葉 浩，嚴(yán)紅革，蘇 斌，曾佩蘭，陳吉華，吳 鋆

（1.湖南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙410082；2.長(zhǎng)沙礦冶研究院冶金化工工程公司，長(zhǎng)沙410012）

0 引 言

2024鋁合金屬于鋁銅鎂系高強(qiáng)變形鋁合金，作為結(jié)構(gòu)材料廣泛應(yīng)用于航空航天飛行器，如飛機(jī)的蒙皮、隔框、翼肋和翼梁等。隨著航空、航天事業(yè)的發(fā)展，對(duì)鋁合金的性能提出了更高的要求，因此改進(jìn)2024鋁合金的性能具有重要的現(xiàn)實(shí)意義［1－2］。

由于合金的顯微組織存在強(qiáng)烈的“遺傳性”［3－4］，因此初始鑄態(tài)組織對(duì)合金后續(xù)變形能力及力學(xué)性能有著重大的影響。研究表明［5－8］，真空感應(yīng)熔煉可以改善合金的顯微組織，減少氣孔等缺陷；水冷銅模鑄造（CWMC）可使合金實(shí)現(xiàn)亞快速凝固，細(xì)化晶粒并減小第二相的尺寸，提高合金元素在基體中的固溶度極限，從而獲得過(guò)飽和固溶體和更為均勻的組織。形變熱處理（TMT）是使鋁合金獲得高強(qiáng)度、高韌性和良好抗應(yīng)力腐蝕性能的一種有效工藝方法。Singh等［9－11］發(fā)現(xiàn)2024鋁合金固溶后進(jìn)行較大變形，可使時(shí)效析出的θ相顯著細(xì)化，并產(chǎn)生位錯(cuò)與時(shí)效的網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，明顯改善合金力學(xué)性能。Ning等［12－13］的研究表明，2024鋁合金在固溶后施加大冷變形，S′相在位錯(cuò)胞內(nèi)和胞壁存在時(shí)的尺寸分布是均勻一致的，并且由于它的GP區(qū)與基體共格的應(yīng)變能較小，能夠在大變形引入的位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu)及產(chǎn)生不均均位錯(cuò)分布的情況下，獲得均勻的析出相分布，從而提高強(qiáng)度，其強(qiáng)度和塑性可分別達(dá)到580MPa和9.2%。

目前國(guó)內(nèi)外對(duì)真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造制備2024鋁合金及其形變熱處理方面的研究還很少，所以作者采用真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造方法制備2024鋁合金，對(duì)比研究了普通鑄造和真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造制備的2024鋁合金及其在形變熱處理后的顯微組織和力學(xué)性能及斷裂方式的變化，并探討了真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造合金形變熱處理的強(qiáng)化機(jī)理。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)所采用的原料：工業(yè)純鋁（純度不小于99.7%）、工業(yè)純銅（純度不小于99.0%）、高純鎂（純度不小于99.8%）、Al－10%Mn和 Al－5%Ti中間合金。用上面的原料熔煉得到試驗(yàn)材料2024鋁合金，其化學(xué)成分見(jiàn)表1。

表1 2024鋁合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical compositions of 2024aluminum alloy（mass）%

本試驗(yàn)采用兩種不同的鑄造方法制備2024鋁合金。真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造工藝：將原料按設(shè)計(jì)成分配好后（除鎂錠以外）放入坩堝中，在真空感應(yīng)熔煉爐內(nèi)加熱至760～780℃熔化鋁合金，待金屬熔化后進(jìn)行除渣除雜，然后蓋上爐門(mén)抽真空，待真空度達(dá)到10－1Pa以下時(shí)，關(guān)閉閥門(mén)，通入高純度氬氣保護(hù)，然后將鎂錠按10%燒損量計(jì)算后加入，再保溫一定時(shí)間后，將熔液澆入水冷銅模中凝固，澆鑄溫度控制在740～750℃。普通鑄造工藝：在電阻爐中先在780℃熔煉鋁錠，待鋁熔化后，依次加入銅錠、Al－10%Mn和 Al－5%Ti中間合金，熔化后除渣，降至740℃再加入鎂，金屬完全熔融后，攪拌均勻，用配比為30%NaCl＋47%KCl＋23%冰晶石（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的溶劑進(jìn)行覆蓋造渣；并使用六氯乙烷（C2Cl6）除氣、除渣，之后靜置10～15min，澆入內(nèi)腔尺寸為25mm×100mm×200mm的模具中。

兩種鑄造方法制備的合金鑄錠，均在循環(huán)風(fēng)退火爐內(nèi)經(jīng)490℃均勻化處理24h后淬入水中，經(jīng)420℃普通熱軋，壓下量為60%，于490℃固溶30min后室溫水淬，隨后經(jīng)預(yù)時(shí)效（100℃×6h）→溫變形（190℃軋制，壓下變形量30%）→終時(shí)效（150℃×6h）工藝處理。其中預(yù)時(shí)效工藝為欠時(shí)效時(shí)，既能為終時(shí)效準(zhǔn)備均勻的形核核心，又能避免S′相不均勻析出。溫變形后合金可以獲得較佳的加工硬化及沉淀強(qiáng)化。終時(shí)效可以保證過(guò)渡沉淀相均勻彌散析出，同時(shí)保留了較高的位錯(cuò)胞等亞結(jié)構(gòu)組織，大大增加合金的強(qiáng)化效果［14］。

1.2 試驗(yàn)方法

在Leitz MM－6型臥式光學(xué)顯微鏡上對(duì)坯料進(jìn)行顯微組織觀察，浸蝕劑為標(biāo)準(zhǔn)科爾試劑（2mL氫氟酸＋3mL鹽酸＋5mL硝酸＋190mL水）。在WDW－E200型微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上對(duì)形變熱處理后合金板材進(jìn)行室溫拉伸，拉伸初始應(yīng)變速率為5.6×10－4s－1。采用FEI Quanta 200型掃描電子顯微鏡（SEM）對(duì)形變熱處理拉伸試樣斷口進(jìn)行觀察分析。利用H－800型透射電鏡（TEM）對(duì)合金的顯微組織進(jìn)行觀察，采用電解雙噴方法制備透射電鏡試樣，雙噴液為體積分?jǐn)?shù)30%的硝酸和70%的甲醇混合溶液，溫度控制在－20℃以下。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 鑄造方法對(duì)合金鑄態(tài)組織的影響

圖1 不同鑄造方法制備2024鋁合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of 2024aluminum alloy prepared by different casting processes：（a）conventional casting and（b）vacuum induction melting and copper water－cooled mould casting

從圖1中可以看出，普通鑄造2024鋁合金的鑄態(tài)組織主要由枝晶及包晶組成，晶粒比較粗大且大小、分布都不均勻。這是由于普通鑄造過(guò)程中，液態(tài)金屬內(nèi)溫度場(chǎng)、溶質(zhì)場(chǎng)不均勻，形核核心少，鑄錠內(nèi)部易以枝晶及包晶的方式生長(zhǎng)，晶粒平均尺寸超過(guò)125μm。采用真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造時(shí)，各種氣體分壓較小，減少了氣孔缺陷及夾雜物，提高了合金純度，獲得晶粒細(xì)小且分布均勻的顯微組織，晶粒平均尺寸為28μm。這是由于在真空感應(yīng)熔煉過(guò)程中，磁場(chǎng)的引入使得溶液內(nèi)部溶質(zhì)場(chǎng)和溫度場(chǎng)分布趨于均勻，伴隨著的電磁攪拌加速了過(guò)熱驅(qū)散并打碎枝晶臂，熔斷脫落的枝晶臂在熔體中可成為新的異質(zhì)形核核心，而形成細(xì)小分布的等軸晶組織。

水冷銅模鑄造不僅可以擴(kuò)大合金元素在基體中的固溶度極限，減少偏析，獲得均勻的組織，還大大提高了合金的冷卻速度，從而大幅度增大過(guò)冷率。按照結(jié)晶理論［14］，隨著過(guò)冷度的增加，晶粒形核率的增長(zhǎng)率大于晶粒生長(zhǎng)速度的增長(zhǎng)率，從而細(xì)化了晶粒。

2.2 形變熱處理對(duì)顯微組織及力學(xué)性能的影響

2.2.1 對(duì)顯微組織的影響

由圖2可以看出，兩種不同鑄造方法制備的合金的相組成一致，主要為α－Al固溶體基體，S－Al2CuMg相和θ－Al2Cu相。

圖2 2024鋁合金形變熱處理態(tài)的XRD譜Fig.2 XRD patterns of 2024aluminum alloy after TMT prepared by different casting processes

由圖3可見(jiàn)，不同鑄造方法制備的合金，經(jīng)過(guò)溫變形后位錯(cuò)增殖明顯，并均勻分布在基體中，被大量預(yù)析出粒子釘扎。由于真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造合金預(yù)時(shí)效時(shí)析出的GP區(qū)等粒子更加細(xì)小彌散，因此在溫變形后位錯(cuò)密度增殖更明顯且分布更均勻。終時(shí)效后的位錯(cuò)已明顯減少，但仍被析出的粒子釘扎，位錯(cuò)回復(fù)成胞狀亞結(jié)構(gòu)，位錯(cuò)胞沿溫變形軋向呈拉長(zhǎng)狀。但真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造合金終時(shí)效后組織中由位錯(cuò)胞組成的亞晶結(jié)構(gòu)比常規(guī)鑄造合金更多、更細(xì)小且分布更均勻，S′相和θ′相在位錯(cuò)胞內(nèi)和胞壁上的分布也更加細(xì)小且彌散。

兩種鑄造方法制備的合金經(jīng)過(guò)預(yù)時(shí)效處理，析出大量溶質(zhì)原子富集的GP區(qū)，并且GP區(qū)分布均勻。實(shí)際上這是由于2024鋁合金中的圓盤(pán)狀GPⅠ區(qū)和圓柱體狀GPⅡ區(qū)與基體共格的應(yīng)變能較小，在位錯(cuò)線、淬火位錯(cuò)環(huán)上異質(zhì)形核的傾向性較小，能夠在產(chǎn)生不均勻位錯(cuò)分布的情況下，獲得較均勻的預(yù)析出相分布［12－13］。真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造合金與普通鑄造合金相比，經(jīng)過(guò)預(yù)時(shí)效處理后能析出更多的GP區(qū)且分布更加均勻。這是由于真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造可以明顯改善合金鑄錠內(nèi)部的微觀偏析，減少金屬液中的氣體、夾雜物數(shù)量。合金在激冷狀態(tài)下凝固，原子來(lái)不及擴(kuò)散、偏聚和富集，更有利于銅、鎂、錳等元素均勻分布在合金基體中，形成過(guò)飽和固溶體，在預(yù)時(shí)效處理后，析出更加細(xì)小且彌散分布的Al6Mn粒子及GP區(qū)等粒子。預(yù)沉淀物與變形引入的大量位錯(cuò)成為終時(shí)效時(shí)均勻形核與位錯(cuò)上非自發(fā)形核的有利位置，促進(jìn)終時(shí)效時(shí)的沉淀析出，極大地增加了總析出粒子數(shù)目及彌散度，使合金沉淀強(qiáng)化得到加強(qiáng)［14］。同時(shí)，在預(yù)時(shí)效階段析出的第二相，不僅可以作為溫變形形成位錯(cuò)的質(zhì)點(diǎn)，還可以在終時(shí)效過(guò)程中釘扎位錯(cuò)，形成大量的亞結(jié)構(gòu)組織，使合金有可能形成回復(fù)位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu)，形成以位錯(cuò)胞為主的亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化，使合金強(qiáng)度塑性進(jìn)一步提高。

圖3 不同鑄造方法制備2024鋁合金形變熱處理后的TEM形貌Fig.3 TEM morphology of 2024aluminum alloy after TMT prepared by different casting processes：（a）conventional casting sample after warm rolling；（b）vacuum induction melting and copper water－cooled mould casting sample after warm rolling；（c）conventional casting sample after final aging and（d）vacuum induction melting and copper water－cooled mould casting sample after final aging

2.2.2 形變熱處理對(duì)合金力學(xué)性能的影響

由表2可以看到，與普通鑄造方法制備的合金相比，真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造合金經(jīng)過(guò)形變熱處理后，其強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率都有明顯提高。

與已經(jīng)實(shí)際應(yīng)用的T81態(tài)2024鋁合金相比［15］，兩種合金經(jīng)形變熱處理后，板材的性能均有了大幅度的提高，真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別提高了34%，37%和100%。這是因?yàn)檎婵崭袘?yīng)熔煉水冷銅模鑄造合金在經(jīng)過(guò)形變熱處理后，亞晶組織更加細(xì)小均勻，第二相更加細(xì)小且彌散分布，根據(jù)Hall－Petch公式，合金晶粒細(xì)化，強(qiáng)度增加，因而抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率都較佳。

表2 不同狀態(tài)2024鋁合金板材的室溫拉伸性能Tab.2 Mechanical properties of 2024 aluminum in different states

2.3 斷口形貌

由圖4可見(jiàn)，普通鑄造合金拉伸斷口形貌呈準(zhǔn)解理斷裂特征，其解理臺(tái)階密集，可以觀察到許多解離臺(tái)階，脆斷特征明顯。另外，在臺(tái)階面上可觀察到一些深度較淺、直徑較小的韌窩。真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造合金經(jīng)過(guò)形變熱處理后的拉伸斷口呈現(xiàn)韌窩型斷裂特征。與普通鑄造合金相比，斷口中韌窩變小并增多，解理臺(tái)階減少，呈現(xiàn)韌性斷裂特征。這是由于S相和θ相一般優(yōu)先在位錯(cuò)處形核，溫變形引入大量的位錯(cuò)給S相和θ相提供了有效的形核位置，從而使S和θ相形核數(shù)目增加。同時(shí)，淬火后合金預(yù)析出一定量的GP區(qū)等預(yù)沉淀物，并保持較高的溶質(zhì)原子濃度，位錯(cuò)周?chē)患纬蓺鈭F(tuán)數(shù)目也相應(yīng)地增多，這些富集的溶質(zhì)原子氣團(tuán)也是S相和θ相的形核核心。真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造合金所引入的位錯(cuò)更多且更加均勻，大幅降低了形成析出物核心的活化能，促進(jìn)了溶質(zhì)原子的擴(kuò)散，能夠提供更多的S和θ相的形核核心，在后續(xù)的時(shí)效過(guò)程中，有利于脫溶析出更加彌散細(xì)小的S和θ強(qiáng)化相，并且脫溶相的質(zhì)點(diǎn)也會(huì)阻礙多邊化等回復(fù)過(guò)程的進(jìn)行，基體中的亞結(jié)構(gòu)也更加細(xì)小均勻，強(qiáng)度塑性均得到較大幅度的提高。

韌窩斷裂包含著微孔的形成、長(zhǎng)大、匯合并最終斷裂的過(guò)程。斷裂初期微孔的形成通常與第二相粒子有關(guān)，是通過(guò)粒子本身開(kāi)裂造成，或通過(guò)粒子與基體界面處脫開(kāi)而形成，在韌窩的底部往往可以觀察到第二相粒子的存在。真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造合金形變熱處理組織中第二相粒子細(xì)小彌散，而常規(guī)鑄造合金形變熱處理組織中第二相粒子較大，結(jié)合合金的XRD譜和析出粒子的形貌判定，主要為長(zhǎng)棒狀的S和球狀θ相。合金在外力作用下，這些區(qū)域的變形很難協(xié)調(diào)，容易產(chǎn)生應(yīng)力集中形成微裂紋，也導(dǎo)致合金易于發(fā)生界面分離，裂紋不斷擴(kuò)展并匯合，在匯合時(shí)形成撕裂棱。真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造合金經(jīng)過(guò)形變熱處理后，可以顯著改善析出相的大小及分布，從而進(jìn)一步提高合金的強(qiáng)度及塑性。可以看出合金的室溫拉伸斷口形貌的變化與合金的顯微組織以及力學(xué)性能的變化是一致的。

圖4 經(jīng)形變熱處理后不同方法制備2024鋁合金的拉伸斷口形貌Fig.4 Tensile fracture morphology of 2024aluminum alloy after TMT prepared by conventional casting at low magnification（a）and high magnification（b），（c）and by vacuum induction melting and copper water－cooled mould casting at low magnification（d）and high magnification（e），（f）

3 結(jié) 論

（1）采用真空感應(yīng)熔煉水冷銅模工藝鑄造制備的2024鋁合金，獲得晶粒細(xì)小且分布均勻的等軸晶顯微組織，晶粒得到明顯細(xì)化，平均晶粒尺寸從常規(guī)鑄造的125μm減少到28μm。

（2）真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造合金經(jīng)形變熱處理后，板材形成以位錯(cuò)胞為主的亞結(jié)構(gòu)組織，并且沉淀相能彌散分布，其強(qiáng)度和塑性比普通鑄造的有所提高，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別達(dá)到603MPa，581MPa和12%，比傳統(tǒng)T81工藝處理合金的明顯提高。

（3）常規(guī)鑄造合金經(jīng)形變熱處理后的拉伸試樣斷口形貌呈現(xiàn)脆性斷裂特征，而真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造合金經(jīng)形變熱處理后拉伸試樣斷口形貌呈現(xiàn)韌性斷裂特征。

［1］IMAMURA T.Current status and trend of applicable material technology for aerospace structure［J］.Journal of Japan Insitute of Light Metals，1999，49（7）：302－309.

［2］LUKASAK D A，HART R M.Strong aluminum alloy shaves airframe weight［J］.Advanced Materials ＆ Processes，1991，10：46－49.

［3］王少華，楊守杰，房燦峰，等.電磁鑄造對(duì) Al－Zn－Mg－Cu－Zr合金微觀組織及晶內(nèi)固溶度的影響［J］.中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào)，2009，19（12）：2083－2089.

［4］胡賡祥，蔡珣.材料科學(xué)基礎(chǔ)［M］.上海：上海交通大學(xué)出版社，2000.

［5］戴永年，楊斌.有色金屬材料的真空冶金學(xué)［M］.北京：冶金出版社，2003.

［6］李明照，張俊遠(yuǎn)，王曉敏，等.真空條件下Nd對(duì)AZ31變形鎂合金的影響［J］.稀有金屬材料與工程，2007，36（9）：1689－1692.

［7］FU H Z，GENG X G.High rate directional solidfication and its application in single crystal superalloys［J］.Science and Techology of Advanced Materials，2001（2）：197－204.

［8］朱世杰，楊卿，白小波，等.亞快速凝固 Mg－7Zn－3Y（－Zr）合金的組織演化及凝固動(dòng)力學(xué)［J］.稀有金屬材料與工程，2008，37（7）：1157－1162.

［9］ZHENG L J，CHEN C Q，ZHOU T T，et al.Structure and properties of ultrafine－grained Al－Zn－Mg－Cu and Al－Cu－Mg－Mn alloys fabricated by ECA pressing combined with thermal treatment［J］.Materials Characterization，2003，49：455－461.

［10］SUGAMATA M，KANEKO J.Effect of thermomechanical treatment on mechanical properties of 2024aluminun alloy［J］.Light Metal，1983，33（7）：407－414.

［11］SINGH S，GOEL D B.Influence of thermomechanical aging on tensile properties of 2014aluminium aloy［J］.Journal of Materials and Science，1990，25：3894－3900.

［12］NING A L，LIU Z Y，ZENG S M.Effect of large cold deformation after solution treatment on precipitation character－istic and deformation strengthening of 2024and 7A04aluminum alloys［J］.Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2006，16（6）：1341－1347.

［13］NING A L，LIU Z Y，ZENG S M.Effect of large cold deformation on characteristic of age－strengthening of 2024aluminum alloys［J］.Transactions of Nonferrous metals Society of China，2006，16（5）：1121－1128.

［14］胡治流，曹乃光，沈燕.LY12鋁合金FTMT強(qiáng)化工藝的探討［J］.中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào)，1995，5（1）：72－75.

［15］王祝堂，天榮璋.鋁合金加工手冊(cè)［M］.長(zhǎng)沙：中南大學(xué)出版社，2000.