楊 晴 胡玉書(shū) 陳萬(wàn)超 張恒華 馬義明

(1.上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444; 2.蘇州市祥冠合金研究院，江蘇 蘇州 215400)

高鋁鋅基合金鑄造性能好、熔點(diǎn)低、耐磨性好，可用來(lái)替代部分銅合金、鑄鐵、鋁合金等鑄造金屬用于軸承、齒輪、渦輪、氣壓和液壓配件及農(nóng)機(jī)和汽車(chē)零件等，目前主要有ZA8、ZA12、ZA27、ZA35合金等，其中ZA27合金的綜合力學(xué)性能最優(yōu)[1- 4]。然而該系列鋅合金的抗拉強(qiáng)度不高，塑性、韌性、尺寸穩(wěn)定性及耐磨性均較差，限制了其進(jìn)一步的發(fā)展和應(yīng)用[5- 7]。

通過(guò)熱處理、添加微量合金元素等可以改善高鋁鋅基合金的綜合性能[8- 11]。均勻化退火可以減少或消除合金成分的不均勻性、非平衡態(tài)組織，固溶和時(shí)效處理能改善高鋁鋅合金的力學(xué)性能[12]。李紅英等[13]對(duì)ZA27合金進(jìn)行了360 ℃保溫2 h的均勻化退火，退火后α相發(fā)生了調(diào)幅分解，晶內(nèi)形成了更細(xì)小的α+η組織，晶界ε(CuZn4)相尺寸減小，數(shù)量減少。360 ℃保溫12 h后，ε(CuZn4)相基本消除，繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)間組織變化不大，合金的塑、韌性明顯提高，但強(qiáng)度、硬度下降。Biljana等[14]研究了T4處理(370 ℃保溫3 h水冷隨后自然時(shí)效)對(duì)Zn27Al1.5Cu0.02Mg合金組織和耐蝕性能的影響，發(fā)現(xiàn)經(jīng)過(guò)熱處理的合金塑、韌性及耐蝕性均明顯提高。

本文研究了固溶溫度對(duì)固溶處理及固溶+時(shí)效處理的ZA27合金的組織和力學(xué)性能的影響，以期獲得較為優(yōu)良的力學(xué)性能，拓寬合金的使用范圍及更好地滿足市場(chǎng)需求。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料采用0號(hào)鋅錠(純度為99.99%)、工業(yè)純鋁(99.9%)、工業(yè)純鎂(99.95%)、Al- 50Cu中間合金及商用鋅鋁合金精煉劑ZnCl2。

熔煉爐溫度設(shè)定為750 ℃。將坩堝預(yù)熱至紅熱，然后將純鋁、Al- 50Cu中間合金及2/3的純鋅放入坩堝中熔化。原材料全部熔化后加入剩余鋅錠，鋅錠融化后加入鎂條，用鐘罩向合金液底部壓入適量ZnCl2，靜置5～10 min后攪拌除渣，溫降至550 ℃后澆入金屬模。合金成分如表1所示。從鋅錠上線切取金相試樣及拉伸試樣，采用箱式電阻爐對(duì)試樣進(jìn)行固溶和時(shí)效處理，固溶溫度分別為320、340、360、380 ℃，保溫1.5 h，水冷。對(duì)部分固溶處理的試樣進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效工藝固定為125 ℃×1 h空冷。

表1 研究用ZA27合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of the investigated ZA27 alloy (mass fraction) %

在MTS萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為2 mm/min。鑄態(tài)及熱處理態(tài)合金經(jīng)過(guò)拋光和腐蝕后采用Nikon MA100型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織，采用HITACHI SU- 1510掃描電子顯微鏡檢測(cè)高倍組織、斷口形貌及物相，并用能譜儀進(jìn)行成分分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 固溶態(tài)組織

圖1(a)為鑄態(tài)ZA27合金的顯微組織，可以看出主要為粗大的樹(shù)枝晶，晶間有一些顯微縮松。圖2為Zn- Al二元合金的相圖，可知在平衡凝固條件下首先從液相析出α(Al)枝晶，達(dá)到包晶反應(yīng)溫度443 ℃時(shí)，由于凝固緩慢，包晶反應(yīng)能充分進(jìn)行生成β相，溫度進(jìn)一步下降到共析溫度275 ℃時(shí)，β相發(fā)生共析反應(yīng)生成(α+η)共析體。此外Cu在合金的固溶度不高，當(dāng)Cu含量較低時(shí)可固溶于合金形成固溶體，Cu含量超過(guò)固溶度時(shí)會(huì)與Zn形成金屬間化合物ε(CuZn5)。因此，合金平衡凝固后的組織為初生α(Al)枝晶、枝晶邊緣(α+η)共析體及晶間ε相。在實(shí)際凝固過(guò)程中，凝固速度較快，包晶反應(yīng)不能充分進(jìn)行，反應(yīng)結(jié)束后有剩余液相，其成分會(huì)達(dá)到共晶反應(yīng)成分而發(fā)生共晶反應(yīng)。因此，非平衡態(tài)ZA27合金的室溫組織為初生α(Al)枝晶、枝晶邊緣(α+η)共析體及晶間(β+η+ε)共晶體。

圖1(b～e)為ZA27合金在不同溫度保溫1.5 h水冷固溶處理后的光學(xué)顯微組織，其中亮白色相為β相，灰色基體為過(guò)飽和α相，少量黑色物質(zhì)主要為富銅相。固溶溫度較低的合金中有較多黑色晶間組織，亮白色β相尺寸小且數(shù)量多；隨著固溶溫度的升高，亮白色β相聚集長(zhǎng)大數(shù)量減少，黑色晶間組織逐漸溶于基體，灰色區(qū)域過(guò)飽和α相增多，380 ℃固溶處理的合金晶間組織基本溶解。相比于鑄態(tài)組織，固溶態(tài)合金的組織發(fā)生了較大變化，樹(shù)枝晶消失，晶間組織溶解，過(guò)飽和α相連成一片。由圖2所示的 Zn- Al二元相圖可知，理論上在320、340 ℃固溶處理的合金會(huì)得到α+β兩相組織，360、380 ℃固溶處理的合金可得到單一的β相。但由于合金是非平衡凝固，初生α(Al)存在嚴(yán)重的成分偏析，固溶時(shí)原子擴(kuò)散需要一定時(shí)間，故固溶時(shí)間較短的合金組織仍主要為α+β兩相，基體為過(guò)飽和α相。晶間細(xì)條狀的ε相、η相在高溫下通過(guò)原子擴(kuò)散而溶于α相，使原先相互獨(dú)立的α(Al)樹(shù)枝晶成為一個(gè)整體，導(dǎo)致α相體積分?jǐn)?shù)增加，合金中原先成分接近β相的區(qū)域在固溶時(shí)聚集長(zhǎng)大，由阿累尼烏斯公式即式(1)可知，影響原子擴(kuò)散的主要因素為溫度，溫度越高原子擴(kuò)散越快，基體的固溶度越高，因此固溶態(tài)合金較鑄態(tài)組織更均勻，非平衡態(tài)組織消失。合金成分嚴(yán)重偏離平衡成分的區(qū)域在固溶時(shí)則有可能保留原鑄態(tài)組織。圖3為340 ℃固溶處理的ZA27合金的掃描電子顯微鏡形貌，可以看出，條狀黑色相為未溶的初生α相，α相周?chē)鸀棣孪?，圖4為各相的能譜分析結(jié)果。

圖1 鑄態(tài)(a)和320(b)、340(c)、360(d)及380 ℃(e)固溶處理的ZA27合金的顯微組織 Fig.1 Microstructures of the ZA27 alloy as cast (a), and after solution treating at 320(b),340(c),360(d)and 380 ℃(e)

圖2 Zn- Al二元相圖Fig.2 Zn- Al binary phase diagram

圖3 340 ℃固溶處理的ZA27合金的掃描電子顯微鏡形貌Fig.3 Scanning electron micrograph of the ZA27 alloy solution treated at 340 ℃

D=D0exp(-Q/RT)

(1)

式中：D0為擴(kuò)散常量；Q為擴(kuò)散激活能；R為氣體常數(shù)；T為熱力學(xué)溫度。

2.2 時(shí)效態(tài)組織

圖5為在不同溫度保溫1.5 h水冷固溶處理后在125 ℃時(shí)效1 h空冷的ZA27合金的顯微組織，白色相為未溶β相，灰色區(qū)域?yàn)棣?η共析體，晶間黑色物質(zhì)主要為富銅相。320 ℃固溶處理的合金中有較多的未溶β相和晶間ε相。隨著固溶溫度的升高，白色β相以及晶間組織逐漸溶解，α+η共析體逐漸增多，380 ℃固溶處理的合金中晶間ε相基本溶解，晶界模糊，晶粒連成一片，組織粗化。與鑄態(tài)和固溶態(tài)合金組織相比，經(jīng)時(shí)效處理的合金組織發(fā)生了顯著變化。由于β相和過(guò)飽和α相是非穩(wěn)定相，固溶態(tài)合金在時(shí)效過(guò)程中會(huì)形成細(xì)小的α+η共析體，低倍下觀察則是一片深色組織。圖6(a)為320 ℃固溶+時(shí)效處理的ZA27合金的掃描電子顯微鏡形貌，圖中箭頭所指相的成分如圖6(b～c)所示，晶間亮白色未溶相是富銅ε相，淺灰色島狀相是未溶的β相，其成分與固溶態(tài)合金中的β相不同，黑色基體主要是α+η共析體。

圖4 圖3中初生α相(a)、β相(b)、過(guò)飽和α相(c)和富銅ε相(d)的能譜分析Fig.4 Energy spectrum analysis of primary α- phase(a), β- phase(b), supersaturated α- phase(c) and cooper- rich ε- phase(d) showed in Fig.3

圖6 320 ℃固溶后時(shí)效的ZA27合金的掃描電子顯微鏡形貌(a)及能譜分析(b～d)Fig.6 Scanning electron micrograph(a) and enery spectrum analysis(b to d) of the ZA27 alloy solution treated at 320 ℃ and then aged

由Zn- Al二元相圖可知，固溶溫度為320、340 ℃時(shí)，ZA27合金基本處于兩相區(qū)，固溶處理后有β相析出，時(shí)效后β相分解、數(shù)量減少。360、380 ℃固溶處理的合金時(shí)效后則基本沒(méi)有β相。固溶處理后在125 ℃時(shí)效的合金其脫溶機(jī)制主要為連續(xù)脫溶，相變產(chǎn)物為細(xì)粒狀α+η共析體，α為面心立方結(jié)構(gòu)，η為密排六方結(jié)構(gòu)。過(guò)飽和的ZA27合金在時(shí)效過(guò)程中首先形成與α基體共格的G.P.區(qū)，G.P.區(qū)在長(zhǎng)大聚集的過(guò)程中繼續(xù)形成與基體部分共格的過(guò)渡相R相，隨著過(guò)渡相數(shù)量的增多及尺寸的增大，其與基體的共格關(guān)系逐漸被破壞，最終形成與基體非共格的η相。

2.3 力學(xué)性能

圖7為在不同溫度保溫1.5 h水冷固溶處理隨后在125 ℃時(shí)效1 h空冷的ZA27合金的力學(xué)性能。由圖7可以看出，當(dāng)固溶溫度不高于360 ℃時(shí)，隨著固溶溫度的提高，時(shí)效后合金的抗拉強(qiáng)度、硬度及斷后伸長(zhǎng)率均逐漸升高，360 ℃固溶+時(shí)效處理的合金力學(xué)性能最優(yōu)，抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率和硬度分別為470.7 MPa、7.2%、150.8 HB。380 ℃固溶+時(shí)效處理的合金的力學(xué)性能下降。合金固溶處理時(shí)，晶間的富銅ε相、η相溶解，溶質(zhì)原子固溶于基體增加了合金的畸變程度，時(shí)效時(shí)析出細(xì)小彌散的(α+η)共析體有利于提高合金的硬度和抗拉強(qiáng)度，固溶溫度過(guò)高，合金晶粒長(zhǎng)大，晶界減少，從而降低了合金的硬度和抗拉強(qiáng)度。另一方面，固溶和時(shí)效處理顯著改善了鑄態(tài)合金組織的均勻性，隨著固溶溫度的提高，合金組織逐漸均勻，拉伸變形時(shí)應(yīng)力不易集中從而使合金的變形量增大。固溶溫度略高時(shí)，合金組織聚集、粗化，從而塑性降低。

圖7 固溶溫度對(duì)時(shí)效處理后ZA27合金的抗拉強(qiáng)度(a)、硬度(b)和斷后伸長(zhǎng)率(c)的影響Fig.7 Effect of solution temperature on tensile strength (a), hardness (b) and elongation (c) of the ZA27 alloy after aging

由圖5可以看出，320和340 ℃固溶處理隨后時(shí)效的合金仍有較多的未溶相。固溶溫度低導(dǎo)致擴(kuò)散系數(shù)小，原子遷移速度慢，合金飽和度較小，導(dǎo)致時(shí)效析出的驅(qū)動(dòng)力小，對(duì)合金的力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響。360 ℃固溶+時(shí)效處理的合金中未溶相基本消失，析出相彌散均勻，從而提升了合金的力學(xué)性能。其原因是隨著固溶溫度的升高，擴(kuò)散系數(shù)增大。380 ℃固溶處理的合金，雖然未溶相基本消失，但時(shí)效后析出組織粗化。

3 結(jié)論

(1)在320～380 ℃保溫1.5 h水冷的固溶處理明顯改變了ZA27合金鑄態(tài)樹(shù)枝晶的形貌，隨著固溶溫度的提高，合金中β相聚集，ε相減少，過(guò)飽和α相增多。

(2)不同溫度固溶處理后時(shí)效的ZA27合金，隨著固溶溫度的提高，未溶β相及晶間組織逐漸消失，時(shí)效組織為α+η共析體；380 ℃固溶處理的合金，雖然未溶相基本消失，但時(shí)效后析出組織粗化。

(3)不高于360 ℃固溶處理隨后時(shí)效的合金的抗拉強(qiáng)度、硬度和斷后伸長(zhǎng)率均隨著固溶溫度的提高而提高，360 ℃固溶處理后時(shí)效的合金的抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率和硬度分別為470.7 MPa、7.2%、150.8 HB。