超聲鑄造2219鋁合金均勻化工藝及第二相演變

謝姣，李曉謙，李瑞卿，蔣日鵬

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超聲鑄造2219鋁合金均勻化工藝及第二相演變

謝姣，李曉謙，李瑞卿，蔣日鵬

(中南大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院高性能復(fù)雜制造國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南長(zhǎng)沙，410083)

采用DSC、金相、掃描電鏡及能譜分析等方法，研究超聲鑄造2219鋁合金均勻化工藝及合金鑄錠中的第二相在不同均勻化制度處理過(guò)程中的演變規(guī)律。研究結(jié)果表明：超聲鑄造2219鋁合金鑄錠中存在大量非平衡凝固共晶體，其中的低熔點(diǎn)非平衡共晶相為Al2Cu相，其過(guò)燒溫度為560.79 ℃；在均勻化熱處理過(guò)程中，該非平衡凝固共晶體不斷向合金基體溶解，其數(shù)量、形態(tài)和分布均發(fā)生很大變化；鑄錠中還存在少量長(zhǎng)條狀含鐵相，該相在某些均勻化制度處理下變得粗大；該合金較合理的均勻化制度為550 ℃，24 h。

2219鋁合金；超聲鑄造；均勻化；第二相

2219鋁合金屬Al-Cu-Mn系，是析出強(qiáng)化型合金，可熱處理強(qiáng)化，具有較高的室溫強(qiáng)度及良好的高溫和超低溫性能，廣泛應(yīng)用于航空、航天及其他軍民運(yùn)載工具，例如貯藏液氫、液態(tài)氧的燃料油箱及兩棲作戰(zhàn)坦克的裝甲和汽車(chē)的結(jié)構(gòu)件等[1?4]。目前，對(duì)2219鋁合金的研究多集中于焊接[3?12]，對(duì)其鑄態(tài)微觀結(jié)構(gòu)及其均勻化熱處理等研究較少。而在鑄態(tài)鋁合金在凝固過(guò)程中易產(chǎn)生嚴(yán)重的枝晶偏析，晶界上存在大量非平衡共晶相，必須通過(guò)鑄錠均勻化熱處理將其消除，否則不僅對(duì)材料的塑性加工非常不利，并且影響材料的使用性能。均勻化熱處理的實(shí)質(zhì)[13]是鑄錠晶粒中不均勻的合金成分?jǐn)U散的過(guò)程，但該擴(kuò)散僅限于晶粒內(nèi)部，無(wú)法改善鑄錠宏觀尺度的成分不均勻性。超聲鑄造是一種超聲鑄造是一種有效改善鑄造錠宏微觀不均性的手段[14?16]，因此，在超聲鑄造基礎(chǔ)上研究2219鋁合金鑄錠均勻化過(guò)程中的第二相演變規(guī)律，對(duì)合理制定超聲鑄造2219鋁合金均勻化工藝具有重要意義。本文作者以超聲鑄造2219鋁合金為對(duì)象，研究該合金均勻化工藝以及第二相在鑄錠均勻化過(guò)程中的演變規(guī)律，以便為獲得高質(zhì)量錠坯提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)

本實(shí)驗(yàn)中用到的合金鑄錠熔煉在電阻爐中石墨坩堝里進(jìn)行，其化學(xué)成分如表1所示。實(shí)驗(yàn)設(shè)置的熔煉溫度為650~685 ℃，超聲波發(fā)生器的頻率為20 kHz，最大功率為1 kW。待合金完全融化成液態(tài)后恒定溫度為650 ℃，開(kāi)始施加超聲振動(dòng)。將換能器工具頭從液面正中間的位置垂直浸入，浸入深度為40 mm左右，超聲工具頭開(kāi)始振動(dòng)。30 min后取出超聲振動(dòng)裝置，同時(shí)關(guān)掉電阻爐，使鑄錠隨爐冷卻。

表1 2219鋁合金主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

均勻化實(shí)驗(yàn)樣品取自鑄錠心部，距鑄錠上表面40 mm處，長(zhǎng)×寬×高為15 mm×15 mm×15 mm及直徑×厚度為5.0 mm×1.5 mm。采用熱空氣循環(huán)箱式爐對(duì)樣品進(jìn)行不同均勻化溫度處理(500，520，540，550，560和580 ℃/24 h)，均勻化熱處理后出爐空冷。

將均勻化前后的方塊樣品在自動(dòng)研磨機(jī)上打磨、拋光后，采用TESCAN掃描電鏡(SEM)觀察枝晶網(wǎng)溶解程度和第二相數(shù)量、形貌及分布特征，Oxford能譜儀(EDS)分析合金的微區(qū)及第二相粒子的化學(xué)成分，然后用Keller試劑腐蝕后在OLYCIA?DSX型光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行金相組織觀察。將均勻化前的圓柱樣品用DSC8500差示掃描量熱儀型進(jìn)行DSC分析。

2 結(jié)果與分析

2.1 超聲鑄造2219鋁合金的鑄態(tài)組織及熱分析

超聲鑄造2219鋁合金鑄錠的金相組織、掃描電鏡組織及能譜分析結(jié)果分別如圖1(a)和圖1(b)所示。從圖1(a)可以看出：合金鑄錠中存在明顯偏析，在晶界上存在大量非平衡共晶相，基體α-Al呈等軸狀，晶粒尺寸差異很大。由圖1(b)可以看出：該共晶相由枝晶間低熔點(diǎn)非平衡共晶相Al2Cu相以及高熔點(diǎn)長(zhǎng)條狀含鐵相組成。2219合金在平衡冷卻凝固時(shí)不應(yīng)出現(xiàn)共晶反應(yīng)，但由于鑄造過(guò)程中冷卻速度快，發(fā)生非平衡凝固，因此，產(chǎn)生嚴(yán)重的枝晶偏析并形成大量的非平衡凝固共晶體，即α-Al固溶體與非平衡共晶相Al2Cu相的共晶體。圖2所示為超聲鑄造2219合金鑄錠的DSC曲線。鑄態(tài)組織分別在560.79 ℃和662.69 ℃出現(xiàn)明顯的吸熱峰，662.69 ℃為合金熔化峰值溫度，560.79 ℃為合金組織中低熔點(diǎn)非平衡共晶相的初始回熔溫度即Al2Cu相熔化溫度。從圖2可見(jiàn)：合金鑄錠中存在大量低熔點(diǎn)共晶相，該相在560.79 ℃熔化。560.79 ℃為Al2Cu相該溫度即2219鋁合金鑄錠的常規(guī)過(guò)燒溫度，合金的均勻化熱處理溫度應(yīng)在 560.79 ℃以下。為了同時(shí)研究過(guò)燒現(xiàn)象，選取 500，520，540，550，560和 580 ℃作為均勻化熱處理溫度進(jìn)行試驗(yàn)?？紤]到工廠實(shí)際生產(chǎn)條件，均勻化熱處理時(shí)間為24 h。

(a) 顯微組織；(b) EDS結(jié)果

圖2 超聲鑄造2219鋁合金鑄態(tài)DSC分析曲線

2.2 均勻化熱處理對(duì)超聲鑄造2219鋁合金第二相數(shù)量及分布的影響

鑄錠樣品經(jīng)不同溫度均勻化熱處理后的低倍SEM結(jié)果如圖3所示。從圖3可以看出：隨著均勻化熱處理溫度升高，第二相逐漸減少，枝晶網(wǎng)逐漸被打斷，Cu原子固溶進(jìn)基體中，形成α固溶體，分布逐漸均勻；在550℃下處理24 h后，絕大部分第二相都已經(jīng)消失，但仍有少許分布在晶界上，此現(xiàn)象說(shuō)明合金第二相的溶解并不充分。均勻化溫度在550 ℃以上處理24 h時(shí)，未溶入基體的第二相數(shù)量變化不明顯，且出現(xiàn)黑色小圓點(diǎn)和三角形(見(jiàn)圖3(e)~(f))，為典型的過(guò)燒組織復(fù)熔球和晶間三角形等。結(jié)合DSC曲線可知，此時(shí)均勻化熱處理溫度過(guò)高，出現(xiàn)過(guò)燒現(xiàn)象。

溫度/℃：(a) 500; (b) 520; (c) 540; (d) 550; (e) 560; (f) 580

2.3 均勻化熱處理對(duì)超聲鑄造2219鋁合金第二相形貌的影響

超聲鑄造2219鋁合金鑄錠樣品經(jīng)不同溫度均勻化熱處理后的高倍SEM照片如圖4所示。從圖4(a)可以看出：在較低溫度(500 ℃)下均勻化熱處理24 h，晶粒內(nèi)出現(xiàn)一些白色的小點(diǎn)，經(jīng)能譜分析確定為Al2Cu相；當(dāng)均勻化熱處理溫度升高(≥520 ℃)時(shí)，該彌散分布的顆粒狀A(yù)l2Cu相消失不見(jiàn)(見(jiàn)圖4(b)~(f))。均勻化熱處理溫度在520~550 ℃下處理24 h第二相形態(tài)無(wú)明顯變化，都是骨骼狀A(yù)l2Cu相主要分布在晶界上，長(zhǎng)條狀含鐵相穿插其中，起到串晶作用。進(jìn)一步升高均勻化熱處理溫度至560 ℃時(shí)，Al2Cu相呈彌散島狀分布，島內(nèi)又呈細(xì)小的網(wǎng)格狀分布(見(jiàn)圖4(e)~(f))，網(wǎng)格狀A(yù)l2Cu相中白色部分為含鐵相，此時(shí)含鐵相(如圖4中箭頭所指的相)由原來(lái)的細(xì)長(zhǎng)型變成短粗型，第二相形態(tài)和分布變化都很大。

3 討論

3.1 超聲鑄造2219鋁合金鑄錠均勻化制度

根據(jù)鋁銅二元相圖[17]，Cu在Al基體中的溶解度在543 ℃時(shí)達(dá)到最大值5.7%，小于其在2219中的成分質(zhì)量分?jǐn)?shù)(5.8%~6.8%)，即2219中的Cu在Al中達(dá)到最大溶解度時(shí)仍不能完全固溶進(jìn)基體中，Al2Cu相在任何均勻化熱處理制度下都不能完全溶解。均勻化溫度越高，合金元素在 α-Al 基體中的溶解度越大，因Al2Cu相溶解而固溶進(jìn)基體的銅原子越多，同時(shí)加快原子擴(kuò)散，可縮短固溶時(shí)間，節(jié)約能源。然而，若溫度過(guò)高，超過(guò)合金低熔點(diǎn)共晶組織的熔點(diǎn)，則可能使低熔點(diǎn)共晶組織熔化，產(chǎn)生過(guò)燒，從而降低合金性能。在不發(fā)生過(guò)熱、過(guò)燒及晶粒晶粒度增大的情況下，加熱溫度越高，越有利于獲得最大過(guò)飽和度的均勻固溶體。由圖3可知：超聲鑄造2219鋁合金經(jīng)550 ℃/ 24 h處理后達(dá)到較好的固溶效果，且沒(méi)有出現(xiàn)過(guò)燒 現(xiàn)象。

溫度/℃：(a) 500; (b) 520; (c) 540; (d) 550; (e) 560; (f) 580

合適的均勻化工藝可以改善合金的強(qiáng)韌性，從機(jī)理來(lái)說(shuō)有固溶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化等。而第二相的強(qiáng)化效果與其數(shù)量、形狀、尺寸和分布及其與基體的強(qiáng)度、韌性和應(yīng)變硬化特性、兩相之間的晶體錯(cuò)配度和界面能等因素有關(guān)。通常第二相都是硬脆相，如2219鋁合金中的Al2Cu相和含鐵相。當(dāng)?shù)诙嘌鼐Ы绯示W(wǎng)格狀分布時(shí)，材料比較脆[18]。由圖4(e)~(f)可知：超聲鑄造2219鋁合金在550 ℃以上處理24 h時(shí)出現(xiàn)沿晶界呈網(wǎng)格狀分布的Al2Cu相。綜上所述，超聲鑄造2219鋁合金較合理的均勻化制度為550 ℃/24 h。

3.2 2219鋁合金均勻化過(guò)程中第二相演變規(guī)律分析

均勻化熱處理實(shí)質(zhì)是第二相溶解和過(guò)飽和固溶體分解析出同時(shí)進(jìn)行的一個(gè)雙向動(dòng)態(tài)過(guò)程。在均勻化熱處理過(guò)程中，合金元素從過(guò)飽和固溶體析出形成第二相粒子的本質(zhì)，是一個(gè)形核長(zhǎng)大的過(guò)程，其析出速率取決于形核速率和長(zhǎng)大速率，受溫度控制，滿足公式[19]：

均勻化熱處理時(shí)有些第二相并不能完全溶于基體中，這些未溶解的過(guò)剩相在均勻化過(guò)程中，為了減小界面能，以達(dá)到熱力學(xué)平衡，可能發(fā)生聚集和球化[20]。所謂聚集就是過(guò)剩相質(zhì)點(diǎn)的粗化過(guò)程，其特征是小尺寸質(zhì)點(diǎn)溶解而大尺寸質(zhì)點(diǎn)長(zhǎng)大。2219鋁合金中的含鐵相幾乎不能溶解于基體中，在均勻化制度下發(fā)生聚集而粗化(如圖4(e)~(f)所示)，隨著均勻化溫度升高，含鐵相由原來(lái)的細(xì)長(zhǎng)型變成短粗型。

4 結(jié)論

1) 超聲鑄造2219合金鑄錠中存在大量的非平衡凝固共晶體，主要為Al2Cu相以及少量長(zhǎng)條狀含鐵共晶相。其常規(guī)過(guò)燒溫度為560.79 ℃，較合理的均勻化制度為550 ℃/24 h。

2) 超聲鑄造2219合金鑄錠在均勻化熱處理過(guò)程中其非平衡凝固共晶相Al2Cu相不斷向合金基體溶解。在沒(méi)有發(fā)生過(guò)燒情況下，均勻化溫度越高，剩余第二相越少，固溶效果越好。當(dāng)均勻化熱處理溫度在550 ℃以上時(shí)，出現(xiàn)三角晶界和復(fù)熔球，合金處于過(guò)燒狀態(tài)。

3) 在均勻化熱處理的過(guò)程中，第二相數(shù)量、形態(tài)和分布變化都很大。在500 ℃左右時(shí)，晶內(nèi)析出少量Al2Cu相小顆粒。隨著均勻化溫度升高，Al2Cu相逐漸減少，由鏤空狀變?yōu)榧?xì)密的網(wǎng)格狀；而含鐵相由原來(lái)的細(xì)長(zhǎng)型變成短粗型。

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(編輯 陳燦華)

Homogenization process and the second phases evolution of 2219 aluminium alloy treated by ultrasonic

XIE Jiao, LI Xiaoqian, LI Ruiqing, JIANG Ripeng

(State Key Laboratory of High Performance Complex Manufacturing, School of Mechanical and Electrical Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

Homogenization process and the second phases evolution of 2219 aluminium alloy treated by ultrasonic were studied by DSC, optical microscope, scanning electron microscopy and EDS. The results show that 2219 aluminium alloy treated by ultrasonic exhibits a large number of non-equilibrium eutectics, and its lower melting point eutectic is Al2Cu phase, of which the overburn temperature is 560.79 ℃. With the increase of hemogenizing temperature, Al2Cu phases are gradually dissolved into Al matrix, and great changes take place in their quantity, morphology and distribution. There is also a small amount iron-bearing phases, which becomes larger during homogenizing. Fairly reasonable homogenizing treatment of 2219 aluminium alloy treated by ultrasonic is at 550 ℃ for 24 h.

2219 aluminum alloy; ultrasonic; homogenization; the second phase

10.11817/j.issn.1672-7207.2017.09.005

TG146

A

1672?7207(2017)09?2288?06

2016?10?07；

2016?11?26

國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展規(guī)劃(973計(jì)劃)項(xiàng)目(2010CB731706，2012CB619504) (Projects(2010CB731706, 2012CB619504) supported by the National Basic Research Development Program (973 Program) of China)

李曉謙，博士，教授，從事材料成型工藝及裝備研究；E-mail: meel@csu.edu.cn