2E12鋁合金均勻化過(guò)程微觀組織演變規(guī)律

陳宇強(qiáng)，潘素平，易丹青，劉文輝, 4，蔡志華，唐昌平, 4

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2E12鋁合金均勻化過(guò)程微觀組織演變規(guī)律

陳宇強(qiáng)1，潘素平2，易丹青3，劉文輝1, 4，蔡志華1，唐昌平1, 4

(1. 湖南科技大學(xué)難加工材料高效精密加工湖南省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南湘潭，411201；2. 中南大學(xué)高等研究中心，湖南長(zhǎng)沙，410083；3. 中南大學(xué)材料學(xué)科與工程學(xué)院，湖南長(zhǎng)沙，410083；4. 湖南科技大學(xué)高溫耐磨材料及制備技術(shù)湖南省國(guó)防技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南湘潭，411201)

采用SEM，EPMA，TEM和硬度測(cè)試等技術(shù)，研究2E12鋁合金鑄錠在均勻化過(guò)程中的非平衡相溶解、元素分布特征以及第二相析出行為。研究結(jié)果表明：合金鑄錠的晶界處連續(xù)分布著粗大的α+θ+S共晶組織。合金中的Cu和Mg元素存在明顯的偏析，而Mn元素分布較為均勻。隨著均勻化處理的進(jìn)行，合金中的粗大共晶組織逐漸溶解，Cu，Mg和Si元素逐步溶入合金基體，而Fe和Mn元素則從合金基體中脫溶。在均勻化處理過(guò)程中，合金基體中析出大量T相粒子。伴隨著T相的析出，合金的硬度逐漸升高，同時(shí)電導(dǎo)率也明顯增加。當(dāng)合金于490℃均勻化1 000 h后，晶界附近出現(xiàn)明顯的PFZ。

2E12鋁合金；均勻化；T相

由于經(jīng)濟(jì)性和安全性的原因，大型飛機(jī)需采用大尺寸的結(jié)構(gòu)件以減少鉚接和焊接帶來(lái)的重量增加和強(qiáng)度損失[1]。然而，作為最重要的航空結(jié)構(gòu)材料，大型鋁材的生產(chǎn)一直是目前制約國(guó)內(nèi)大飛機(jī)發(fā)展的重要瓶頸。2E12鋁合金是在美國(guó)2524合金基礎(chǔ)上通過(guò)成分優(yōu)化和工藝改進(jìn)自主研發(fā)的一種新型國(guó)產(chǎn)航空鋁合金[2]。其具有優(yōu)良的斷裂韌性、卓越的抗疲勞損傷性能，是國(guó)產(chǎn)大飛機(jī)蒙皮的首選材料[3]。2E12合金在均勻化處理過(guò)程中的“溫度敏感性”問(wèn)題是影響該合金大型鑄錠生產(chǎn)的一個(gè)關(guān)鍵因素[4]。研究表明：由于合金化程度較高并且工業(yè)澆注速度較快[5]，2E12合金鑄錠中通常存在明顯的枝晶偏析和大量的共晶組織[6]。這些非平衡組織會(huì)明顯縮小合金的可加工范圍，顯著降低合金的成型性能[7]。此外，殘留的非平衡組織也會(huì)對(duì)最終型材的耐蝕性能及抗疲勞性能都會(huì)帶來(lái)極其不利的影響[8?10]。因此，2E12合金鑄錠在加工前必須進(jìn)行充分的均勻化處理以消除合金中非平衡組織。然而，由于2E12合金主添加元素(如Cu和Mn元素)在基體中的擴(kuò)散速率較低，合金通常需要采用很高的均勻化溫度(接近于低熔點(diǎn)相的熔點(diǎn))并經(jīng)歷很長(zhǎng)時(shí)間來(lái)實(shí)現(xiàn)元素的充分?jǐn)U散，這就大大增加了合金發(fā)生“過(guò)燒”的風(fēng)險(xiǎn)[11]。特別是在大型合金鑄錠的均勻化過(guò)程中，鑄錠溫度難以精準(zhǔn)控制，鑄錠各區(qū)間溫度分布不均，這都為大型2E12合金鑄錠的生產(chǎn)造成了很大困難。盡管國(guó)內(nèi)相關(guān)學(xué)者對(duì)2E12鋁合金的均勻化工藝進(jìn)行了一些探索性的研究[11]，但針對(duì)該合金在均勻化處理過(guò)程中的微觀組織演變規(guī)律還缺乏報(bào)道。為此，本文作者結(jié)合微觀組織觀察、硬度測(cè)試以及電導(dǎo)率測(cè)試對(duì)2E12合金鑄錠在不同均勻化處理后的微結(jié)構(gòu)特征以及元素分布情況進(jìn)行分析，揭示合金在均勻化過(guò)程中的微觀組織演變規(guī)律，對(duì)于合金均勻化處理制度的確立以及加工工藝的優(yōu)化具有指導(dǎo)意義。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所用的2E12合金鑄錠由西南鋁業(yè)(集團(tuán))有限責(zé)任公司提供。鑄錠采用常規(guī)的模鑄方法獲得，鑄造溫度為700~720℃。鑄錠尺寸(長(zhǎng)×寬×高)為400 mm×1 620 mm×2 500 mm。合金的化學(xué)成分為：Al- 4.21Cu-1.41Mg-0.58Mn-0.08Fe-0.06Si(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)。

實(shí)驗(yàn)在鑄錠中間部位選取邊長(zhǎng)為40 mm×40 mm×40 mm的立方體試樣。隨后，將試樣置于馬弗爐中不同時(shí)間和溫度的保溫處理，利用水淬保留合金的原始組織狀態(tài)。最后，對(duì)試樣進(jìn)行微觀形貌觀察以及電導(dǎo)率和硬度測(cè)試。

合金的硬度測(cè)試在KB?3000布氏硬度試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，實(shí)驗(yàn)采用的加載荷為20 N，加載時(shí)間為15 s。合金電導(dǎo)率采用SMP10渦流電導(dǎo)儀進(jìn)行測(cè)量。實(shí)驗(yàn)采用POLYVER?MET型金相顯微鏡對(duì)合金的晶粒尺寸和形貌進(jìn)行分析。合金的元素分布特征采用JXA?8230電子探針顯微分析儀(EPMA)進(jìn)行分析。采用FEI Sirion 200場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)和TecnaiG2F20透射電鏡(TEM)對(duì)合金第二相的形貌和分布進(jìn)行觀察。透射電鏡樣品在?25℃以下利用MT?PI型雙噴電解減薄儀進(jìn)行減薄，雙噴液采用25%硝酸+75%甲醇混合溶液(體積分?jǐn)?shù))。

2 結(jié)果與分析

2.1 鑄態(tài)合金的微觀組織

圖1所示為鑄態(tài)2E12合金的微觀結(jié)構(gòu)。由圖1(a)可見(jiàn)：合金的晶粒近似成等軸狀，粒度為80 μm左右，存在明顯的枝晶形貌特征。由圖1(b)可以看出：合金沿晶界連續(xù)分布著眾多粗大的共晶組織。通過(guò)觀察可以發(fā)現(xiàn)(圖1(c))：這些共晶組織包括3種不同襯度和形貌的第二相。結(jié)合EDS分析(表1)以及參考文獻(xiàn)可 知[12]，這3種第二相分別為：白色的θ(Al2Cu)相，灰色的S(Al2CuMg)相以及黑色的α(Al)相。因此，可以判斷，合金晶界附近連續(xù)分布著α(Al)+θ(Al2Cu) +S(Al2CuMg)相的三元共晶組織。

(a) 光學(xué)照片；(b) 低倍BSE像；(c) 高倍BSE像

表1 圖1(c)中第二相的EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

2.2 鑄錠合金的DSC分析

為了確定鑄錠的過(guò)燒溫度(低熔點(diǎn)化合物的熔點(diǎn))，首先對(duì)合金進(jìn)行DSC分析，結(jié)果如圖2所示。由圖2可見(jiàn)：合金鑄錠的DSC曲線中出現(xiàn)了2個(gè)明顯的吸熱峰。第1個(gè)吸熱峰出現(xiàn)在496.5~509.6℃溫度區(qū)間，峰值溫度為501.2 ℃。第2個(gè)吸熱峰出現(xiàn)在610.8~670.1 ℃溫度區(qū)間，峰值溫度為642.8 ℃。參照三元相圖并根據(jù)文獻(xiàn)[11]可知：第1個(gè)吸熱峰對(duì)應(yīng)的是合金三元共晶組織(α(Al)+θ(Al2Cu)+ S(Al2CuMg))的熔點(diǎn)，而第2個(gè)吸熱峰對(duì)應(yīng)的是合金α(Al)基體的 熔點(diǎn)。

圖2 鑄態(tài)2E12合金的DSC分析結(jié)果

2.3 合金在均勻化處理過(guò)程中的電導(dǎo)率和硬度的 變化

參考DSC測(cè)試的分析結(jié)果，選取460，470，480，490和500 ℃ 5個(gè)實(shí)驗(yàn)溫度，對(duì)試樣依次進(jìn)行不同保溫時(shí)間的均勻化處理。

圖3 (a)所示為不同均勻化溫度下合金電導(dǎo)率隨保溫時(shí)間的變化曲線。由圖3(a)可見(jiàn)：隨著均勻化溫度的提高，合金的電導(dǎo)率明顯升高。特別地，當(dāng)均勻化溫度為470~500 ℃時(shí)，合金電導(dǎo)率的升高尤為明顯，而當(dāng)均勻化溫度為460 ℃時(shí)，合金電導(dǎo)率的上升幅度要小很多。圖3(b)所示為不同均勻化溫度下合金硬度隨保溫時(shí)間的變化曲線。同樣地，隨著均勻化溫度的提高，合金的硬度也明顯升高。此外，在保溫8 h之前，合金硬度的曲線斜率較大，而保溫8 h后，曲線的斜率明顯減小，近似呈平臺(tái)狀。

(a) 電導(dǎo)率；(b) 硬度

2.4 合金在均勻化過(guò)程中的微觀形貌分析

圖4所示為試樣在經(jīng)過(guò)5個(gè)實(shí)驗(yàn)溫度保溫48 h后的BSE形貌照片。由圖4可見(jiàn)：均勻化溫度越高，合金晶界處第二相的溶解越充分。其中，合金在460 ℃和470 ℃均勻化48 h后，粗大第二相的溶解效果不明顯，晶界處仍然連續(xù)分布著大量共晶組織。在480 ℃和490 ℃均勻化48 h后，合金晶界處的粗大第二相大部分回溶入基體，只有少部分第二相間斷地分布在晶界上。合金在500 ℃保溫48 h后，第二相溶解較為充分，但是晶界附近出現(xiàn)許多形成了黑色的過(guò)燒坑。

圖5所示為試樣在不同均勻化溫度下經(jīng)48 h退火后的金相組織。由圖5可見(jiàn)：合金在460~490 ℃均勻化時(shí)，不存在明顯的過(guò)燒跡象；在500 ℃均勻化48 h后，晶界上的過(guò)燒現(xiàn)象十分明顯，局部區(qū)域過(guò)燒坑的直徑超過(guò)50 μm。

眾所周知，固溶元素在合金中的擴(kuò)展速率是一個(gè)與溫度相關(guān)的函數(shù)。溫度越高，固溶元素的擴(kuò)散速率越快。根據(jù)圖4和圖5的分析可知：雖然在500℃下合金晶界粗大第二相的溶解速率較快，但是容易發(fā)生過(guò)燒現(xiàn)象。因此，實(shí)驗(yàn)主要關(guān)注合金在490 ℃均勻化過(guò)程中的微觀結(jié)構(gòu)演變特征。

為了研究合金中各主要元素分布特征隨均勻化時(shí)間的變化情況，對(duì)鑄態(tài)2E12合金在490 ℃經(jīng)不同時(shí)間保溫后的試樣進(jìn)行EPMA面掃描分析，結(jié)果如圖6所示。由圖6(a)可知：鑄態(tài)合金中的Cu，Mg，F(xiàn)e和Si元素存在明顯的偏聚現(xiàn)象，其中Cu和Mg元素的偏聚最為嚴(yán)重，而Mn元素在鑄態(tài)合金中整體分布較為均勻。隨著均勻化處理的進(jìn)行，合金中粗大共晶組織逐漸溶解，Cu，Mg和Si元素回溶入Al基體中，而Mn和Fe元素則在合金第二相中逐漸聚集，如圖6(b)所示。經(jīng)過(guò)490 ℃，1 000 h的均勻化處理后可以看出(圖6(c))：合金晶界處的第二相主要富集Cu，Mn和Fe元素，而Mg和Si元素基本全部溶入合金基體。

(a) 鑄態(tài)；(b) 460 ℃，48 h；(c) 470 ℃，48 h；(d) 480 ℃，48 h；(e) 490 ℃，48 h；(f) 500 ℃，48 h

時(shí)間/h：(a) 0；(b) 8；(c) 1 000

眾所周知，在鋁合金中，雜質(zhì)元素Fe和Si原子容易與Al原子結(jié)合形成針狀的脆性AlFeSi相，從而對(duì)合金的力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響。但是，在該合金中并沒(méi)有出現(xiàn)十分粗大的針狀A(yù)lFeSi相。由圖6可知：這主要是由于合金添加的Mn元素容易與Fe元素結(jié)合并形成橢球狀的AlFeMn相，從而抑制了針狀A(yù)lFeSi相的生成。

為了從更微觀的層次觀察合金的組織演變規(guī)律及相變機(jī)理，實(shí)驗(yàn)采用TEM和HRTEM等研究手段對(duì)合金在均勻化過(guò)程中的第二相的析出過(guò)程進(jìn)行系統(tǒng) 研究。

圖7(a)所示為鑄態(tài)2E12合金在á010?Al入射方向下的典型TEM形貌。在此入射方向下，在合金晶粒內(nèi)部并沒(méi)有觀察到明顯的第二相粒子。此外，在合金晶內(nèi)的選取衍射(SADP)中也沒(méi)有觀察到第二相的衍射斑。在合金的晶界處，合金中的粗大第二相呈鏈狀連續(xù)分布。EDS分析結(jié)果(圖7(b))表明：這些第二相主要富集Cu和Mg元素，并有少量Si元素的聚集，這與表1的分析結(jié)果基本吻合。

(a) TEM像；(b) EDS譜

圖8(a)所示為鑄態(tài)合金經(jīng)485℃保溫48 h后在á010?Al入射方向下TEM形貌照片。由圖8(a)可見(jiàn)：經(jīng)過(guò)485℃，48 h的均勻化處理后，合金中原本呈鏈狀連續(xù)分布的第二相顆粒變?yōu)殚g斷分布的橢球狀第二相粒子。此外，晶內(nèi)彌散分布著大量細(xì)小的棒狀第二相顆粒。這些棒狀第二相粒子粒度為0.5~2.0 μm，其軸向平行于Al基體的3個(gè)á010?方向。結(jié)合HRTEM分析(圖8(b)和圖8(c))以及元素面掃描分析(圖8(d))可知：該第二相粒子為T(mén)(Al20Cu2Mn3)相(T相是Al-Cu-Mg合金的一種主要彌散強(qiáng)化相，通常被認(rèn)為在合金的均勻化處理過(guò)程中析出)。可以看出：T相沿自身的{101}面發(fā)生多次孿生(圖8(c))，橫截面呈現(xiàn)多種復(fù)雜形狀(圖8(b))，這也與文獻(xiàn)[13]報(bào)道結(jié)果一致。通過(guò)觀察可以發(fā)現(xiàn)：在經(jīng)過(guò)485℃，48 h的均勻化處理后，合金晶界附近區(qū)域并沒(méi)有出現(xiàn)明顯的無(wú)沉淀析出帶(PFZ)。

隨著均勻化時(shí)間的延長(zhǎng)，合金中的T相粒子粒度逐漸增加。在490℃保溫1 000 h以后，合金中晶內(nèi)分布的T相粒子已經(jīng)顯著長(zhǎng)大。此外，在合金晶界處析出了十分粗大的第二相粒子。此外，在晶界附近出現(xiàn)了寬度約為1.8 μm的PFZ。

PFZ在鋁合金的時(shí)效過(guò)程中十分常見(jiàn)，但針對(duì)鋁合金均勻化過(guò)程中的PFZ研究較少[4]。一般認(rèn)為，在時(shí)效過(guò)程中，合金PFZ的形成主要由2種機(jī)制導(dǎo)致，即貧空位機(jī)制和貧溶質(zhì)機(jī)制。貧空位機(jī)制認(rèn)為：在時(shí)效前的淬火過(guò)程中，合金晶界附近區(qū)域的過(guò)飽和空位容易擴(kuò)散至晶界等晶體缺陷處泯滅，致使晶界附近區(qū)域的空位濃度顯著降低，從而抑制了該區(qū)域第二相粒子的析出。貧溶質(zhì)機(jī)制則認(rèn)為：PFZ的形成是由于第二相在晶界處的優(yōu)先析出搶奪了晶界附近基體的溶質(zhì)原子，致使這部分區(qū)域的“溶質(zhì)原子濃度貧化”從而無(wú)法析出第二相粒子[4]。

(a) 晶界附近區(qū)域的第二相分布情況；(b) 多次孿生的T相粒子；(c) T相孿晶的HRTEM照片；(d) 元素面掃描分析結(jié)果

(a) 晶界附近區(qū)域的第二相分布情況；(b) 晶界粗大相的EDS譜；(c) 多次孿生的T相粒子；(d) 圖(c)T相的選取衍射斑

圖9所示為鑄態(tài)合金在490℃保溫1 000 h后的微觀形貌。合金的均勻化處理溫度較高(接近固溶處理溫度)，在該溫度下，合金很難出現(xiàn)“貧空位”的現(xiàn)象。因此，合金均勻化過(guò)程中形成的PFZ是貧溶質(zhì)機(jī)制所引起的。此外，根據(jù)EDS檢測(cè)顯示(圖9(b))，晶界處的粗大第二相富含Cu和Mn元素，可以判斷為T(mén)相。所以，該P(yáng)FZ的形成主要是因?yàn)榫Ы缣幬龀隽耸执执蟮腡相粒子，搶奪了附近區(qū)域的Mn和Cu溶質(zhì)原子進(jìn)而抑制了周邊區(qū)域T相粒子的形成。

經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間均勻化處理后，合金中的T相粒子仍大多保持著多次孿生的形貌特征(圖9(c))。由于T相孿生面之間的夾角約為36°[13]，T相每沿{101}面孿生1次，就相當(dāng)于沿b軸旋轉(zhuǎn)36°。經(jīng)過(guò)多次孿生后，T相最終會(huì)形成5種不同的取向。因此，其衍射斑存在明顯的5次對(duì)稱型花樣特征(圖9(d))。

3 討論

3.1 合金鑄錠中的元素分布

合金的鑄造屬于一個(gè)非平衡凝固的過(guò)程，先凝固區(qū)域溶質(zhì)原子含量低，后凝固區(qū)域溶質(zhì)原子含量高。在2E12合金中，Cu和Mg是其主要合金元素。在鑄造過(guò)程中，由于首先發(fā)生凝固區(qū)域的溶質(zhì)原子含量低于合金的平均溶質(zhì)原子含量。因此，隨著鑄造過(guò)程的進(jìn)行，液相中的溶質(zhì)原子含量持續(xù)增加。在鑄造末期，液相中的Cu和Mg元素含量過(guò)高，導(dǎo)致這部分被固相包圍的液相最終以共晶反應(yīng)的形式發(fā)生凝固，并在晶界處形成粗大的α+θ+S三元共晶組織，因此，晶界處富集大量Cu和Mg等元素。

合金中的Fe和Si屬于雜質(zhì)元素，其原子含量很低。受到元素偏析的影響，F(xiàn)e和Si也在合金晶界處存在一定程度的富集，但偏析程度遠(yuǎn)比Cu和Mg元素的偏析程度低。相比于Fe和Si，Mn元素在合金中的成分要高很多，但是在鑄錠中并沒(méi)有觀察到明顯的元素偏聚現(xiàn)象。其原因主要是由于Mn元素在Al基體中的擴(kuò)散系數(shù)較小，在鑄造過(guò)程中，Mn元素來(lái)不及發(fā)生偏聚，因此在合金中的分布較為均勻。

3.2 合金在均勻化過(guò)程中的元素?cái)U(kuò)散

由于鑄錠冷卻速度較快，固相中的元素?cái)U(kuò)散和平衡相析出均來(lái)不及進(jìn)行，鑄錠處于一個(gè)非平衡狀態(tài)。此外，鑄錠中晶粒心部溶質(zhì)原子濃度低，而晶界附近區(qū)域溶質(zhì)原子含量高。因此，在均勻化保溫過(guò)程中，合金中的溶質(zhì)原子逐漸從晶界到晶內(nèi)發(fā)生擴(kuò)散。

在2E12合金中，由于Cu，Mg和Si元素在Al基體中的溶解度較高，經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間均勻化處理后，晶界處富集的這些溶質(zhì)原子通過(guò)擴(kuò)散溶入合金基體。由于合金中Cu元素含量較高，略高于490℃時(shí)Cu元素在Al基體中的固溶度，因此即便合金在490 ℃保溫1 000 h后第二相中仍然殘留有一定的Cu元素。而在490 ℃時(shí)Mg元素在Al基體中的固溶度約為12%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))左右，遠(yuǎn)大于合金中Mg元素的含量，所以Mg基本全部回溶入基體而在第二相中幾乎不存在Mg元素(圖6(c))。

不同于Cu，Mg和Si元素，Mn和Fe元素的偏聚程度隨著均勻化的進(jìn)行逐步增加。盡管Fe元素在合金中的含量很低，但由于490 ℃時(shí)Fe元素在Al中幾乎不固溶。因此，F(xiàn)e元素從合金基體中脫溶出來(lái)并富集在合金的粗大第二相中。此外，作為重要的添加元素，Mn元素的含量明顯高于Fe元素的含量。由于Mn元素在合金中的固溶度很低，因此，在均勻化保溫過(guò)程中，Mn元素以第二相的形式從合金基體中大量脫溶出來(lái)。

3.3 合金在均勻化過(guò)程中的相變

在2E12合金鑄錠中主要存在2種組織：一種是晶粒內(nèi)部的初生α(Al)相，另一種是聚集在晶界處的α+θ+S三元共晶組織。其中，α+θ+S三元共晶組織屬于非平衡組織，在均勻化過(guò)程中逐步溶解消除。此外，合金中過(guò)剩的Cu原子與基體中的Mn原子結(jié)合，形成棒狀的T相粒子。因此，合金在均勻化過(guò)程中主要存在2個(gè)相變，即

(2)

T相屬于高熔點(diǎn)相，在均勻化過(guò)程中較穩(wěn)定不發(fā)生分解[14]。一般認(rèn)為，T相的析出有利于抑制合金晶粒的長(zhǎng)大，并會(huì)在一定程度上起到彌散強(qiáng)化的效 果[15?17]。合金硬度隨著均勻化時(shí)間的延長(zhǎng)而逐步增加(圖1(b))，一方面是由于Cu和Mg等元素溶入合金基體所起到的固溶強(qiáng)化作用，另一方面是由于T相析出所產(chǎn)生的彌散強(qiáng)化作用。

此外，在2E12合金的均勻化過(guò)程中，Cu和Mg等元素溶入合金基體會(huì)顯著增加合金基體的晶格畸變，從而導(dǎo)致合金電導(dǎo)率明顯降低。然而，實(shí)驗(yàn)結(jié)果(圖1(a))表明：合金的電導(dǎo)率隨著均勻化時(shí)間的延長(zhǎng)而持續(xù)增加。這主要是因?yàn)?，相比于Cu和Mg等元素，Mn元素對(duì)鋁合金電導(dǎo)率的影響更大[18]。通常Mn元素的添加通常會(huì)顯著降低合金的電導(dǎo)率[18]。因此，在均勻化過(guò)程中，Mn元素以T相的形式從鋁基體中脫溶，極大地提高了合金的電導(dǎo)率。合金的電導(dǎo)率從整體上表現(xiàn)為隨著均勻化時(shí)間的延長(zhǎng)而逐漸增加。

4 結(jié)論

1) 2E12合金鑄錠主要包括初生α(Al)相和α(Al)+ θ(Al2Cu)+S(Al2CuMg)三元共晶2種組織。合金在500℃保溫48 h后會(huì)出現(xiàn)明顯的過(guò)燒現(xiàn)象。

2) 在460~500 ℃的均勻化處理過(guò)程中，合金的電導(dǎo)率和硬度均隨著均勻化時(shí)間的延長(zhǎng)而明顯升高。

3) 合金鑄錠中的Cu，Mg，Si和Fe元素存在不同程度的元素偏聚，其中Cu和Mg元素偏聚最為顯著，而合金鑄錠中的Mn元素分布較為均勻。在均勻化過(guò)程中，Cu，Mg和Si元素逐步溶入合金基體，而Mn和Fe元素則從合金基體中脫溶。

5) 合金在均勻化后期，晶界附近出現(xiàn)明顯的PFZ。

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(編輯 陳愛(ài)華)

Microstructure evolutions of 2E12 Al alloy during homogenization

CHEN Yuqiang1, PAN Suping2, YI Danqing3, LIU Wenhui1, 4, CAI Zhihua1, 4, TANG Changping1, 4

(1. Hunan Provincial Key Laboratory of High Efficiency and Precision Machining of Difficult-to-cut Material,Hunan University of Science and Technology, Xiangtan 411201, China;2. Advanced Research Center, Central South University, Changsha 410083, China;3. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;4. Key Laboratory of High Temperature Wear Resistant Materials Preparation Technology of Hunan Province, Xiangtan 411201, China)

The dissolution of non-equilibrium phase, element distribution characteristics and the second phase precipitation of 2E12 alloy ingot during homogenization were investigated by using scanning electron microscopy(SEM), electron probe micro-analyzing (EPMA), transmission electron microscopy(TEM) and hardness testing. The result shows that coarse ternary α + θ + S eutectics continuously distribute along grain boundaries (GBs) of as-cast alloy. Serious segregations of Cu and Mg elements exist in the cast ingot, Mn element is found to be uniformly distributed. As homogenization proceeds, the ternary eutectics gradually dissolve and Cu, Mg atoms dissolve in Al matrix, while Mn and Fe atoms precipitate. During homogenization, large quantities of T phase precipitate from the matrix, meanwhile micro-hardness and conductivity of alloy increase obviously. After being homogenizated at 490℃ for 1 000 h, a wide precipitate-free zone (PFZ) forms near GB.

2E12 Al alloy; homogenization; T phase

10.11817/j.issn.1672?7207.2017.02.007

TG146.2

A

1672?7207(2017)02?0316?09

2016?03?22；

2016?06?14

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51405153，51475162)；國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃項(xiàng)目(2012CB619506)(Projects(51405153, 51475162) supported by the National Natural Science Foundation of China? Project(2012CB619506) supported by the Major State Basic Research Projections of China)

陳宇強(qiáng)，博士，講師，從事高性能鋁合金材料研究；E-mail：yqchen1984@163.com