熱處理對擠壓鑄造2024鋁合金組織與性能的影響*

陳 剛，高平平，范才河，陳喜紅

（1.湖南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙 410082；2.中國南車時代電氣股份有限公司，湖南 株洲 412001）

Al-Cu合金是應用最早的一類鑄造鋁合金，其特點是具有很高的室溫和高溫力學性能，尤其是強度和伸長率的搭配范圍寬，熱處理強化效果明顯，主要應用于制造承受較大載荷的航空、航天及民用機械構件[1-3].

隨著我國鐵路的不斷提速，機車簧下質量對輪軌動作用力影響也越來越明顯，降低簧下質量是高速機車車輛設計時必須解決的一項技術難題[4].傳動空心軸是機車簧下機構中的重要組成部分，其軸身為一厚壁長管件.目前采用了鑄鋼件，質量大，研究表明，通過優化鑄造及后續熱處理工藝，可制備出達到性能要求的鑄鋁空心軸，實現機車傳動軸的輕量化，而目前國內外對擠壓鑄造態的2024鋁合金熱處理研究較少.鑒于此，本文對擠壓鑄造2024鋁合金大型管件的熱處理方面展開了研究，通過力學性能測試、掃描電鏡（SEM）觀察和能譜分析等，對合金熱處理過程中共晶相的溶解過程及其產生的固溶強化作用進行全面的分析與探討，為鋁合金轉動空心軸或大型管件研制提供參考.

1 實驗方法

1.1 合金熔煉

試驗用原料為購置工業純鋁（Al≥99.85%）、純Mg錠（Mg≥99.5%）自行熔煉的Al-10%Mn，Al-20%Cu中間合金，按2024名義成分進行稱重配比，在750℃的坩堝爐中，先熔煉Al錠后，依次加入Al-Mn，Al-Cu中間合金，Mg按10%燒損計最后加入，添加少量Al-Ti-B作為晶粒細化劑.合金完全熔融后，攪拌均勻、精煉除氣、除渣.最后加少量的覆蓋劑，在730℃保溫靜置備用.熔煉后取樣實測成分如表1所示.

表1 合金的化學成分Tab.1 Chemical composition of 2024 alloy %

1.2 鑄造工藝

試驗所用模具如圖1所示.模具通過電熱管加熱.壓力由100噸的四柱液壓機來施加.模具腔內涂上一層石墨和機油混合液充當潤滑劑.經過工藝摸索試驗后，確定試驗澆注溫度采用730℃，模具溫度250℃，壓制壓力120 MPa.維氏硬度值為6個測點的平均.依據標準GB145-59制備托伸試樣5 mm×25 mm，試樣經固溶時效處理后，在WDW-E200微機控制電子萬能拉伸機上測試抗拉強度和伸長率，拉伸速率為1 mm/min，原始標距采用劃線20 mm的方法，斷后伸長用精度為0.02 mm的游標卡尺測量.在配有能譜分析系統的JEOL公司JEM-5600LV型掃描電子顯微鏡上觀察合金組織形態和拉伸斷口.

圖1 實驗用模具示意圖Fig.1 The die of the experimentation

2 結果與分析

2.1 固溶處理對合金組織的影響

鋁合金的固溶處理溫度根據其共晶反應溫度而定.為了加速固溶過程，在保證不過燒的前提下，盡可能使固溶溫度接近共晶溫度.圖2為本實驗合金的DSC分析，實驗合金共晶溫度為504.98℃，過燒溫度在500.33℃，因此本研究采用495℃進行固溶處理.由于A12Cu（θ相）溶解緩慢，保溫時間應盡量充分[5-6].

圖2 合金DSC分析Fig.2 The DSC analysis of alloy

圖3為合金為不同固溶時間的2024合金組織SEM 形貌.圖 3（a）（未固溶處理）表明在擠壓鑄造過程中，Cu，Mg等合金元素在晶界偏析，形成大量的網狀共晶相，共晶相主要為θ相和S相，鑄造組織產生偏析.經過8 h固溶處理后（圖3（b）），合金中共晶相組織逐漸變細，逐步固溶進入基體.隨固溶時間延長，合金中的共晶相由原網狀分布轉變為不連續的點狀分布（圖3（c））.固溶時間達到 16 h，晶界看不到呈線狀分布的共晶相，共晶相基本固溶進入晶粒內部（圖3（d））.繼續延長時間，合金的共晶相基本不發生變化，表明合金已經充分固溶，若合金固溶時間過長將會導致晶粒長大（圖3（e））.

進一步對合金進行了固溶時間為0和16 h的掃描電鏡能譜分析，表2選取了晶界及晶粒中的Al，Cu，Mg含量.表明合金經495 ℃固溶 16 h后，相已基本發生溶解，淬火后合金基體中過飽和Cu原子的數量多，對合金起到良好的固溶強化作用，為后續的時效做好準備.2024鋁合金的主要合金元素為Cu和Mg.其溶入α（A1）基體形成過飽和固溶體的溶質原子對合金產生固溶強化[7].為了證實合金經過16 h固溶處理，合金中主要合金元素固溶完全進行了線掃描分析，選取沒有析出相的地方進行線掃，結果表明16 h后合金元素在晶界和晶內的含量差別較小.溶質原子與溶劑原子的尺寸差別越大，所引起的晶格畸變也越大，強化效果也越好[8].擠壓鑄造產品Cu，Mg等合金元素偏析在晶界，形成網狀共晶相，造成合金成分不均.經過長時間固溶處理后，合金基體中Cu，Mg含量增加，晶界處的共晶相大部分固溶進入基體，合金強度和硬度隨溶質原子過飽和度的增大而逐漸提高.

圖3 2024鋁合金經時間不斷的固溶處理后的掃描電鏡照片Fig.3 The SEM picture of 2014 aluminium alloy under different solution time

表2 不同固溶時間晶界及晶粒的能譜分析Tab.2 Results of EDS analysis of solution time %

2.2 時效對合金硬度的影響

圖4 時效時間對合金硬度的影響Fig.4 The hardness of the alloy as function of age time

圖4為合金經固溶處理后，在190℃下不同時效時間的硬度-時間曲線.合金在初始階段硬度變化很小，當超過2 h后，合金的硬度呈直線上升，到達12 h后，合金的硬度達到最大值.時效過程是飽和固溶體脫溶分解的過程，脫溶可分為共格、部分共格和非共格3種變化[9-10].在時效初始階段合金中的各相呈共格，此時合金的硬度變化較小，當時效時間延長時，中間相呈部分共格析出，此時合金的硬度呈直線上升.當到達12 h后，共晶相的時效強化效果達到最大，繼續延長時間后，中間相開始長大以及軟化，硬度下降.表明擠壓鑄造2024鋁合金固溶時效經歷由過飽和固溶體→GP區→過渡相→平衡相的過程.

2.3 熱處理后合金的力學性能

圖5所示為經過不同時間固溶處理，時效后合金的力學性能，合金時效工藝均采用190℃+12 h.合金的抗拉強度隨固溶時間的延長而逐漸增大，在固溶14～16 h達到了峰值，繼續延長固溶時間，合金的強度有所下降.固溶時間很短，不能將偏聚于晶界的合金元素固溶進入基體，鑄件中成分不均勻，而合金元素能夠起到固溶強化效果，同時時效強化也主要是θ相和S相的脫融析出，合金元素的均勻化有助于鑄件力學性能的提高.

圖6所示為合金分別在鑄態、固溶8 h和16 h（T6態）后的拉伸斷口形貌.可以看出，鑄態合金的斷口組織呈脆性沿晶斷裂的冰糖狀形貌和河流狀的解理臺階（圖 6（a））；固溶 8 h合金的斷口合金解理斷裂減少，部分區域出現韌窩，同時由于固溶不完全，晶界處還存在大量的共晶相（圖 6（b）），當合金的固溶時間增加到16 h后，合金的斷口韌窩明顯（圖6（c）），合金的抗拉強度達到峰值.

圖5 固溶時間對合金力學性能的影響Fig.5 Mechanical properties of 2024 Al alloy as function of solution time

圖6 不同固溶時間2024鋁合金的拉伸斷口形貌Fig.6 SEM images of 2024 Al alloy solution at 495 for various times

3 結 論

1）擠壓鑄造2024合金管材晶界存在大量的網狀共晶相，經過固溶處理后，合金的偏析現象得到減輕.

2）固溶處理初期，組織中θ，S相的數量逐漸減少，但在晶界的共晶相中還有一定的Cu含量；而固溶后期，合金基體中Cu和Mg的含量逐漸增多，晶界處的共晶相完全溶解.

3）合金經過 495 ℃，16 h固溶和 190℃，12 h時效處理后，管材的抗拉強度達到435 MPa，延伸率為6.9%.

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