫淬火的B 批次的大；B 批次O 態(tài)組織中晶粒為等軸狀，晶粒較為均勻。

2.2 微觀組織SEM分析

對(duì)兩種工藝的O態(tài)進(jìn)行微觀組織SEM分析，結(jié)果如圖3（傳統(tǒng)工藝）和圖4（增加中溫淬火工藝）所示。

從圖中可以看出，兩種工藝的樣品均存在數(shù)量較多的相，經(jīng)軋制變形破碎后，相沿軋制方向分布，其能譜分析結(jié)果見表3、表4。從能譜分析中可以看出，2A12 鋁合金基體組織中存在的相有Al2Cu 相、富Fe 相和Al2CuMg 相；2A12 薄板包鋁層為1A50鋁合金，其中1A50合金組織中固溶了一定量的Mg元素，另外存在AlFe3相。

圖3 A批合金薄板O態(tài)基體和包鋁層組織SEM形貌

圖4 B批合金薄板O態(tài)基體和包鋁層組織SEM形貌

表3 A批薄板O態(tài)組織中相的能譜分析（原子百分比%）

表4 B批合金薄板O態(tài)組織中相的能譜分析（原子百分比/%）

2.3 微觀組織EBSD分析

對(duì)兩種工藝的O 態(tài)進(jìn)行微觀組織EBSD 分析，圖5 為傳統(tǒng)工藝的O 態(tài)組織的EBSD 形貌圖。從取向成像圖和晶內(nèi)取向差分布圖可以看出，薄板LS面晶粒沿著軋制方向分布，晶粒的長(zhǎng)徑比較大。圖6 為增加了中溫淬火的工藝的O 態(tài)組織EBSD 形貌圖。從取向成像圖和晶內(nèi)取向差分布圖可以看出，薄板LS 面晶粒尺寸比較均勻和細(xì)小，均為等軸狀，并未觀察到變形態(tài)組織的特征，說(shuō)明該狀態(tài)下合金發(fā)生了明顯的再結(jié)晶。

從圖5、圖6 制備的2A12-O 薄板對(duì)比可以看出，增加中溫淬火的薄板試樣的晶粒尺寸較傳統(tǒng)工藝的小，且分布更為均勻。

圖5 A批合金薄板O態(tài)組織的晶粒成像圖和晶內(nèi)取向差分布圖(TS面)

圖6 B批合金薄板O態(tài)組織的晶粒成像圖和晶內(nèi)取向差分布圖(TS面)

2.4 力學(xué)性能評(píng)價(jià)

將2個(gè)批次的O態(tài)試樣直接進(jìn)行拉伸，MCZ試樣則在相同的熱處理工藝條件下進(jìn)行處理后檢測(cè)其拉伸性能，檢測(cè)結(jié)果見表5。

表5 2個(gè)批次的O態(tài)試樣力學(xué)性能

從表5可以看出，兩種工藝條件下O態(tài)的強(qiáng)度無(wú)明顯的差異，但MCZ 條件下，增加中溫淬火工藝后，其力學(xué)性能各項(xiàng)指標(biāo)均有一定的提高，特別是屈服強(qiáng)度，提高約10 MPa，提高效果明顯。

圖7為兩種工藝條件下O態(tài)拉伸試樣的宏觀形圖。從圖7中可以看出，拉伸斷裂后，兩種合金拉伸試樣表面均凹凸不平，但B批次拉伸試樣表面的凹凸不平程度較A批次高。

圖7 2個(gè)批次的O態(tài)板料拉伸試樣表面顯微形貌

表6 兩種合金拉伸試樣的表面粗糙度

圖8 O態(tài)板料拉伸試樣的三維形貌圖

3 結(jié)論

基于以上兩種工藝條件下，對(duì)所制備的2A12-O試樣的微觀組織、力學(xué)性能和表面粗糙度進(jìn)行了分析，得出以下結(jié)論：

（1）晶粒組織方面，在退火前增加一次中溫淬火工藝后，其成品狀態(tài)的晶粒尺寸明顯降低，且晶粒較為均勻。

（2）力學(xué)性能方面，其O 態(tài)強(qiáng)度基本一致，但MCZ 強(qiáng)度則變化較為明顯，增加中溫淬火批次的MCZ屈服及抗拉均比直接退火的增加5～10 MPa。

（3）表面粗糙度方面，增加中溫退火工藝的表面粗糙度數(shù)值較直接退火的低。

（4）根據(jù)微觀組織和力學(xué)性能分析可以得出，力學(xué)性能與微觀組織的變化相符合，即增加中溫淬火工藝的板材與直接退火的板材相比，其微觀組織、力學(xué)性能、表面粗糙度均較好，其出現(xiàn)拉伸滑移線的概率更低。