固溶時(shí)效處理對(duì)Cu-Al合金機(jī)械性能的影響研究*

王圣斌，周少東

(1. 安徽文達(dá)信息工程學(xué)院 智能制造學(xué)院，合肥 231201；2. 寧波綠動(dòng)氫能科技研究院有限公司,浙江 寧波 315000)

0 引 言

隨著我國(guó)工業(yè)與科技的不斷發(fā)展，合金材料的應(yīng)用越來(lái)越廣泛[1-4]。Cu-Al合金因具有較高的硬度、良好的耐磨性、易加工性等，被廣泛應(yīng)用于航空航天、機(jī)械加工和建筑工程等領(lǐng)域[5-8]。為了獲得缺陷更小、性能更優(yōu)的Cu-Al合金，人們通常會(huì)對(duì)鑄造完成后的合金材料進(jìn)行熱鍛、固溶處理和時(shí)效處理，目的是消除鍛件的殘余應(yīng)力和加工硬化，使組織變得更加均勻[9-11]。通常對(duì)于合金鑄件先進(jìn)行固溶強(qiáng)化處理得到過(guò)飽和固溶體，這種過(guò)飽和固溶體組織通常都不穩(wěn)定，然后對(duì)其進(jìn)行時(shí)效處理，在一定的處理溫度和時(shí)間下分解為第二相粒子，以此提高合金的韌性和強(qiáng)度[12-14]。固溶時(shí)效處理的溫度與處理時(shí)間對(duì)合金的性能有著決定性作用，對(duì)于時(shí)效處理而言，如果時(shí)效溫度過(guò)低或者時(shí)間較短，第二相的分解不充分，合金的力學(xué)性能一般較差，即為“欠時(shí)效”；若時(shí)效溫度過(guò)高或時(shí)間較長(zhǎng)，則會(huì)導(dǎo)致第二相粒子含量較高，即為“過(guò)時(shí)效”[15-19]。因此，研究者根據(jù)合金材料的需求來(lái)選擇合適的固溶時(shí)效處理?xiàng)l件，近年來(lái)有關(guān)合金固溶時(shí)效處理的研究也越來(lái)越多。張靜等分析了不同固溶時(shí)效工藝對(duì)7055鋁合金擠壓棒材微觀組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律和機(jī)理，結(jié)果表明，采用470和480 ℃/20 min的兩級(jí)固溶處理可以進(jìn)一步減少合金中未溶化合物的數(shù)量，有利于增加時(shí)效強(qiáng)化效果，當(dāng)?shù)诙?jí)固溶溫度升高時(shí)，未溶化合物數(shù)量明顯減小，兩級(jí)固溶處理能有效改善合金的力學(xué)性能[20]。劉全升等研究了固溶時(shí)間和時(shí)效溫度對(duì)加壓成形工藝制備的6063鋁合金的性能影響，結(jié)果表明，隨著固溶時(shí)間的延長(zhǎng)，合金晶粒尺寸增大，Mg2Si初生相逐漸消失；隨著時(shí)效溫度的升高，第二相Mg2Si數(shù)量增加；隨著固溶時(shí)間、時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的強(qiáng)度和硬度先升高后降低，斷裂伸長(zhǎng)率先減小后增大，彌散分布是改善合金力學(xué)性能的主要原因[21]?；谝陨涎芯?，本文選擇鑄造的Cu-Al -Ni- Fe-Mn為研究對(duì)象，通過(guò)改變時(shí)效處理溫度，研究了不同時(shí)效處理溫度對(duì)銅鋁合金性能的影響，力求得到最佳的固溶時(shí)效處理?xiàng)l件，為Cu-Al合金性能的提升奠定研究基礎(chǔ)。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)原料與設(shè)備

電解銅(99.9%)、工業(yè)純鋁(99.9%)、電解鎳(99.99%)、工業(yè)純鐵(99.9%)、高純錳片(99.8%)，以上金屬均購(gòu)買于河南君遼冶金材料有限公司；無(wú)水硼砂：工業(yè)級(jí)，遼寧硼達(dá)科技有限公司；精煉劑：國(guó)產(chǎn)ZS-CJ01，錦州世達(dá)熔劑新材料有限公司；Zn、Al除氣劑：錦州世達(dá)熔劑新材料有限公司。

箱式電阻爐：SX2-10-12，上海善志儀器設(shè)備有限公司；冷場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡：SU1510，日本日立公司；光學(xué)顯微鏡：ZEISS，濟(jì)南歐萊博科學(xué)儀器有限公司；數(shù)顯電子洛氏硬度計(jì)：HRS-150，常州三豐儀器科技有限公司；電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)：SANS型，蘇州天氏庫(kù)力精密儀器有限公司。

1.2 樣品制備

首先，將原材料進(jìn)行清理干凈后，按照表1配比進(jìn)行稱量，在150 ℃干燥箱中干燥處理1 h；然后，將Fe、Mn、Ni放入坩堝熔煉，溫度為650 ℃，充分熔化以后加入Al和Cu原料，放入硼砂覆蓋后進(jìn)行攪拌保證熔解均勻，當(dāng)溫度達(dá)到740 ℃時(shí)加入除氣劑精煉，保溫處理10 min；最后，將合金熔體澆筑到預(yù)熱到100 ℃的模具中，待冷卻后清理殘留物。本文在固溶處理過(guò)程中固定固溶溫度為900 ℃，固溶時(shí)間為1 h，固溶完成后對(duì)試樣進(jìn)行油冷處理，在時(shí)效處理時(shí)，時(shí)效處理溫度分別為450，500，550和600 ℃，所有試樣均在箱式電阻爐中時(shí)效處理2 h，隨后自然冷卻到室溫。

表1 Cu-Al合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of Cu-Al alloy

1.3 樣品的性能及表征

硬度分析：將不同時(shí)效溫度處理的Cu-Al合金試樣制備成10 mm×10 mm×10 mm的尺寸，通過(guò)表面拋光處理后，每個(gè)試樣選取5個(gè)點(diǎn)進(jìn)行測(cè)量，取平均值為測(cè)試結(jié)果。力學(xué)性能分析：根據(jù)GB/T 228—2002 《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》，對(duì)不同時(shí)效溫度處理的Cu-Al合金進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，拉伸速度為0.5 mm/min，拉伸完成后根據(jù)斷后標(biāo)距計(jì)算伸長(zhǎng)率。

2 結(jié)果與討論

2.1 Cu-Al合金的硬度分析

圖1為Cu-Al合金的硬度測(cè)試結(jié)果。從圖1可以看出，Cu-Al合金的硬度隨著時(shí)效處理溫度的增加先升高后降低，當(dāng)時(shí)效處理溫度為550 ℃時(shí)，Cu-Al合金的硬度達(dá)到了最大值45.2 HRC，相比時(shí)效處理450 ℃的硬度提高了24.52%，說(shuō)明在溫度<550 ℃處理時(shí)，合金第二相的分解析出不夠充分，屬于欠時(shí)效，當(dāng)時(shí)效處理溫度升高至600 ℃時(shí)，合金的洛氏硬度出現(xiàn)了輕微降低，溫度已達(dá)到過(guò)時(shí)效。

圖1 Cu-Al合金的硬度測(cè)試Fig 1 Hardness test of Cu-Al alloy

2.2 Cu-Al合金的微觀形貌分析

圖2為Cu-Al合金的顯微組織圖。從圖2可以看出，Cu-Al合金在經(jīng)過(guò)不同溫度的時(shí)效處理后，亞穩(wěn)定相會(huì)沿著晶界和晶粒開(kāi)始分解。從圖2(a)可以看出，當(dāng)時(shí)效處理的溫度較低(450 ℃)時(shí)，組織的均勻性較差。從圖2(b)可以看出，當(dāng)溫度逐漸升高(500 ℃)時(shí)，晶界內(nèi)的共析體α的數(shù)量增多。從圖2(c)可以看出，當(dāng)溫度升高至550 ℃時(shí)，細(xì)小的強(qiáng)化相κ的數(shù)量較多，共析體α的分布比較均勻，晶粒逐漸長(zhǎng)大。從圖2(d)可以看出，當(dāng)時(shí)效溫度升高到600 ℃時(shí)，晶粒較為粗大，共析體α出現(xiàn)了聚集，說(shuō)明時(shí)效溫度過(guò)高，屬于過(guò)時(shí)效。

圖2 Cu-Al合金的顯微組織Fig 2 Microstructure of Cu-Al alloy

2.3 Cu-Al合金的力學(xué)性能分析

圖 3為Cu-Al合金的抗拉強(qiáng)度和斷裂延伸率。從圖3可以看出，隨著時(shí)效處理溫度的逐漸升高，Cu-Al合金的抗拉強(qiáng)度和斷裂延伸率均表現(xiàn)出先升高后降低的趨勢(shì)。當(dāng)時(shí)效處理溫度為450 ℃時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度最低為715.9 MPa，斷裂延伸率最低為1.52%；當(dāng)時(shí)效處理溫度升高到550 ℃時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到了最大值895.8 MPa，斷裂延伸率最高達(dá)2.38%，相比450 ℃處理的合金，抗拉強(qiáng)度提高了25.13%，斷裂延伸率提高了0.86%；當(dāng)時(shí)效處理溫度升高至600 ℃時(shí)，斷裂延伸率和抗拉強(qiáng)度出現(xiàn)了不同程度的降低。這是因?yàn)榱W(xué)性能的變化主要和合金內(nèi)部的顯微組織有關(guān)，第二相粒子的沉淀強(qiáng)化與合金的強(qiáng)度有直接關(guān)系，第二相粒子作為位錯(cuò)及界面遷移阻礙物，當(dāng)?shù)诙嗔Ｗ釉龆鄷r(shí)，會(huì)阻礙位錯(cuò)的滑移，導(dǎo)致位錯(cuò)滑移所需能量升高，合金得到強(qiáng)化[22]。當(dāng)時(shí)效處理溫度較低時(shí)，硬質(zhì)相κ和第二相粒子較少，因此抗拉強(qiáng)度和韌性較差，當(dāng)時(shí)效處理溫度升高，合金中的β'相分解為硬質(zhì)相κ和第二相的速率加快，從而導(dǎo)致沉淀強(qiáng)化增強(qiáng)，合金的力學(xué)性能得到改善，當(dāng)溫度過(guò)高時(shí)，晶粒長(zhǎng)大嚴(yán)重，出現(xiàn)了過(guò)時(shí)效，共析體α出現(xiàn)了聚集，強(qiáng)化效果減弱。

圖3 Cu-Al合金的抗拉強(qiáng)度和斷裂延伸率Fig 3 Tensile strength and fracture elongation of Cu-Al alloy

2.4 Cu-Al合金的斷口形貌分析

圖4為Cu-Al合金斷口形貌的SEM圖。從圖4可以看出，所有合金的斷口形貌比較平坦，有很多小的解理面和韌窩，均存在放射棱，屬于脆性斷裂。從圖4(a)可以看出，當(dāng)時(shí)效處理溫度為450 ℃時(shí)，第二相的含量較少且分布不均勻，塑性較差。從圖4(b)可以看出，當(dāng)時(shí)效處理溫度升高到500 ℃時(shí)，第二相的含量增多且均勻性提高，斷口處的韌窩較深，表明韌性得到了改善。從圖4(c)可以看出，當(dāng)時(shí)效處理溫度為550 ℃時(shí)，第二相分布最多且均勻，韌窩最深，說(shuō)明時(shí)效處理效果最好。從圖4(d)可以看出，當(dāng)時(shí)效溫度繼續(xù)升高到600 ℃時(shí)，撕裂棱較細(xì)，韌窩較淺，晶粒尺寸粗大，表明過(guò)時(shí)效處理導(dǎo)致合金的性能變差?？梢?jiàn)，當(dāng)時(shí)效處理溫度為550 ℃時(shí)，合金的性能最佳。

圖4 Cu-Al合金斷口形貌SEM圖Fig 4 SEM images of fracture morphology of Cu-Al alloy

3 結(jié) 論

選擇Cu-Al -Ni- Fe -Mn為研究對(duì)象，固定固溶處理溫度為900 ℃，固溶時(shí)間為1 h，改變時(shí)效處理溫度(450，500，550和600 ℃)，設(shè)定時(shí)效處理時(shí)間為2 h，研究了不同時(shí)效處理溫度對(duì)Cu-Al合金力學(xué)性能和微觀形貌的影響，結(jié)論如下：

(1)Cu-Al合金的硬度隨著時(shí)效處理溫度的增加先升高后降低，當(dāng)時(shí)效處理溫度為550 ℃時(shí)，Cu-Al合金的硬度達(dá)到了最大值45.2 HRC，第二相析出最為充分，沉淀強(qiáng)化效果最佳。

(2)隨著時(shí)效處理溫度的升高，Cu-Al合金的抗拉強(qiáng)度和斷裂延伸率先升高后降低，當(dāng)時(shí)效處理溫度為550 ℃時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度和斷裂延伸率達(dá)到最大值895.8 MPa和2.38%，時(shí)效處理效果最佳，但當(dāng)時(shí)效處理溫度>550 ℃時(shí)，合金發(fā)生過(guò)時(shí)效。

(3)分析Cu-Al合金的顯微組織和斷口形貌可知，當(dāng)時(shí)效處理溫度較低時(shí)(450 ℃)，第二相和硬質(zhì)相的含量較少，屬于欠時(shí)效階段，其塑性較差；隨著時(shí)效處理溫度的升高(550 ℃)，合金中的β'相分解速率加快，硬質(zhì)相和第二相粒子增多，沉淀強(qiáng)化效果增強(qiáng)，斷口形貌的韌窩加深，合金的力學(xué)性能得到顯著提升；但當(dāng)時(shí)效處理溫度過(guò)高(600 ℃)時(shí)，過(guò)時(shí)效處理導(dǎo)致合金的性能變差。因此，Cu-Al合金的最佳時(shí)效處理溫度為550 ℃。