超聲對7050鋁合金顯微組織及溶質(zhì)固溶度的影響

崔瑩，李曉謙

(中南大學(xué) 機電工程學(xué)院 高性能復(fù)雜制造國家重點實驗室，湖南 長沙，410083)

20世紀(jì)60年代，美國以7075鋁合金為基礎(chǔ)，開發(fā)出強度、斷裂韌性和抗應(yīng)力腐蝕性能較高的 7050鋁合金[1]。7050鋁合金作為超高強鋁合金，廣泛應(yīng)用于航空航天及軍事領(lǐng)域。隨著我國航空航天業(yè)的發(fā)展，對大規(guī)格、高性能超高強鋁合金材料的需求也逐漸加大。此類合金具有較高含量的合金元素，添加的合金元素只有溶入基體后才能形成有效的強化相，提高材料性能。但在實際鑄件制備過程中，只有少量合金元素固溶在晶內(nèi)，大部分以粗大金屬間化合物或非平衡共晶化合物形式分布于晶內(nèi)與晶界。在隨后形變熱處理過程中，僅有少部分發(fā)生回溶，大部分仍殘存在晶界，呈鏈狀分布，嚴(yán)重影響合金的韌性[2?3]。此外，形成的粗大結(jié)晶相顆粒導(dǎo)致應(yīng)力集中和裂紋萌生，對鋁合金的斷裂韌性、疲勞性能和應(yīng)力腐蝕開裂均有顯著影響[4]。因此，優(yōu)化傳統(tǒng)鑄造工藝，開發(fā)先進的鑄造技術(shù)，對改善熔體凝固條件、減小鑄造缺陷、提高產(chǎn)品的合金化率具有重要意義。研究表明[5?11]：在7050鋁合金凝固過程中施加超聲外場，可以細化鑄錠組織，獲得均勻細小的等軸晶組織，減少鑄錠內(nèi)的氣孔、疏松等缺陷，提高鑄件力學(xué)性能，但目前人們對超聲外場對鋁合金溶質(zhì)元素固溶度影響的研究較少。為此，本文作者采用2種不同的半連鑄技術(shù)方案制備長×寬為1 320 mm×500 mm的7050鋁合金扁錠，通過對比未施加超聲與施加超聲所得鑄錠的凝固組織及合金元素顯微分布特征，研究超聲場對7050鋁合金凝固組織及溶質(zhì)元素晶內(nèi)固溶特性的影響。

1 實驗

1.1 實驗設(shè)備

實驗設(shè)備為：超聲波發(fā)生器(4臺)，其輸出功率五檔連續(xù)可調(diào)，最高2 kW，輸出頻率為20 kHz；超聲振動系統(tǒng)(4套)，包括PZT壓電陶瓷換能器、45號鋼變幅桿和鈦合金工具桿；輔助設(shè)備為熔煉爐、Novelis PAE France 9t半連續(xù)鑄造機、溫度控制記錄儀、位移操作臺、熱電偶、Leica臺式金相顯微鏡、EPMA-JXA-8230型電子探針分析儀。超聲半連鑄實驗裝置示意圖見圖1。

圖1 超聲半連鑄實驗裝置示意圖Fig.1 Schematic diagram of ultrasonic semi-continuous casting experimental apparatus

1.2 實驗方法

實驗使用的材料均為按表1配制熔煉而成的高強鋁合金7050。

將實驗原料在熔煉爐中熔化，采用超聲半連續(xù)鑄造技術(shù)和普通半連鑄技術(shù)制備 7050鋁合金長×寬為1 320 mm×500 mm的扁錠。其中，超聲鑄造工藝參數(shù)如下：超聲波電源功率為2 kW，澆注溫度為(690±10)℃，冷卻水流量為 20～25 m3/h，鑄造速度為 40～53 mm/min；除施加超聲場外，普通半連鑄采用相同工藝參數(shù)。為防止超聲振動系統(tǒng)失諧[12]，工具桿插入熔體前需進行預(yù)熱處理，4套超聲振動系統(tǒng)對稱布置，工具桿深入液面下約30 mm。

表1 實驗用7050鋁合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Composition of aluminium alloy 7050 %

對2種方案所得鑄錠進行如下處理：在距鑄錠底面400 mm處切取厚度為25 mm的截面。考慮到工藝條件的對稱性，只分析截面的1/4區(qū)域，對截面按圖2進行分割并標(biāo)記，其中打“×”處為超聲工具桿作用位置。將分割后試樣進行磨制、拋光、化學(xué)腐蝕，制成實驗用試樣。采用 Leica臺式金相顯微鏡觀測所有試樣的金相組織，并分析晶粒平均尺寸；對打“×”位置試樣進行EPMA分析。在試樣中隨機挑選10個晶粒，以打點方式分別測定Zn，Mg和Cu元素的晶內(nèi)質(zhì)量分?jǐn)?shù)、晶界質(zhì)量分?jǐn)?shù)，取平均值作為實驗結(jié)果；以劃線方式測定試樣內(nèi)主要溶質(zhì)元素的平均質(zhì)量分?jǐn)?shù)。對合金內(nèi)主要溶質(zhì)元素Zn，Mg和Cu進行線掃描分析，研究7050鋁合金內(nèi)主要溶質(zhì)元素在晶內(nèi)的固溶情況。

圖2 鑄錠截面圖Fig.2 Diagram of cross-section of billets

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 實驗結(jié)果

使用Leica臺式金相顯微鏡測得各試樣晶粒尺寸，再經(jīng)統(tǒng)計分析得到普通半連鑄工藝下的鑄錠平均晶粒尺寸為290 μm，施加超聲外場后，鑄錠平均晶粒尺寸減小為 206 μm。

圖3所示為無超聲外場作用與有超聲外場作用下所得鑄錠打“×”位置的金相組織圖。由圖3可以看出：無超聲外場作用的鑄錠組織(見圖3(a))晶粒粗大，形狀不規(guī)則，尺寸不均勻，呈枝晶組織形態(tài)。超聲外場作用下形成的鑄錠組織(見圖3(b))則呈現(xiàn)晶粒細小、尺寸均勻、近球形的等軸晶結(jié)構(gòu)。研究表明[13]：粗大結(jié)晶相顆粒是應(yīng)力集中和裂紋萌生之處，對鋁合金的斷裂韌性、疲勞性能、應(yīng)力腐蝕開裂均有顯著影響，所以，施加超聲外場有利于提高鑄錠的材料性能。

圖3 7050鋁合金鑄錠微觀組織Fig.3 Microstructures of aluminium alloy 7050 billets

圖4所示為2種方案制備的7050鋁合金鑄錠打“×”位置主要元素的EPMA線掃描分析圖。從圖4可以看出：無論是否施加超聲外場，合金溶質(zhì)元素Zn，Mg和Cu在晶界處都存在峰值，說明其在晶界處含量較高，且晶內(nèi)與晶界含量差較大，其中 Cu的晶粒內(nèi)外含量差最大，說明 Cu在晶界處的偏聚最嚴(yán)重；對于無超聲外場作用的鑄錠，其晶界處的Zn，Mg和Cu含量較高；施加超聲外場后，溶質(zhì)元素Zn，Mg和Cu在合金晶界處的含量明顯減小，說明有更多的元素固溶入晶粒內(nèi)部。

圖4 7050鋁合金鑄錠主要元素線掃描分析Fig.4 Line analyses of main alloying elements in aluminium alloy 7050 billets

表2所示為實驗所得主要溶質(zhì)元素Zn，Cu和Mg的晶內(nèi)質(zhì)量分?jǐn)?shù)、晶界質(zhì)量分?jǐn)?shù)及平均質(zhì)量分?jǐn)?shù)。從表1與表2可見：由于在半連鑄過程中存在宏觀偏析，使得Zn，Cu和Mg在打“×”處的平均質(zhì)量分?jǐn)?shù)與其在鑄錠內(nèi)的平均值不同，其中，Zn和Cu在打“×”處的平均質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于鑄錠平均值，Mg在打“×”處的平均質(zhì)量分?jǐn)?shù)低于鑄錠平均值。

表2 主要合金元素的含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 2 Mass fraction of main alloying elements %

為定量表征試樣中每種溶質(zhì)元素固溶到晶內(nèi)的質(zhì)量占試樣中該種元素總量的比例，以了解各溶質(zhì)元素在鑄錠晶內(nèi)的固溶能力及超聲對合金內(nèi)溶質(zhì)元素分布的影響，引入合金元素晶內(nèi)相對固溶度的概念。試樣內(nèi)A元素晶內(nèi)相對固溶度k為：

式中：Mi為試樣中A元素固溶到晶內(nèi)的質(zhì)量；M為試樣中A元素總質(zhì)量。

根據(jù)表2計算得出Zn，Cu和Mg元素晶內(nèi)與晶界質(zhì)量分?jǐn)?shù)的比值，再由式(1)得出k，結(jié)果見圖5。由圖5可以看出：施加超聲后Mg元素在晶內(nèi)固溶量增加較明顯，幾乎全部固溶入晶內(nèi)，Cu在晶內(nèi)的固溶量雖然與未加超聲時相比顯著提高，但仍有較多的Cu偏聚在晶界。

2.2 實驗結(jié)果分析

超聲作用于熔體時會產(chǎn)生空化、聲流、線性交變振動等諸多作用，其中對熔體凝固起主導(dǎo)作用的主要是空化與聲流作用。本實驗中通過對比方法確定在鋁合金熔體凝固過程中施加超聲外場可以細化組織、提高溶質(zhì)元素晶內(nèi)固溶度。下面對超聲細化凝固組織、提高溶質(zhì)晶內(nèi)固溶度的機理進行重點論述。

2.2.1 超聲對凝固組織的影響

超聲作用于液體中時產(chǎn)生周期性的交變聲壓作用，當(dāng)其負(fù)壓相的幅值超過液體的靜壓力時，液體分子間的結(jié)合力被破壞，液體被拉裂，產(chǎn)生空化泡，小空化泡在正壓的作用下逐漸長大，空化泡內(nèi)壓力升高；當(dāng)其壓力增大到某臨界值時，空化泡瞬間崩潰，使周圍液體迅速填充崩潰造成的空位，液體流動的動量將產(chǎn)生很高的壓力，這種高壓對合金熔點溫度的影響為：

式中：ΔTp為熔點溫度的改變值；ΔP為壓力改變值；Tm為1×105Pa下的熔點溫度；ΔV為熔體由液態(tài)凝固成為固態(tài)時的體積變化量；ΔHm為熔體凝固時釋放的結(jié)晶潛熱。

由于凝固過程中，ΔV增加，所以，從式(2)可以看出：當(dāng)壓力增大時，熔體的熔點溫度升高，從而使過冷度增加，熔體內(nèi)自發(fā)核心數(shù)目增加，晶核的增多使更多的晶粒趨于同時長大，各晶粒間成分更加相近。

此外，空化泡崩潰所產(chǎn)生的強烈沖擊能夠使產(chǎn)生根部頸縮的晶粒脫離型壁或打斷枝晶，脫落的晶粒隨著聲流的攪拌作用彌散分布于熔體內(nèi)，這一方面促進了局部富集溶質(zhì)的擴散，另一方面增加了熔體內(nèi)的晶核數(shù)量；同時，聲流的攪拌作用使熔體內(nèi)溫度場、溶質(zhì)濃度場更加均勻，減少固－液界面處溶質(zhì)的富集，減小成分過冷的影響，使晶體在各個方向上長大速度趨于一致，形成近球形等軸晶組織?？梢姡撼暤目栈⒙暳髯饔檬谷垠w的過冷度增加，溫度場和溶質(zhì)場更加均勻，熔體內(nèi)形核質(zhì)點增多，促進等軸晶的生長，減弱了枝晶生長方式對溶質(zhì)分布的不利影響。

2.2.2 超聲對溶質(zhì)元素固溶度的影響

7050鋁合金在普通鑄造中極易形成枝晶組織。枝晶在生長過程中，二次枝晶臂根部富集溶質(zhì)元素，不同枝晶臂相互交錯，形成了與外部熔體相互獨立的空間。此空間內(nèi)的熔體溶質(zhì)元素富集，遠遠高于外部熔體溶質(zhì)含量。由于與外部獨立，溶質(zhì)元素不能擴散到外部液體中，在此后的凝固過程中，隨著溫度降低，高濃度溶質(zhì)元素極易與Fe和Si等雜質(zhì)形成粗大金屬間化合物及晶界非平衡凝固相。在凝固過程結(jié)束后的降溫過程中，溶質(zhì)元素在粗大枝晶各部位的擴散路徑長度不同，從而影響其在凝固組織中的最終分布情況[14]。因此，減少枝晶組織，增加成分、尺寸更加均勻的等軸晶，有利于提高溶質(zhì)元素晶內(nèi)固溶度。

研究表明[15]：加入超聲波可以縮短凝固時間，加快熔體凝固?？s短凝固時間使溶質(zhì)元素在兩相區(qū)的停留時間減少，從而使其來不及擴散便固溶到凝固相內(nèi)，且降低其與雜質(zhì)Fe和Si等形成粗大金屬間化合物及晶界多相共晶的概率，更多地固溶到晶內(nèi)。

熔體凝固過程中的溶質(zhì)有效分配系數(shù)ke的表達式[16]為：

式中：k0為平衡分配系數(shù)；R為凝固界面的移動速度；δ為熔體中擴散邊界層的厚度；DL為溶質(zhì)在液相中的擴散系數(shù)。

由于超聲的導(dǎo)入使熔體過冷度增加，熔體凝固界面的移動速度R增大，而超聲對擴散邊界層厚度的影響很小，因此，可以說，超聲波的導(dǎo)入提高了熔質(zhì)的有效分配系數(shù)ke，即提高了溶質(zhì)元素在凝固相中的含量。由于ke＜1，隨著ke的增大，固相與液相中溶質(zhì)元素的含量差變小，使微觀偏析程度減弱，提高了溶質(zhì)元素在鋁基體中的固溶度。

3 結(jié)論

(1)在 7050鋁合金熔體凝固過程中施加超聲外場，能夠細化顯微組織。與普通半連鑄相比，施加超聲場后鑄錠晶粒尺寸由290 μm減小到206 μm。

(2)在凝固過程中施加超聲外場可以提高合金元素Zn，Mg和Cu的固溶度，減小熔體凝固過程中產(chǎn)生的微觀偏析，但不能使溶質(zhì)完全固溶到晶內(nèi)。在超聲場作用下，Mg元素在晶內(nèi)固溶度顯著提高，Cu元素仍有較多偏聚在晶界。

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