冷卻速度及超聲振動(dòng)協(xié)同作用對7085鋁合金凝固組織及力學(xué)性能的影響

李安慶，張立華,3，蔣日鵬，李曉謙,3，張 昀

(1 中南大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，長沙 410083；2 中南大學(xué) 高性能復(fù)雜制造國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083；3 中南大學(xué) 輕合金研究院，長沙 410083)

7085鋁合金是由美國ALCOA公司于2003年開發(fā)的一種輕質(zhì)合金，具有高強(qiáng)度、高韌性、良好的淬透性等優(yōu)點(diǎn)。它是航空航天常用的結(jié)構(gòu)材料，主要應(yīng)用于新一代飛機(jī)承力結(jié)構(gòu)件，并且已經(jīng)成功在波音787飛機(jī)和空客A380飛機(jī)中得到應(yīng)用[1-3]。性能優(yōu)良的大規(guī)格鑄錠是制備產(chǎn)品結(jié)構(gòu)件的基礎(chǔ)材料，對產(chǎn)品后續(xù)深加工、成品率有十分重要的意義。但是7085鋁合金在制備大規(guī)格鋁合金鑄錠的過程中，鑄錠心部和邊部傳熱不均勻，易引起鑄錠開裂，降低鑄錠的可加工性[3-6]。而且7085鋁合金中鋅、銅、鎂等元素含量較高，容易在鑄錠的心部形成粗大的共晶組織，產(chǎn)生應(yīng)力集中現(xiàn)象。通常，合金的微觀組織對于合金的性能起著至關(guān)重要的作用，而制備的工藝對合金的微觀組織產(chǎn)生影響。因此，發(fā)展先進(jìn)的制備工藝，提高鑄錠的綜合性能具有重要的實(shí)際生產(chǎn)指導(dǎo)意義[2,7-8]。研究發(fā)現(xiàn)，提高凝固過程中的冷卻速度和施加超聲外場振動(dòng)，能夠細(xì)化鑄錠微觀組織，使晶粒尺寸變小，有利于鑄錠的后續(xù)深加工[9-11]。張?jiān)碌萚7]研究了冷卻速度對Mg-8Gd-1Er合金凝固組織的影響，建立了冷卻速度與過冷度、晶粒密度、硬度的定量關(guān)系，發(fā)現(xiàn)隨著冷卻速度的增加，第二相體積分?jǐn)?shù)由3.57%減小到1.01%。Zhang等[12]采用液氮冷卻和超聲振動(dòng)方式，研究了2219鋁合金在凝固過程中氫含量和共晶組織的變化，發(fā)現(xiàn)在兩者協(xié)同作用下，凝固組織中氫含量降低了76.9%，共晶相面積分?jǐn)?shù)減少了62.4%。楊亞琴等[8]研究了鑄造冷卻速度對AZ91鎂合金凝固組織與性能的影響，發(fā)現(xiàn)隨著冷卻速度的增加，AZ91鋁合金的力學(xué)性能獲得了提升。李曉謙等[13]研究了不同的冷卻方式對純鋁凝固機(jī)理的影響，發(fā)現(xiàn)冷卻速度較大時(shí)更多的柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變。黃明哲等[14]研究了超聲外場對7085鋁合金第二相的影響，發(fā)現(xiàn)超聲外場能夠改善結(jié)晶相的形貌，使之從針狀向棒狀轉(zhuǎn)變。

本工作以7085鋁合金為研究對象，探究在不同的冷卻速度及超聲外場協(xié)同作用下，7085鋁合金的微觀組織和力學(xué)性能的變化，對比α-Al晶粒尺寸和第二相形貌、偏析的變化規(guī)律，分析超聲對7085鋁合金凝固組織的細(xì)化機(jī)理，為制備大規(guī)格7085鋁合金鑄錠提供基礎(chǔ)理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)基體材料來自工業(yè)生產(chǎn)的半連續(xù)鑄造鋁合金扁錠,7085鋁合金成分見表1。從扁錠上相鄰位置處分別取6組鑄錠，每組約500 g鋁錠，將取得的6組實(shí)驗(yàn)鑄錠分別放入電阻加熱爐的石墨坩堝中進(jìn)行熔煉，待鋁錠完全融化后，添加精煉劑并充分?jǐn)嚢?，以凈化熔體。將熱電偶置于鋁熔體液面下方25 mm處，鋁熔體溫度保持在750 ℃，并保溫30 min[13]。不采用超聲組試樣，分別采用爐冷、空冷和水冷3種方式冷卻至室溫，編號(hào)為Ⅰ，Ⅱ和Ⅲ。在采用超聲組試樣中，當(dāng)鋁熔體冷卻至680 ℃時(shí)，將鈦合金工具桿插入鋁熔體中，插入深度18 mm，施振功率500 W，施振時(shí)間10 min。超聲系統(tǒng)工作結(jié)束后，分別采用爐冷、空冷和水冷將鋁熔體冷卻至室溫，分別編號(hào)為ⅠU，ⅡU和ⅢU。超聲鑄造裝置示意圖如圖1所示。

表1 實(shí)驗(yàn)用7085鋁合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Compositions of 7085 aluminum alloy for experiment(mass fraction/%)

圖1 超聲鑄造實(shí)驗(yàn)裝置圖Fig.1 Schematic diagram of ultrasonic casting experiment

1.2 實(shí)驗(yàn)設(shè)備

采用Leica臺(tái)式金相顯微鏡檢測樣品的金相組織；使用TESCAN掃描電鏡觀察第二相的形貌；采用Instron3369電子萬能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)(標(biāo)尺為30 mm)檢測試樣的力學(xué)性能。

1.3 樣品制備方案

將制備的鑄錠，從心部取15 mm×15 mm×15 mm的正方體試樣，在自動(dòng)磨機(jī)上打磨、拋光，進(jìn)行掃描電鏡觀察，然后用Keller(5 mL HF+15 mL HCl+25 mL HNO3+955 mL H2O)試劑腐蝕，進(jìn)行金相組織檢測。同時(shí)將拋光后的試樣在硬度測試儀上進(jìn)行測試,施加載荷100 N，共測5組，取其平均值。從每個(gè)鑄錠上分別取3個(gè)拉伸試樣，試樣尺寸如圖2所示，以2 mm/min等速拉伸，分別測出其抗拉強(qiáng)度、伸長率，并取平均值。

圖2 拉伸測試樣品尺寸Fig.2 Sample size for tensile test

2 結(jié)果與分析

利用溫度分析儀對6組試樣進(jìn)行冷卻速度的分析?？芍獱t冷條件下冷卻速度最慢，水冷速度最快，各組試樣的平均冷卻速度如表2所示。施加超聲外場后，能夠增加鋁熔體中熱對流，加快鋁熔體的冷卻速度。

表2 不同冷卻方式下7085鋁合金的平均冷卻速度(℃/s)Table 2 Average cooling speed of 7085 aluminum alloy under different cooling methods(℃/s)

2.1 α-Al基體組織

7085鋁合金中初生相為α-Al。圖3為各組試樣的微觀組織。可以發(fā)現(xiàn)，未施加超聲外場振動(dòng)組試樣中，爐冷條件下，晶粒呈粗大的樹枝晶狀，氣孔含量較多；空冷條件下，晶粒尺寸逐漸變得均勻，出現(xiàn)了部分等軸晶，但仍然以樹枝晶為主；水冷條件下，樹枝晶形態(tài)較少，以等軸晶和細(xì)晶為主，夾雜和氣孔幾乎不存在。而施加超聲組試樣中，爐冷條件下，晶粒呈雪花狀，尺寸相對均勻；空冷條件下，晶粒則以細(xì)小的等軸晶為主；水冷狀態(tài)下，晶粒呈細(xì)晶形態(tài)。相比于未施加超聲組試樣，晶粒細(xì)化效果明顯，改善了晶粒形貌。為了定量表征晶粒尺寸的變化，隨機(jī)選取5個(gè)視場，利用線性截距法進(jìn)行晶粒尺寸測量，并取平均值，其測量結(jié)果如表3所示。圖4為晶粒尺寸與冷卻速度的關(guān)系?？芍?，晶粒尺寸與冷卻速度擬合曲線方程分別為：LW=154.4+25.33/v，LS=148.1+15.3/v，數(shù)學(xué)回歸方程與實(shí)測數(shù)據(jù)的方差分別為0.9193，0.9196。

圖3 各組試樣金相照片 (a)試樣Ⅰ；(b)試樣ⅠU；(c)試樣Ⅱ；(d)試樣ⅡU；(e)試樣Ⅲ；(f)試樣ⅢUFig.3 Metallographic images of each group samples (a)sample Ⅰ;(b)sample ⅠU;(c)sample Ⅱ;(d)sample ⅡU;(e)sample Ⅲ;(f)sample ⅢU

圖4 晶粒尺寸與冷卻速度的關(guān)系Fig.4 Relationship between grain size and cooling rate

表3 各組試樣晶粒尺寸及細(xì)化率Table 3 Grain size and refinement rate of each group samples

細(xì)化率R為：

(1)

式中：w1為未施加超聲外場條件下的晶粒尺寸；w2為施加超聲外場條件下的晶粒尺寸。冷卻方式的不同，晶粒微觀尺寸的變化也不同，隨著冷卻速度從0.044 ℃/s增長至5.08 ℃/s，晶粒尺寸由713.4 μm減小至78.8 μm，細(xì)化率為89%；施加超聲外場后，同等冷卻方式下，爐冷、空冷、水冷條件下晶粒平均尺寸分別為426.5，303.4，61.8 μm，相對細(xì)化率分別為40.2%，14.6%，21.6%。由傳熱介質(zhì)理論，晶粒尺寸d與冷卻速度v的關(guān)系為[15]：

d=Bv-n

(2)

式中：B是與合金成分及冷卻條件相關(guān)的常數(shù)；n為粗化指數(shù)，在輕質(zhì)合金中一般取0.2～0.4之間?？梢钥闯?，晶粒尺寸d與冷卻速度v成反比關(guān)系，即隨冷卻速度的增加，晶粒尺寸減小。而且，超聲波的引入能夠在鋁熔體中產(chǎn)生聲流效應(yīng)和空化效應(yīng)，空化作用產(chǎn)生局部交負(fù)高壓，熔體中的空化泡破碎，打斷枝晶臂，脫落的枝晶臂自由漂浮在鋁熔體中，成為新的形核質(zhì)點(diǎn)。在鋁熔體凝固過程中，假設(shè)形核固態(tài)顆粒為球形晶核，則鋁熔體凝固過程中的均質(zhì)形核功和異質(zhì)形核功分別為[16]：

(3)

(4)

ΔGy=ΔGjf(θ)

(5)

式中：ΔGj為均質(zhì)形核功；ΔGy為異質(zhì)形核功；σLS為固液界面張力；Tm為7085鋁合金凝固溫度；Hm為7085鋁合金凝固時(shí)的焓變，當(dāng)熔體中壓力改變時(shí)，一般可忽略；ΔT為壓力改變時(shí)熔點(diǎn)的變化量；f(θ)=(2-3cosθ+cos3θ)/4，其中θ為異質(zhì)形核顆粒與鋁熔體之間的潤濕角。超聲波空化效應(yīng)產(chǎn)生的高壓沖擊使得鋁熔體局部熔點(diǎn)上升，即ΔT增加。此外，超聲波能夠提高基體與形核顆粒之間的強(qiáng)烈振動(dòng)，活化異質(zhì)顆粒成為有效形核位點(diǎn)，降低潤濕角，增加基體與形核顆粒之間潤濕性。由式(5)可知，非均質(zhì)形核所需的能量普遍比均質(zhì)形核小，即θ越小，異質(zhì)形核所需的能量越低，因此更容易形核。同時(shí)在聲流擾動(dòng)作用下，新的形核質(zhì)點(diǎn)均勻地分布于鋁熔體中，有效成核晶粒的比例增加，超聲波聲流作用有利于鋁熔體溫度場的均勻化，增大生長限制因子Q，故凝固時(shí)形成的晶粒尺寸更加細(xì)小[17-18]。傳熱過程中，固態(tài)金屬的熱阻值減小，增加了冷卻過程中的熱對流作用，降低溫度梯度值，鑄錠凝固速度加快，晶粒細(xì)化效果愈加明顯。

2.2 第二相組織形貌

圖5,6分別為各組試樣在SEM下的顯微組織和第二相圖片。7085鋁合金的微觀組織為灰色基體α-Al和不同形貌的第二相。在7085鋁合金鑄錠組織中主要有4種類型的第二相：Al2Cu(θ相)，Al2Mg3Zn3(T相)，Al3Fe和Mg2Si相。各組試樣中均能夠檢測到4種相[14,19]，用電子探針對每組試樣中第二相的成分進(jìn)行隨機(jī)檢測，每種相進(jìn)行3次檢測，各種合金元素的含量如表4所示。從圖5可以發(fā)現(xiàn)，在各組試樣中，Ⅰ號(hào)試樣的第二相在晶界處呈現(xiàn)斷續(xù)的、不規(guī)則的形態(tài)分布，尺寸和寬度較大。隨著冷卻速度的增加，第二相組織逐漸呈現(xiàn)連續(xù)、規(guī)則的網(wǎng)狀分布，超聲外場加入后，第二相之間的連續(xù)性增加，面積分?jǐn)?shù)減小[20]。

表4 第二相電子探針成分分析(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 4 Composition analysis of the second phases by the electron probe(mass fraction/%)

從圖5，6中可以看出第二相的形貌，其中亮白色片狀結(jié)構(gòu)為Al2Cu(θ相)，亮白色多孔結(jié)構(gòu)相為Al2Mg3Zn3(T相)，在T相中溶入了部分Cu元素，所以θ相和T相多以共晶組織的形式存在，是7085鋁合金中第二相的主要組成部分；Mg2Si相呈黑色多角狀，幾乎不溶入其他合金元素；暗灰色針狀、片狀相為Al3Fe相。圖7為空冷條件下Al3Fe相微觀組織。可以看出，在未施加超聲時(shí)Al3Fe相多呈彌散骨狀或針狀分布。施加超聲后，試樣中Al3Fe多呈片狀分布，而且發(fā)現(xiàn)有少量的魚骨狀A(yù)l3Fe出現(xiàn)，如圖7(c)所示，形貌的改善增加了與基體之間的結(jié)合面積，使得基體與第二相的結(jié)合更加緊密，減弱因粗大第二相產(chǎn)生的應(yīng)力集中效果，有利于提高后續(xù)的合金機(jī)械加工。在爐冷條件下，第二相多呈粗大的魚骨狀或柱狀分布[14]，主要以θ相和T相組成的共晶相為主；空冷條件下，第二相形貌有所改善，呈斷續(xù)的板條狀分布，晶界明顯變窄、變?。凰錀l件下，第二相形貌呈連續(xù)的網(wǎng)狀分布，晶界變得更細(xì)，呈現(xiàn)較為規(guī)則的形狀。同等條件下對比，在施加超聲外場后，各組試樣的第二相形貌均有所改善，連續(xù)性更好，與基體結(jié)合得也更為緊密。用Image-pro Plus軟件對第二相的面積分?jǐn)?shù)、長度和寬度進(jìn)行測量，如圖8所示。

圖5 各組試樣的掃描電鏡圖(a)試樣Ⅰ；(b)試樣ⅠU；(c)試樣Ⅱ；(d)試樣ⅡU；(e)試樣Ⅲ；(f)試樣ⅢUFig.5 SEM images of each group samples(a)sample Ⅰ;(b)sample ⅠU;(c)sample Ⅱ;(d)sample ⅡU;(e)sample Ⅲ;(f)sample ⅢU

圖6 各組試樣第二相微觀組織(a)試樣Ⅰ；(b)試樣ⅠU；(c)試樣Ⅱ；(d)試樣ⅡU；(e)試樣Ⅲ；(f)試樣ⅢUFig.6 Microstructures of the second phase of each group samples(a)sample Ⅰ;(b)sample ⅠU;(c)sample Ⅱ;(d)sample ⅡU;(e)sample Ⅲ;(f)sample ⅢU

圖7 Al3Fe相微觀組織 (a)試樣Ⅱ；(b),(c)試樣ⅡUFig.7 Microstructures of Al3Fe phase (a)sample Ⅱ;(b),(c)sample ⅡU

圖8 試樣第二相長度、寬度及面積分?jǐn)?shù) (a)未施加超聲；(b)施加超聲Fig.8 Length,width and area fraction of the second phase for samples (a)without ultrasonic;(b)with ultrasonic

爐冷條件下，兩組試樣第二相長度分別為235.8，204 μm，面積分?jǐn)?shù)分別為14%，9.5%，寬度分別為45.3，33.5 μm，相對減少量分別為13.5%，32.1%，26%；空冷條件下，兩組試樣的相對減少量分別為48.6%，16.9%，24.9%；水冷條件下，相對減少量分別為35.6%，18.4%，9.6%。對比可以發(fā)現(xiàn)，爐冷條件下，第二相的長度、面積分?jǐn)?shù)及寬度較大。從爐冷至超聲水冷，第二相面積分?jǐn)?shù)由14%降至5.3%，變化較為明顯。

在凝固的過程中，α-Al在第一階段形成，冷卻速度較慢時(shí)，凝固前沿溫度降到平衡凝固點(diǎn)以下的時(shí)間較長，所形成的α-Al晶粒多是粗大的樹枝晶，導(dǎo)致基體與第二相間的界面能較高，增大第二相形核所需的阻力，故在爐冷條件下形成的多是粗大的脆性第二相。提高試樣凝固過程中的冷卻速度，能夠增加基體組織的形核率，細(xì)化試樣晶粒尺寸，降低α-Al與第二相結(jié)合的界面能。同時(shí)施加超聲外場，對鋁熔體產(chǎn)生攪拌作用，使溫度均勻分布，增加了形核過冷度，促進(jìn)第二相形核，縮短共晶相生長所需要的時(shí)間，從而改善第二相形貌，形成連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，增強(qiáng)了與基體之間的結(jié)合強(qiáng)度。由于冷卻速度的增加，凝固前沿的溫度降到平衡凝固點(diǎn)以下時(shí)間縮短，散熱速度增加，固體的凝固速度也相應(yīng)增加，實(shí)際形核的溫度降低，Zn，Mg，Cu等溶質(zhì)元素?cái)U(kuò)散變得困難，在凝固末期發(fā)生共晶反應(yīng)的液相成分變少，故第二相面積分?jǐn)?shù)減小。而且超聲的空化作用能顯著提高溶質(zhì)元素在固溶體內(nèi)的濃度，降低相變驅(qū)動(dòng)力，使第二相多呈薄壁的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，面積分?jǐn)?shù)進(jìn)一步減小。

2.3 力學(xué)性能

不同冷卻方式的7085鋁合金鑄錠試樣室溫拉伸力學(xué)性能如圖9所示?？梢钥闯?，隨著冷卻速度的增加，7085鋁合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率均呈現(xiàn)增加趨勢，其中在未施加超聲組中，7085試樣的抗拉強(qiáng)度和伸長率在水冷條件下達(dá)到的峰值分別為168 MPa，5.8%，相比于爐冷試樣分別增加256%，262.5%；在施加超聲組中，同樣在水冷條件下，7085試樣的抗拉強(qiáng)度和伸長率達(dá)到的峰值分別為174 MPa，8.2%，相比于爐冷試樣分別增加210.7%，290.5%。從圖9中還可以看出，同等冷卻方式下，施加超聲外場后，試樣的抗拉強(qiáng)度和伸長率也呈現(xiàn)增加的趨勢，相對于未施加超聲組試樣，抗拉強(qiáng)度分別增加21.7%，21.7%，3.6%，伸長率分別增加31.3%，15.7%，41.4%，其中超聲外場對爐冷和空冷試樣的抗拉強(qiáng)度的強(qiáng)化作用明顯，對水冷組試樣伸長率的增加較為明顯。試樣抗拉強(qiáng)度與冷卻速度的擬合曲線如圖10(a)所示，二者關(guān)系分別為：y=60.37+21.86v，y=49.5+23.3v，線性回歸方程與實(shí)測數(shù)據(jù)的方差分別為0.9921，0.9950，伸長率與冷卻速度的擬合方程為：y=0.974v+1.86，y=1.15v+2.24，如圖10(b)所示，線性回歸方程與實(shí)測數(shù)據(jù)的方差分別為0.9870，0.9960。

圖9 各組試樣力學(xué)性能對比 (a)抗拉強(qiáng)度；(b)伸長率Fig.9 Comparison of mechanical properties of each group samples (a)tensile strength;(b)elongation

圖10 抗拉強(qiáng)度(a)和伸長率(b)與冷卻速度的關(guān)系Fig.10 Relationship between tensile strength(a),elongation(b) and cooling rate

在爐冷條件下，提高冷卻速度可有效阻止晶粒長大，α-Al晶粒尺寸隨冷卻速度的提高而逐漸減小，數(shù)量增加，枝晶臂間距(dendritic arm spacing，DAS)減小，拉伸時(shí)裂紋擴(kuò)展難度增加，抗拉強(qiáng)度提高。隨著DAS減小，第二相被分割成更小的區(qū)域，呈連續(xù)的網(wǎng)狀分布。第二相寬度變窄、面積分?jǐn)?shù)減小，增強(qiáng)了基體組織與第二相之間的結(jié)合強(qiáng)度，使得材料的微觀組織更加致密。在受外力作用時(shí)，引起的應(yīng)力集中程度降低，抗變形能力增加[21]。超聲作為一種高能量波，在增加形核數(shù)量和改變晶粒微觀組織形貌的同時(shí)，使得晶粒均勻分散在熔體中，呈細(xì)小、密集分布，起到細(xì)晶強(qiáng)化的效果。第二相長度和寬度均變短、變薄，面積分?jǐn)?shù)減小，能夠均勻地承受變形過程中的載荷，減少晶粒內(nèi)部應(yīng)力集中現(xiàn)象，使得裂紋形成和擴(kuò)展困難，裂紋的擴(kuò)展更加曲折，提高了拉伸過程中滑移位錯(cuò)和塑性變形能力。超聲波的聲流作用增加了Zn，Mg，Cu等元素在鋁基體中的固溶度[14]，對7085合金產(chǎn)生固溶強(qiáng)化的作用，提高了基體合金的塑性，所以在提高強(qiáng)度的同時(shí)保持了良好的伸長率。在未施加超聲組試樣中，鑄錠內(nèi)部氣孔含量較高，裂紋擴(kuò)展源相對施加超聲組含量較多，使得裂紋形成和擴(kuò)展容易，同時(shí)內(nèi)部第二相的長度、寬度、面積分?jǐn)?shù)也相對較大，多為粗大第二相，增加了應(yīng)力集中的可能性，所以未施加超聲組試樣的伸長率相對較低。總體來說，水冷和超聲協(xié)同作用起到晶粒細(xì)化和改善第二相形貌的作用，使得7085鋁合金試樣的力學(xué)性能得到更大提升。

3 結(jié)論

(1)7085鋁合金α-Al凝固組織的平均晶粒尺寸隨著冷卻速度的增加而減小。在施加超聲外場之后，晶粒尺寸進(jìn)一步減小，細(xì)化率均超過14%，其中爐冷條件下達(dá)到40.2%，而且晶粒逐漸呈現(xiàn)等軸晶和細(xì)晶形態(tài)，7085鑄錠組織最小晶粒尺寸達(dá)到61.8 μm。

(2)各組試樣中，隨著冷卻速度的增加，第二相逐漸變薄變窄，超聲外場的引入改善了第二相的形貌，由斷續(xù)、粗大的柱狀分布逐漸演變成連續(xù)、規(guī)則的網(wǎng)狀分布，面積分?jǐn)?shù)也由14%減小至5.3%。

(3)隨著冷卻速度的增加，鑄錠的抗拉強(qiáng)度和伸長率均有所增加，其中超聲和水冷協(xié)同作用下鑄錠的抗拉強(qiáng)度達(dá)到174 MPa，伸長率增加至8.2%，對7085鋁合金試樣的力學(xué)性能影響最佳。