超聲外場對7085鋁合金基體組織及第二相的影響

黃明哲，李曉謙，蔣日鵬，寧佳杰

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超聲外場對7085鋁合金基體組織及第二相的影響

黃明哲，李曉謙，蔣日鵬，寧佳杰

(中南大學機電工程學院，高性能復雜制造國家重點實驗室，湖南長沙，410083)

采用光學顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)和電子探針(EPMA)等技術研究超聲外場對7085鋁合金基體組織以及第二相組織的影響規律。研究結果表明：與未施加超聲外場的鑄錠相比，經過超聲外場處理的鑄錠中呈現出大量尺寸細小、分布均勻的等軸晶組織，平均晶粒粒徑減小到176 μm，Zn和Mg在基體中的固溶度分別提高22%和54%；超聲外場下，第二相組織的形貌和尺寸也得到很大的改善，失去長條狀和針狀的特征，呈現出細小彌散的第二相組織，θ+T共晶組織平均長度減少20%，Al3Fe相平均長度減少32%，Mg2Si相平均長度減少45%，Al3Fe相和Mg2Si相中的合金元素部分被固溶到基體組織中。

7085鋁合金；超聲；凝固；基體組織；第二相

7XXX系合金是可熱處理強化的超高強鋁合金，由于它具有較高的屈強比和比強度、較高的斷裂韌性和優良的耐腐蝕性能等優點，該系合金廣泛應用于航空航天領域，并成為這個領域中最重要的結構材料之一[1]。7085鋁合金是美國Alcoa公司于2002年開發的具有高淬透性、高強、高損傷容限的新一代先進鋁合金，該合金目前已被用作波音787飛機和空客A380大型飛機的翼梁和起落架等重要承力構件[2]。但是由于7085鋁合金的高合金化，其凝固過程中會形成粗大的第二相化合物，而這些粗大的第二相通常是造成半連續鑄造過程中鑄錠開裂的主導因素；此外，這些粗大的化合物在后續的變形加工中具有遺傳效應，極易成為應力集中和裂紋萌生之處，對鋁合金的斷裂韌性、疲勞性能和應力腐蝕性能均有顯著的不良影響。第二相的體積分數、尺寸、形態、分布及均勻性對合金材料的綜合性能有顯著影響，改善第二相的形貌特征，減小第二相的平均尺寸，并使之分布均勻，這將有利于提高合金材料的綜合性能[3]。因此，優化鑄造工藝，開發先進的鑄造技術，改善鑄錠的基體組織和第二相組織，對提高鑄錠的成品率具有重要意義。研究發 現[4?5]，在鋁合金凝固過程中施加超聲外場會有效地細化-Al組織，并使晶粒形貌由樹枝晶向等軸晶轉變，但是目前人們對于超聲外場下第二相的形貌尺寸變化研究甚少。為此，本文作者制備未施加超聲和施加超聲2種不同方案的7085鋁合金鑄錠，著重探究超聲外場對7085鋁合金凝固過程中第二相金屬化合物形成的影響。

1 實驗

1.1 實驗設備

實驗設備主要有：自制超聲波發生器，輸出頻率為17~22 kHz，頻率可根據負載工況實時自動跟蹤，輸出功率5檔可調，本實驗采用1 000 W；超聲振動系統，包括PZT壓電陶瓷換能器、45號鋼變幅桿和鈦合金工具桿，工作端面直徑50 mm；坩堝電阻爐及溫度控制儀；熱電偶；高純石墨坩堝，外形外徑×高 度×壁厚為200 mm×210 mm×18 mm。超聲鑄造實驗裝置示意圖如圖1所示。

圖1 超聲鑄造實驗裝置圖

分析設備主要有：Automet250型自動研磨機；EPMA?JXA?8230電子探針分析儀；TESCAN掃描電鏡；Leica臺式金相顯微鏡。

1.2 實驗材料與方法

實驗材料來自工業生產的半連續鑄造鋁合金扁錠，其長度×寬度為1 100 mm×400 mm，鋁合金成分見表1。從扁錠上相鄰位置處獲得2個5 kg鋁錠，分別放入電阻加熱爐中的石墨坩堝中進行熔煉，待鋁錠完全熔化后，添加鋁打渣劑并充分攪拌，以凈化熔體，熱電偶置于液面下方25 mm處，鋁熔體溫度保持在750 ℃。將工具桿插入鋁熔體中心位置預熱，插入深度為25 mm[6]，此時關閉電阻爐電源，進行爐冷降溫，實驗方案如下：

1) 不開啟超聲振動系統，使鋁熔體隨爐冷卻至600 ℃，然后移出電阻爐進行空冷。

2) 當溫度下降到680 ℃時，開始施加超聲振動，溫度下降到600 ℃時，停止施振，然后移出電阻爐進行空冷。

表1 實驗用7085鋁合金成分(質量分數)

1.3 樣品制備方案

考慮到超聲施振深度為25 mm，故在2種鑄造方案中都取距鑄錠頂面25 mm處的鑄態組織為分析對象，樣品切片厚度15 mm，在切片中央處截取1個直徑×高度為30 mm×15 mm的圓柱形樣品，取頂面為檢測分析面，在自動研磨機上打磨，拋光，進行電子探針分析和掃描電鏡觀察，然后用Keller試劑腐蝕后進行金相組織分析。

2 實驗結果

2.1 超聲外場對-Al基體組織的影響

圖2所示為普通鑄錠和超聲鑄錠的微觀組織。從圖2可以發現：普通鑄錠的微觀組織由粗大的樹枝晶構成，而施加超聲外場的鑄錠微觀組織則呈現出晶粒細小、尺寸均勻的等軸晶形態。采用截距法測量鑄錠的晶粒尺寸，隨機選取3個視場進行晶粒測量，得出晶粒度平均值，普通鑄錠的平均晶粒度為652 μm，超聲鑄錠的鑄錠平均晶粒度為176 μm。

(a) 未加超聲；(b) 施加超聲

在鋁熔體中導入超聲波，將會產生空化效應和聲流效應，超聲空化效應中形成的細小空化泡在極短的時間內會長大并最終崩潰[7?8]，從而產生局部高壓，能使初生樹枝晶破碎，增加了形核質點。這些形核質點在聲流的作用下均勻彌散分布于鋁熔體中，而且聲流有利于使鋁熔體的溫度場均勻穩定，故凝固時能形成細小、均勻的等軸晶。

表2所示為用電子探針分析儀對普通鑄錠和超聲鑄錠的基體組織進行打點分析得到的主要元素質量分數。由表2可以看出：與普通鑄錠相比，在超聲外場下-Al中的Zn元素質量分數增加了22%，Mg元素質量分數增加了54%，Cu元素質量分數無明顯增加。

表2 基體組織中主要合金元素含量(質量分數)

2.2 超聲外場對第二相的影響

表2所示為電子探針分析的普通鑄錠和超聲鑄錠中各種第二相的成分，忽略了質量分數小于0.5%的合金元素，每種相在不同的視野中隨機檢測了3組數據，并取平均值，結果如表3所示。2種樣品中均能檢測到4種類型的第二相：Al2Cu (θ相)[9]，Al2Mg3Zn3(T相)[10]，Al3Fe相[9]和Mg2Si相[9]，檢測時發現θ相和T相是主要第二相，富Fe相和富Si相都是微量相，其中T相和Al3Fe相中溶入了大量的Cu元素。從表3可以看出：施加超聲外場后，θ相和T相的合金元素質量分數基本沒有變化，Mg2Si相經過超聲外場處理后，Mg元素減少了6%，Al3Fe相經過超聲外場處理后，所溶入的Cu元素減少了27%。

表3 第二相的電子探針分析結果(質量分數)

圖3所示為2種鑄錠中第二相分布的背散射照片。從圖3 (a)與圖3 (b)的對比可以發現：普通鑄錠中的第二相在枝晶界處呈現連續、規則的柱狀分布，而超聲鑄錠中的第二相以斷續網狀形式分布于等軸晶界處。從圖3(c)與圖3(d)的對比可以發現：普通鑄錠中的θ相、T相、Al3Fe相和Mg2Si相都是呈長條狀或針狀分布，而在超聲外場作用下的θ相、T相呈等軸狀分布，Al3Fe相呈現出了彌散的片狀分布，Mg2Si相呈粒狀分布。

(a) 未加超聲(低倍)；(b) 施加超聲(低倍)；(c) 未加超聲(高倍)；(b) 施加超聲(高倍)

圖4所示為第二相形貌的背散射照片。由圖4可見：圖4(a)和(b)中深灰色相為θ相，灰白色相為T相，多角形黑灰色相為Mg2Si相，圖4(c)和(d)中暗灰色相為Al3Fe相，對比發現超聲外場下第二相的形貌得到了改善。在超聲鑄錠中還發現了少量的魚骨狀富Fe相(如圖4(e)所示)，與長條狀或針狀的Al3Fe相相比，彌散的魚骨狀富Fe相和基體相結合地更加緊密，在后續的機械加工中，會減小由于應力集中產生失效的可能性，有利于鋁合金機械性能的提高。

(a)未加超聲(θ相、T相和Mg2Si)；(b) 施加超聲(θ相、T相和Mg2Si)；(c) 未加超聲(Al3Fe相)；(d) 施加超聲(Al3Fe相)； (e) 超聲鑄錠中的魚骨狀富Fe相

本文采用第二相長度來定量表征第二相的尺寸[11]，以了解超聲外場下第二相的尺寸變化規律。普通鑄錠和超聲鑄錠中第二相的長度如圖5所示。取20組數據的平均值，在實驗結果中θ相和T相都是以θ+T共晶組織出現，如圖4(a)所示，故而統計尺寸時，θ相和T相的長度是相同的。圖5表明：普通鑄錠的θ+T共晶組織平均長度為226 μm，Al3Fe相為235 μm，Mg2Si相為31 μm；施加超聲外場后，θ+T共晶組織平均長度為181 μm，減少了20%，Al3Fe相為160 μm，減少了32%，Mg2Si相為17 μm，減少了45%。此外，超聲鑄錠中的魚骨狀富Fe相長度為196 μm。

圖5 超聲外場對第二相平均長度的影響

3 實驗結果分析

在金屬凝固過程中施加超聲外場，會產生空化、聲流、機械等諸多非線性效應，其中主導因素是空化效應和聲流效應[12?13]。空化效應產生的沖擊波能夠增加熔體局部壓力，從而提高局部熔體中基體相及第二相的凝固點，過冷度也隨之增加。根據Clausius? Clapeyron方程[14]：

式中：?為金屬熔點的變化值；m為金屬凝固點溫度；?為金屬凝固后體積變化值；?為金屬凝固時的焓變；?為壓力變化值。壓力變化時，?的變化量可以忽略，由于?/?＞0，當增大壓力時，熔體的局部熔點上升，過冷度增加，從而提高了基體相和第二相的形核率，并細化了晶粒和第二相尺寸。聲流的攪拌作用能使熔體溫度場更加均勻，提高與外界的對流換熱能力，并對促進第二相顆粒的彌散分布和清洗表面雜質有著重要的作用。

根據Al-Cu二元合金相圖[9]，當Cu質量分數為1.75%時，鋁合金凝固過程中形成CuAl2的溫度為 380 ℃，Al2Cu相幾乎不溶入其他元素。根據Al-Zn-Mg三元合金相圖[9]，當Zn質量分數為7.36%，Mg質量分數為1.32%時，鋁合金凝固過程中形成Al2Mg3Zn3的溫度為489 ℃，Al2Mg3Zn3相中易溶入了大量的Cu元素。根據Al-Fe二元合金相圖[9]，當Fe質量分數為0.07%時，鋁合金凝固過程中形成Al3Fe的溫度為 655 ℃，其中溶入了一些游離態的Si元素和Cu元素，Al3Fe相一般是在冷卻速度較緩慢的條件下形成的。本次實驗在爐冷條件下進行，冷卻速度約為1.5 ℃/min。根據Mg-Si二元相圖[1]，當Si質量分數為0.06%時，凝固過程中形成Mg2Si的溫度為637 ℃，Mg2Si相幾乎不溶入合金元素。

Al3Fe相和Mg2Si相的形成溫度分別為655 ℃和637 ℃，對于超聲鑄錠而言，這2種相的形成直接受到了超聲外場的影響，且超聲波對Al3Fe相的作用時間較長。研究證明[15?16]：在鋁熔體形核過程中施加超聲振動可以加快凝固時間，使得溶質元素在糊狀區的停留時間減少，縮短了溶質元素的擴散時間，減少了Al3Fe相中所溶入的Cu元素以及Mg2Si相中Mg元素的質量分數，從而增加了合金元素在基體組織中的固溶度。而θ相以及T相的形成溫度距離超聲施加溫度較遠，不受到超聲振動的直接影響，其成分未發生明顯變化。

超聲空化效應產生的沖擊波以及微射流能凈化鋁熔體中的第二相顆粒表面，改善第二相顆粒與熔體的潤濕性，從而提高了第二相顆粒的非均勻形核率；另一方面，熔體中凝聚的第二相顆粒團在超聲空化的作用下被打散，這增加了形核質點，這些形核點隨著聲流的攪拌作用重新均勻分布于鋁熔體內；此外，超聲振動提高了第二相金屬化合物的熔點溫度，增大了過冷度[17]，這些機制都對改變Al3Fe相和Mg2Si相的形貌和尺寸起到了重要作用，使得Al3Fe相喪失了針狀的特征而呈現出彌散片狀和魚骨狀，Mg2Si相則呈現出了顆粒狀。對于θ相和T相而言，因為其較低的形成溫度(380 ℃和489 ℃)，超聲外場并不對它們的形成有直接作用，從前述實驗結果可以看到，在超聲外場的作用下-Al晶粒變成了均勻細小的等軸晶，從而增加了晶界的總數量，減小了單個晶界的長度，晶界也會更加均勻，這會使得鋁合金凝固過程中，θ相和T相有更多的析出位置，尺寸更加均勻細小，形貌統一，多數為等軸狀。

4 結論

1) 在7085鋁合金凝固過程中施加超聲外場，能提高合金元素在基體組織中的固溶度，Zn和Mg質量分數分別提高22%和54%，鑄錠平均晶粒尺寸由652 μm減小到176 μm。

2) 鑄錠在爐冷條件下凝固時，形成了4種金屬化合物：θ相、T相、Al3Fe相和Mg2Si相。施加超聲外場后，能減少Al3Fe和Mg2Si相中的部分合金元素質量分數，而對θ相和T相中的合金元素質量分數無明顯影響。

3) 施加超聲外場后，鑄錠中的第二相失去了長條狀或針狀的特征，θ+T相呈等軸狀分布，Al3Fe相呈現出了彌散的片狀和魚骨狀分布，Mg2Si相呈粒狀分布，并且第二相的平均長度都明顯減少。

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Effect of ultrasonic field on matrix structure and secondary phases of 7085 aluminum alloy

HUANG Mingzhe, LI Xiaoqian, JIANG Ripeng, NING Jiajie

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

Effects of ultrasonic on matrix structure and secondary phases were investigated by optical microscopy (OM), scanning electron microscopy (SEM) and electron probe microanalysis (EPMA). The results show that compared with the ingot casted without ultrasonic field, the ingot casted in the ultrasonic field presents large amounts of finer and more uniform equiaxed grains, the solidified structure of ultrasonic ingot is refined to 176 μm, and the matrix solubilities of Zn and Mg increase by 22% and 54%, respectively. In addition, the morphology and size of secondary phases are modified significantly in the ultrasonic field, which lose elongated and acicular characteristics, but a majorityof fine and dispersive secondary phases are obtained. Besides, the average length of eutectic microstructure θ and T is decreased by 20%, the average length of Al3Fe is decreased by 32%, the average length of Mg2Si is decreased by 45%, and some alloy elements of Al3Feand Mg2Si are dissolved into the matrix.

7085 aluminum alloy; ultrasound; solidification; matrix structure; secondary phases

10.11817/j.issn.1672-7207.2015.07.008

TG249.9；TB559

A

1672?7207(2015)07?2439?07

2014?07?08；

2014?10?14

國家重點基礎研究發展規劃(973 計劃)項目(2010CB731706，2012CB619504) (Projects(2010CB731706, 2012CB619504) supported by the National Basic Research Development Program of China (973 Program))

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

(編輯 楊幼平)