于長(zhǎng)富，馬國(guó)強(qiáng)，楊 旭，張?，q，吳 楠

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽(yáng) 111003)

Al-Cu-Mg-Fe-Ni系鋁合金憑借其良好的耐熱性、熱狀態(tài)下塑性高及優(yōu)良的加工性能等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛用于生產(chǎn)高溫下具有較高強(qiáng)度的重要承力構(gòu)件[1]。常見(jiàn)的Al-Cu-Mg-Fe-Ni系鋁合金有歐美的2618A，俄羅斯的AK4-1及國(guó)內(nèi)的2A70、2D70和2A80合金[2]。其中2D70是在2024鋁合金基礎(chǔ)上降低Si含量，加入能形成穩(wěn)定金屬間化合物Al9FeNi相的Fe和Ni元素而形成。該合金有良好的耐熱性能，可用于150℃下長(zhǎng)時(shí)間工作的受力結(jié)構(gòu)零件[3-5]。由于合金中Mn含量不高，使擠壓件容易出現(xiàn)粗晶環(huán)[6]。粗晶環(huán)區(qū)的力學(xué)性能和疲勞強(qiáng)度都較正常細(xì)晶組織低，用戶(hù)對(duì)粗晶環(huán)有嚴(yán)格的限制，其最大深度應(yīng)小于5mm。本文以2D70鋁合金擠壓棒材為研究對(duì)象，對(duì)其擠壓工藝參數(shù)及熱處理制度進(jìn)行了研究。

1 試驗(yàn)材料和方法

1.1 鑄錠規(guī)格和成分

試驗(yàn)選用直徑446mm的2D70鋁合金鑄錠，合金成分見(jiàn)表1，各元素均在標(biāo)準(zhǔn)范圍之內(nèi)。

表1 2D70鑄棒的合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

1.2 擠壓產(chǎn)品規(guī)格和參數(shù)

本試驗(yàn)通過(guò)調(diào)整棒溫和擠壓速度來(lái)控制粗晶層的厚度，具體參數(shù)見(jiàn)表2。

表2 擠壓參數(shù)

1.3 低倍和高倍

對(duì)擠壓棒材切取2cm厚試樣制成低倍試片，觀(guān)察粗晶層厚度，確定合理的擠壓制度。對(duì)符合標(biāo)準(zhǔn)的擠壓棒材分別在邊部和心部進(jìn)行取樣，觀(guān)察淬火前后合金組織變化。

1.4 熱處理制度

設(shè)定固溶處理制度為530℃×3.5h，再對(duì)固溶后試樣進(jìn)行不同制度的時(shí)效處理，確定合理的熱處理制度，試驗(yàn)熱處理制度見(jiàn)表3。

表3 熱處理制度

1.5 性能測(cè)試

使用蔡司AX10型光學(xué)顯微鏡(OM)對(duì)鑄錠的樣品進(jìn)行光學(xué)顯微組織觀(guān)察；使用SSX-550型掃描電鏡(SEM)觀(guān)察第二相形貌和分布。在HB-3000C型電子布氏硬度計(jì)上進(jìn)行布氏硬度測(cè)試，常溫下在D60K型數(shù)字金屬電導(dǎo)率測(cè)量?jī)x進(jìn)行電導(dǎo)率測(cè)量。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 不同擠壓參數(shù)下合金的低倍組織

不同擠壓參數(shù)下制備的2D70擠壓棒材低倍照片如圖1所示，圖1(a)(b)分別為相同擠壓速度下低和高棒溫的棒材低倍照片，圖1(c)(d)分別為相同擠壓速度下低和高棒溫的棒材低倍照片。其中，圖1(a)(b)的粗晶環(huán)為1mm和15mm，圖1(c)(d)為全截面的粗晶組織。圖1(c)(d)棒材的擠壓速度較高，雖然圖1(c)的棒溫較低，但是依然出現(xiàn)全截面粗晶，所以擠壓速度對(duì)粗晶的影響要大于棒溫。圖1(a)(b)由于擠壓速度的降低，粗晶明顯減少。但是，圖1(b)棒溫較高，因此，粗晶環(huán)較寬。擠壓溫度超過(guò)470℃，金屬形變后的儲(chǔ)存能減小，晶粒成長(zhǎng)線(xiàn)速度與形核率的比值增大，組織出現(xiàn)粗晶環(huán)、截面粗晶現(xiàn)象。對(duì)于本研究中的2D70鋁合金，棒溫420℃，擠壓速度0.5m/min較合適。

(a)420℃×0.5m/min；(b)450℃×0.5m/min；(c)405℃×0.8m/min；(d)429℃×0.8m/min圖1 不同擠壓參數(shù)下合金的低倍組織Fig.1 Low-fold structure of alloys under different extrusion parameters

2.2 淬火前后2D70合金組織

2D70鋁合金擠壓棒材淬火前后的顯微組織、組織掃描和晶粒度如圖2所示，可見(jiàn)合金鑄錠組織在強(qiáng)烈擠壓變形過(guò)程中嚴(yán)重破碎。其中，Al9FeNi相由鑄態(tài)的粗大條狀變?yōu)辄c(diǎn)狀或短棒狀[7-8]。對(duì)比合金淬火前后顯微組織和掃描圖片發(fā)現(xiàn)，組織中的相變少，淬火后S相(點(diǎn)1)充分回溶，Al9FeNi相(點(diǎn)2)的尺寸和分布沒(méi)有明顯變化。同時(shí)，其晶粒度也沒(méi)有明顯變化，說(shuō)明淬火沒(méi)有導(dǎo)致合金晶粒長(zhǎng)大，淬火制度合理可行。

(a)(b)組織；(c)(d)金相掃描；(e)(f)晶粒度圖2 淬火前后合金的組織和晶粒度Fig.2 Structure and grain size of the alloy before and after quenching

2.3 不同溫度時(shí)效后合金的力學(xué)性能

不同時(shí)效制度下2D70鋁合金擠壓棒材的力學(xué)性能如圖3所示。隨著時(shí)效溫度的增加，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均是先升高后降低，在190℃時(shí)達(dá)到最高，分別為448MPa和397MPa，達(dá)到峰值時(shí)效強(qiáng)度。而伸長(zhǎng)率隨著時(shí)效溫度的增加，呈先降低后升高的趨勢(shì)。在190℃×24h制度下的伸長(zhǎng)率為6%，滿(mǎn)足要求。因此，最終確定時(shí)效制度為190℃×24h。

2.4 不同時(shí)效制度下合金的硬度和電導(dǎo)率

圖4為不同時(shí)效制度下2D70鋁合金電導(dǎo)率曲線(xiàn)，可以看出隨著時(shí)效溫度的增加，合金的電導(dǎo)率逐漸升高。時(shí)效溫度低時(shí)，析出物以GP區(qū)為主，其質(zhì)點(diǎn)大小與電子波長(zhǎng)同數(shù)量級(jí)，晶格畸變產(chǎn)生的附加電子散射可使電導(dǎo)率下降，因此180℃時(shí)效時(shí)電導(dǎo)率最低，隨時(shí)效溫度和析出物尺寸的增加，運(yùn)動(dòng)電子產(chǎn)生的附加散射減少，電導(dǎo)率呈增加趨勢(shì)[9]。由圖4不同時(shí)效制度下2D70鋁合金硬度曲線(xiàn)可以看出，隨著時(shí)效溫度的提高，合金硬度呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)。在190℃×24h時(shí)效后合金的硬度最高，與不同制度下合金的力學(xué)性能匹配。

圖4 不同時(shí)效制度下2D70合金的電導(dǎo)率和硬度Fig.4 Conductivity and hardness of 2D70 alloy under different aging systems

3 結(jié)論

(1)本文研究中的2D70鋁合金，在鑄錠溫度420℃、擠壓速度0.5m/min時(shí)可以獲得粗晶環(huán)厚度小于1mm的棒材；

(2)時(shí)效制度為190℃×24h時(shí)合金強(qiáng)度達(dá)到峰值，性能滿(mǎn)足需求；而隨著時(shí)效溫度的增加，伸長(zhǎng)率呈先降低后升高的趨勢(shì)；

(3)隨著時(shí)效溫度升高，合金的電導(dǎo)率逐漸升高；合金硬度呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)；在190℃×24h時(shí)效后合金的硬度最高。