孫 巍，馮艷飛，2，祝 哮，鄭 建，趙懷鵬

(1.營口忠旺鋁業(yè)有限公司，遼寧 營口115000；2.內(nèi)蒙古科技大學(xué)材料與冶金學(xué)院，內(nèi)蒙古 包頭 014010)

2024鋁合金是Al-Cu-Mg合金，又稱高強(qiáng)度硬鋁，屬于熱處理可強(qiáng)化鋁合金，因其具有較高的比強(qiáng)度、優(yōu)良的耐熱性和加工性能，用于制作航空航天設(shè)施等重要承受高循環(huán)載荷的結(jié)構(gòu)件，已成為航空航天工業(yè)中使用最為廣泛的鋁合金材料之一[1-4]。2024高強(qiáng)度鋁合金在半連續(xù)鑄造過程中極易產(chǎn)生嚴(yán)重的枝晶偏析，在晶界處形成非平衡凝固共晶組織造成后續(xù)力學(xué)性能顯著降低。然而，均勻化工藝是鋁合金擠壓、鍛造和軋制等熱塑性加工前重要的一項(xiàng)工藝[5、6]。目前，關(guān)于鋁合金工藝的研究報(bào)道較少，特別是均勻化后不同冷卻方式的顯微組織及性能的變化過程。本文結(jié)合工廠實(shí)際生產(chǎn)，就不同均勻化工藝和冷卻方式對2024鋁合金組織、電導(dǎo)率、硬度及拉伸力學(xué)性能的影響進(jìn)行初步探索和研究，為進(jìn)一步后續(xù)研究提供實(shí)際生產(chǎn)指導(dǎo)和參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為2024鋁合金，其主要化學(xué)成分見表1,鑄錠成分符合國標(biāo)要求，主要合金元素為Cu、Mg、Mn，微量合金元素Cr、Ti、Zn及少量雜質(zhì)元素Fe和Si。

表1 2024合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

1.2 試驗(yàn)過程

2024鋁合金采用半連續(xù)鑄造方法進(jìn)行鑄造，鑄造溫度735℃，生產(chǎn)規(guī)格為Ф198mm×1400mm的2024鋁合金圓錠。對其鑄錠進(jìn)行去頭尾各切除300mm處理，之后在鑄錠沿軸向截取厚度300mm鑄錠并進(jìn)行軸向機(jī)加，鑄錠試驗(yàn)料分別進(jìn)行鑄錠的中心位置(距軸心≤40mm)、R/2位置(距軸心>40mm，且≤65mm)和R位置(距軸心>65mm)區(qū)分。本試驗(yàn)選用中心位置的試驗(yàn)料進(jìn)行試驗(yàn)，將鑄錠中心位置棒料分別機(jī)加成大小為25mm×25mm×200mm試樣，依次經(jīng)(480℃、495℃、510℃)×8h×空冷或水冷均勻化熱處理(表2)，并觀察其顯微組織、電導(dǎo)率、硬度及拉伸力學(xué)性能。試驗(yàn)金相、導(dǎo)電率和硬度試樣大小均為25mm×25mm×25mm，金相試樣經(jīng)過磨樣、拋光等，選用Keller腐蝕液(1%HF、1.5%HCl、2.5%HNO3、95%H2O，體積分?jǐn)?shù))進(jìn)行組織腐蝕后，采用Axio-Imager蔡司顯微鏡觀察金相顯微組織。采用Sigmatest2.069渦流電導(dǎo)儀在室溫(23℃)進(jìn)行電導(dǎo)率測量，以及采用加載1kg、10s載荷的FV-810型維氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測量，均實(shí)測5個(gè)點(diǎn)以上，求其平均值作為電導(dǎo)率和維氏硬度值。拉伸試驗(yàn)采用ZX-LX-004電子萬能試驗(yàn)機(jī)，施加載荷100kN。保證拉伸力學(xué)測試的真實(shí)性，實(shí)測3組，取其平均值作為力學(xué)性能。

表2 均勻化工藝

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 均勻化工藝對2024鋁合金組織的影響

圖1和圖2分別為2024鋁合金在均勻化溫度480℃、495℃和510℃保溫8h后經(jīng)空冷和水冷方式處理的微觀顯微組織。從圖中可以看出，2024鑄態(tài)鋁合金組織晶粒大小不均勻，出現(xiàn)大量發(fā)達(dá)枝晶，晶界內(nèi)有十分清晰的骨骼狀組織，連續(xù)枝晶網(wǎng)格顯著，甚至出現(xiàn)了二次枝晶等。2024鋁合金鑄態(tài)組織中主要相為α(Al)、T(CuMg4Al6)與S(CuMgAl2)相，還可能有少量θ(CuAl2)、Al2Mg3、Mg2Si、Al6(Fe，Mn)和Al7Cu2Fe相。晶界集中析出大量的T(CuMg4Al6)、S(CuMgAl2)、以及少量的CuAl2、Al2Mg3、Mg2Si、Al6(Fe，Mn)Al7Cu2Fe析出相及共晶組織。但經(jīng)過不同均勻化處理后，隨著均勻化溫度升高(圖1和2中(b)(c)(d))，合金中粗大的CuAl2、T(CuMg4Al6)、S(CuMgAl2)、Al2Mg3、Mg2Si、Al6(Fe，Mn)Al7Cu2Fe共晶組織和非平衡低熔點(diǎn)共晶相逐漸溶解，枝晶網(wǎng)絡(luò)逐漸變稀，晶界上的殘留相及共晶組織由連續(xù)分布逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)殚g斷連續(xù)沿晶界分布。在合金經(jīng)495℃×8h均勻化后，枝晶網(wǎng)絡(luò)溶解相對較充分，晶界上粗大的共晶組織和非平衡相明顯減少。

(a)鑄態(tài)；(b)480℃×8h；(c)495℃×8h；(d)510℃×8h

(a)鑄態(tài)；(b)480℃×8h；(c)495℃×8h；(d)510℃×8h

而在經(jīng)510℃×8h均勻化后，合金出現(xiàn)粗大的低熔點(diǎn)共晶和晶界復(fù)熔過燒現(xiàn)象，低熔點(diǎn)共晶相呈明顯復(fù)熔狀，晶界局部明顯粗化和加寬，并在出現(xiàn)晶粒交界處呈現(xiàn)明顯的三角形復(fù)熔區(qū)，晶界附近甚至出現(xiàn)了黑色的過燒坑等，尤其水冷方式顯著。另外，經(jīng)均勻化后采用不同的冷卻方式(空冷和水冷)處理分析發(fā)現(xiàn)，合金經(jīng)水冷方式較空冷方式處理后的枝晶及晶界分布更加均勻、細(xì)小的彌散相和共晶組織。

圖3為鑄態(tài)及均勻化工藝495℃×8h空冷和水冷的SEM形貌。從圖中可以發(fā)現(xiàn)，(a)為鑄態(tài)合金形貌，鑄態(tài)合金組織存在大量的非平衡共晶相，且大多數(shù)非平衡共晶相呈連續(xù)的網(wǎng)膜狀，還有些球狀和塊狀的第二相零散分布在枝晶內(nèi)或枝晶網(wǎng)膜上；(b)為495℃×8h+空冷形貌，(c)為495℃×8h+水冷形貌。通過對比發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過均勻化處理的合金組織主要由樹狀α(Al)和枝晶間低熔點(diǎn)共晶體組成，基體α(Al)呈等軸狀，枝晶網(wǎng)絡(luò)上存在共晶體，主要為α(Al)+S(CuMgAl2)共晶體和少量的為α(Al)+CuAl2+S(CuMgAl2)共晶體等，還有少量的Mg2Si、Al6(Fe，Mn)相。經(jīng)495℃×8h+空冷和水冷均勻化處理后，枝晶上的結(jié)晶相已經(jīng)明顯呈斷續(xù)，且數(shù)量變少，尤其水冷卻方式效果更加顯著。這可能主要是由于冷卻速度越快，固溶過飽和狀態(tài)后的α(Al)基體中彌散相析出的越少，越能保證基體組織的合金元素彌散均勻分布，效果越好。另外，合金內(nèi)部低熔點(diǎn)的結(jié)晶相在均勻處理后大部分均溶解到合金基體中，殘留結(jié)晶相有少量呈聚集現(xiàn)象。合金中的枝晶網(wǎng)絡(luò)非常稀疏，非溶相和枝晶偏析基本消除，與此同時(shí)殘留相非常稀少。這主要是由于在較高溫均勻化下，晶界上偏聚的合金化元素或相已基本完全固溶到基體中，晶界及其邊沿呈合金元素貧化狀態(tài)。

(a)鑄態(tài)；(b)495℃×8h+空冷；(c)495℃×8h+水冷

2.2 均勻化工藝對2024合金電導(dǎo)率的影響

圖4為2024鋁合金分別在均勻化溫度480℃、495℃和510℃保溫8h后經(jīng)空冷和水冷方式處理與電導(dǎo)率關(guān)系。從圖中可以看出，一方面，在保溫時(shí)間不變情況下，隨均勻化溫度升高，電導(dǎo)率呈先增大后減小的趨勢；另一方面，合金的電導(dǎo)率隨著冷卻速度的加快(水冷速度>空冷速度)呈現(xiàn)減小的趨勢。均勻化工藝495℃×8h空冷和水冷方式處理的電導(dǎo)率最大，分別為36.29% IACS和33.42% IACS，這主要是由于合金的電導(dǎo)率隨著固溶度的升高而降低。

2.3 均勻化工藝對2024合金力學(xué)性能的影響

圖5分別為2024合金在不同均勻化溫度480℃、495℃、510℃保溫8h后經(jīng)空冷和水冷方式處理室溫的維氏硬度和拉伸性能。

圖4 不同均勻化工藝的2024鋁合金電導(dǎo)率

(a)維氏硬度；(b)抗拉強(qiáng)度；(c)屈服強(qiáng)度；(d)延伸率

從圖中5可知，合金的維氏硬度、屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率隨著均勻化冷卻速度的加快，均呈現(xiàn)增大的趨勢。另一方面，隨著均勻化溫度的升高，電導(dǎo)率、硬度和拉伸性能均呈先增大后減小的趨勢。這主要是由于隨著均勻化冷卻速率的加快或溫度的提高，加快了固溶度變成過飽和狀態(tài)，即有固溶強(qiáng)化的作用。特別說明的是合金經(jīng)水冷方式處理后，其力學(xué)性能均提高，這可能主要是由于冷卻速度越快，固溶過飽和狀態(tài)后的α(Al)基體中的彌散相析出的越少，越能保證基體組織合金元素的彌散均勻分布效果越好。在495℃×8h水冷方式處理時(shí)，其硬度、屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為153.4HV、269.8MPa、402.5MPa和10.6%，較鑄態(tài)合金性能相比分別提高了43.4%、59.2%、55.3%和132.5%，力學(xué)性能最佳，尤其是延伸率改善非常明顯，為2024鋁合金耐高載荷受力結(jié)構(gòu)件產(chǎn)品性能提供了保證。

為了更好的檢驗(yàn)2024鋁合金經(jīng)不同均勻化處理后臨界強(qiáng)度的應(yīng)力情況，選取了冷卻方式不同的斷口進(jìn)行對比分析。根據(jù)斷口主要分為裂紋萌生、裂紋亞擴(kuò)展及失穩(wěn)擴(kuò)展、斷裂三個(gè)階段。而斷裂的主要原理是，原子平面滑移，在材料內(nèi)部夾雜物，析出相，晶界或其他塑性變形不連續(xù)處發(fā)生位錯(cuò)塞積，產(chǎn)生應(yīng)力集中，開始形成顯微空洞并長大[7]。圖6為495℃下不同均勻化溫度及冷卻方式處理的合金拉伸斷口SEM形貌。從圖中可以看出，隨著均勻化溫度的升高，合金拉伸變性過程中的滑移面數(shù)量呈先增加后減少趨勢，在495℃×8h均勻化處理時(shí)，力學(xué)性能最佳，尤其是水冷方式的。結(jié)合斷口分析，主要表現(xiàn)為水冷方式的韌窩大且深，塑性變形較為充分，斷裂方式主要為韌性斷裂，其斷口主要由大量大小不同、深淺不一的韌窩和微坑組成，且在韌窩和微坑的底部可見均勻細(xì)小的彌散相等，具體相推斷見表3。

(a)空冷；(b)水冷

表3 不同冷卻方式的EDS能譜分析(單位：原子數(shù)百分比，%)

3 結(jié)論

(1)2024鑄態(tài)鋁合金分別在均勻化溫度480℃、495℃和510℃保溫8h后經(jīng)冷卻方式處理后，鑄態(tài)合金中粗大的枝晶和非平衡低熔點(diǎn)共晶逐漸溶解，晶界上的殘留相由連續(xù)分布逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)椴贿B續(xù)分布狀態(tài)，非平衡低熔點(diǎn)共晶和枝晶偏析基本消除，尤其經(jīng)495℃×8h水冷均勻化處理效果最為顯著。

(2)在保溫時(shí)間不變情況下，隨均勻化溫度升高(480℃～510℃)，電導(dǎo)率呈先增大后減小的趨勢，并且合金的電導(dǎo)率隨著冷卻速度的加快呈現(xiàn)減小的趨勢。在均勻化工藝495℃×8h空冷和水冷方式處理的電導(dǎo)率最大，分別為36.29% IACS和33.42% IACS。

(3)通過對比發(fā)現(xiàn)，合金均勻化工藝495℃×8h的硬度和拉伸性能最佳，尤其是經(jīng)水冷方式處理的，其硬度、屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為153.4HV、269.8MPa、402.5MPa和10.6%，較鑄態(tài)合金相比分別提高了43.4%、59.2%、55.3%和132.5%。