均勻化處理對2618鋁合金顯微組織演變的影響

陳姍姍，黃自成，馬駿馳，楊 闖，許晨虎

(安徽信息工程學院 機械工程學院，安徽 蕪湖 241000)

2618鋁合金是以Al-Cu-Mg系合金為基礎，添加適量的Fe和Ni元素，從而獲得的一種高強耐熱型鋁合金。該合金具有良好的熱塑性和壓力加工性能，可在150℃以下長期使用，在300℃以下短時使用，因此被廣泛應用于航空航天領域，如大型飛機蒙皮、機殼及機翼梁等[1]。然而，由于2618鋁合金中存在Al、Cu、Mg、Fe及Ni等多種元素，在熔鑄生產過程中會生成大量不同類型的非平衡結晶相，而這些非平衡結晶相往往初始熔化溫度不高，這就導致其在后續熱處理時會較先發生溶解或熔化，進而容易造成合金產生過燒現象。此外，由于枝晶偏析現象而引起晶內與晶界處成分存在明顯區別，且非平衡結晶相的分布也明顯不均衡，而這種不均勻分布不僅會嚴重降低合金的塑性加工能力，也會對后續合金的熱處理強化過程造成不利影響[2]。大量研究表明均勻化熱處理可有效消除枝晶偏析和成分不均勻現象，是保證合金成形和使用性能的重要工藝手段，故鋁合金實際生產過程中需采用合理的均勻化熱處理工藝，以提高低熔點非平衡共晶相或第二相的回溶效果，從而降低組織和成分的不均勻性，改善合金性能[3-5]。

然而，近年來關于2618鋁合金的研究主要集中在熔鑄、固溶時效處理等方面，而對均勻化處理過程中2618鋁合金微觀組織的演變規律仍缺乏系統性研究。因此，本文以所鑄2618鋁合金為研究對象，采用單級、雙級均勻化熱處理，探究不同均勻化熱處理工藝對2618鋁合金微觀組織的影響，進而優化2618鋁合金的均勻化處理制度。

1 實驗材料與方法

實驗材料為工業純鋁(99.85%)、Al-10%Fe、Al-10%Ni、Al-50%Cu中間合金以及工業純鎂(99.9%)，材料選用時應嚴格控制Si含量，所用熔煉設備為石墨坩堝和井式電阻爐。其中，以NaCl、KCl、Na3AlF6(三者質量比為6：9：5)為覆蓋劑，且加入量占熔體質量的2.0%；采用鋁合金專用除渣劑、精煉劑(ZS-AJ01C)聯合除渣除氣，加入量分別為熔體質量的0.3%、0.2%～0.5%，并采用Al-5%Ti中間合金(加入量為熔體質量0.5%)在750℃溫度下變質處理3～5分鐘，然后于720℃澆入外形尺寸為250mm×30mm×20mm，內腔尺寸為230mm×15mm×15mm的常溫石墨油槽中，以獲得2618鋁合金長條形鑄棒，并采用M-5000直讀光譜儀檢測2618鋁合金實際成分為Cu(2.38%)、Mg(1.56%)、Fe(1.08%)、Ni(1.06%)、Ti(0.05%)、Si(0.05%)、余量為Al。

長條形鑄棒頭、尾必須切去20～25mm，并將其余鑄棒延長度方向切成10mm×15mm×15mm的小試樣，然后分組進行單級、雙級均勻化處理。均勻化熱處理所用設備為SLC-1200C箱式電阻爐，均勻化工藝參數如表1所示。

表1 2618鋁合金鑄棒單級、雙級均勻化處理工藝參數

經均勻化處理后的試樣按照粗磨-細磨-機械粗拋光-細拋光-精拋光的流程制備金相試樣，然后經凱勒試劑(95ml水+2.5mlHNO3+1.5mlHCl+1.0mlHF)，浸蝕試樣6～10s，溫水沖洗、烘干，并采用AE2000MET-S6正置式金相顯微鏡觀察分析鑄態和均勻化處理后的微觀組織形貌。

2 實驗結果與討論

2.1 合金鑄態組織分析

圖1所示為2618鋁合金鑄態顯微組織，由圖1(a)可知合金晶粒大小不均勻，經測定其晶粒大小在100～300μm范圍內，且合金鑄態組織呈明顯的連續枝晶形貌，晶界處與晶內存在大量不同類型的非平衡析出相，且各種第二相相互重疊交錯。

結合李學朝[6]、任欣[7]、李培躍[8]、朱振宇[9]等人研究及析出相的形態特征(見圖1(b))，可推斷蜂窩狀組織為α(Al)+S(Al2CuMg)+θ(Al2Cu)共晶相，深灰色長條狀為Al9FeNi相，淺灰色為Al7Cu2Fe。故2618鋁合金鑄態合金中主要相包括α(Al)、S(Al2CuMg)、θ(Al2Cu)和Al9FeNi，并存在少量Al7Cu4Ni、Al7Cu2Fe及TiAl3，且第二相主要存在于晶界和晶內。此外，由于Fe、Ni、Cu及Mg等合金元素在晶界處存在不同程度的偏析聚集，從而導致非平衡結晶相存在明顯的分布不均勻現象。

(a)鑄態(100×)

(b)鑄態(1000×)

這主要是由于鋁-銅-鎂系合金中主要強化相為S(Al2CuMg)相[10]，在此基礎上添加Fe、Ni元素制備2618鋁合金時，只有當Fe:Ni=1:1時，會形成條狀Al9FeNi[11]；若Fe或Ni含量過多或Fe、Ni元素分布不均時，則鑄造生產時會形成Al7Cu2Fe或者Al7Cu4Ni等化合物，這些金屬間化合物的形成會消耗部分Cu元素，進而導致主要強化相S(Al2CuMg)相的析出量大為減少，反而會降低其合金耐熱性，因此需要將Fe和Ni的添加量控制在0.9%～1.15%，且兩者按照等量原則進行添加，既可增加Al9FeNi相的體積分數，又基本上不影響S(Al2CuMg)相的含量，從而達到提高合金耐熱性的目的。但需注意的是，即使Fe、Ni嚴格按照1:1進行添加，但由于非平衡結晶條件下，合金中Cu、Fe、Ni元素嚴重偏析，也會導致局部區域出現富Cu、Ni，富Cu、Fe或者富Fe、Ni相，從而使合金中較易形成分布不均衡的難熔化合物和大量非平衡共晶相[12]。此外，合金熔鑄時采用Al-5%Ti中間合金作為晶粒細化劑，微量Ti加入后所形成的Al3Ti會略微細化合金的鑄態組織，提高合金韌性，但不影響Al9FeNi相的形態。Ti的添加量需要控制得當，若Ti含量過少，達不到細化組織的目的；Ti含量過高時則會造成TiAl3的析出與偏聚，且隨著保溫時間的延長，TiAl3越粗大，最終將進入合金中形成夾雜物。

2.2 均勻化溫度對2618鋁合金鑄態組織的影響

不同均勻化溫度下處理20h后獲得的2618鋁合金鑄態組織如圖2(a)—圖2(e)所示，與鑄態顯微組織(圖1)相比，2618鋁合金微觀組織中枝晶網絡明顯稀疏。此外，由圖2(a)—圖2(e)對比可知，隨著均勻化加熱溫度的不斷提高，分布于晶界處與枝晶間的低熔點第二相不斷重新固溶于α(Al)基體中，且共晶相的數量也明顯減少，枝晶逐漸變得更為稀疏[13]。但當合金經520℃均勻化處理20h后，組織中出現復熔球現象(如圖2(f))，說明520℃下合金已經發生過燒。這主要是由于均勻化處理是基于原子擴散的熱處理工藝，均勻化過程中合金元素的擴散能力與溫度密切相關，且兩者間關系如式(1)所示。

(1)

式(1)中D0表示與溫度無關的常數，T為絕對溫度，D為合金元素擴散系數，Q表征原子擴散激活能，R為氣體常數。由公式(1)可知，隨著均勻化熱處理溫度的提高，合金元素的擴散系數也相應變大，則合金元素的擴散能力也越高，低熔點共晶相和第二相回溶效果越好。但均勻化溫度不可超過最高允許溫度，否則容易造成合金發生過燒。根據陳宇強[3]等人研究中合金DSC曲線得出S(Al2CuMg)相在505.4～508.9℃左右發生熔化轉變，θ(Al2Cu)相在534.4～540.4℃左右發生溶解，而Al9FeNi、Al7Cu4Ni及Al7Cu2Fe等難熔化合物的形貌、分布等基本不發生變化。因此，單級均勻化溫度范圍最高在510℃左右，過高則會引起合金發生過燒。

(a)480℃

(b)490℃

(c)500℃

(d)510℃

(e)520℃

(f)520℃(1000×)

此外，對于鋁合金而言，其均勻化動力學方程[14]如式(2)所示。

(2)

式(2)中t表示均勻化熱處理保溫時間，L表征合金枝晶間距。由公式(2)可知，隨著均勻化溫度的提高或均勻化時間的延長，枝晶間距逐漸稀疏，這也很好的解釋了均勻化時間對合金微觀組織的影響。

2.3 均勻化時間對2618鋁合金鑄態組織的影響

在490℃經不同保溫時間獲得的2618鋁合金均勻化微觀形貌如圖3所示。隨著均勻化處理的持續進行，低熔點共晶相或第二相逐漸發生回溶，枝晶網絡逐漸稀疏，且連續分布的第二相逐漸轉變為間斷、非連續分布。

(a)6h

(b)12h

(c)16h

(d)18h

(e)20h

(f)24h

(g)36h

(h)48h

由圖3可知，2618鋁合金在490℃下均勻化保溫6～20h時，組織中仍然有部分枝晶網絡未能充分回溶，晶界及晶內仍然有一定量的非平衡共晶相也未能完全回溶，但隨著均勻化處理的持續進行，枝晶相逐漸回溶；2618鋁合金均勻化保溫24h后，合金組織中的枝晶已經變得非常稀疏，非平衡結晶相基本完全回溶，殘留相非常稀少，枝晶偏析現象也基本得到消除，合金成分也愈加均勻。這主要是由于合金在490℃(20h)長時間均勻化處理過程中，Cu、Mg、Fe及Ni等合金元素的擴散能力存在明顯差別，這就導致不同種類的第二相或共晶相以不同的速度進行回溶，因此在490℃下隨著均勻時間不斷延長，不同類型的第二相或共晶相逐漸發生回溶，枝晶網絡也愈發稀疏。由前述公式(1)、(2)也可知，隨著均勻化時間的不斷延長，越有利于原子擴散，合金均勻化效果越好，枝晶網絡逐漸稀疏。

2.4 雙級均勻化處理對合金鑄態組織的影響

圖4所示為在四種不同雙級均勻化處理工藝下獲得的2618鋁合金均勻化態顯微組織，與圖1、圖2、圖3對比分析可知，合金分別在490℃×20h+500℃×12h和490℃×20h+510℃×12h兩種條件下熱處理后，低熔點共晶相或第二相不僅已基本全部回溶至基體中，且合金中未出現過燒現象，但Al9FeNi、Al7Cu4Ni及Al7Cu2Fe等難溶化合物仍基本未發生變化(如圖4(a)、圖4(b)所示)。將第二級均勻化處理的溫度升高至520℃，即在490℃×20h+520℃×12h雙級均勻化處理后，2618鋁合金中非平衡第二相基本回溶，合金仍然未產生過燒，如圖4(c)所示，而前述520℃×20h均勻化條件下合金發生過燒，由此可知第一級均勻化處理將使θ(Al2Cu)相的起始溶解溫度推遲至更高溫度。將合金的第二級均勻化溫度再進一步提高至530℃，則由圖4(d)可看出合金組織中出現明顯的三角晶界，且晶內形成復熔體，表明鋁合金已發生明顯過燒現象。因此，2618耐熱鋁合金在490℃×20h+520℃×20h下進行雙級均勻化，低熔點非平衡相回溶效果最佳。這主要是由于合金在490℃(20h)長時間均勻化處理過程中，S(Al2CuMg)相等低熔點共晶相或第二相已經率先基本回溶完全，而θ(Al2Cu)等高熔點共晶相的開始回溶溫度也將推遲至更高溫度，因而導致合金的過燒現象也將延遲發生；當采用第二級均勻化處理后，Al9FeNi、Al7Cu4Ni及Al7Cu2Fe等難熔化合物的形貌、分布等仍然基本不發生變化，殘留共晶相S(Al2CuMg)幾乎完全回溶至基體中，且θ(Al2Cu)相回溶效果也較好，這與李培躍等人研究中DSC曲線分析結果相一致[4]。第二級均勻化熱處理主要是為了促使高熔點θ(Al2Cu)相基本回溶完全，且由均勻化理論可知第二級均勻化熱處理大致在0.90～0.95Tm范圍內進行，Tm為θ(Al2Cu)相實際熔化溫度[15]，由王國軍等人研究中DSC曲線分析結果知鑄態合金中θ(Al2Cu)相熔點大致在534.4～540.4℃[12]，且經第一級均勻化處理后，θ(Al2Cu)相起始溶解溫度提高，因此第二級均勻化溫度應略高于513℃，這也與實驗結果基本符合。

由此分析可知，相較于單級均勻化處理，雙級均勻化熱處理可以明顯提高合金低熔點共晶相和第二相回溶效果，同時也促使θ(Al2Cu)等高熔點相在更高溫度下進行第二級均勻化處理，進一步提高回溶效果。但工業生產中不能僅僅根據第二相的回溶效果制定鋁合金均勻化工藝制度，而應從合金塑性、強度及生產成本等方面全面考慮，以確定合理的雙級均勻化工藝制度。

(a)490℃(20h)+500℃(12h)

(b)490℃(20h)+510℃(12h)

(c)490℃(20h)+520℃(12h)

(d)490℃(20h)+530℃(12h)

3 結論

(1)在480℃～520℃范圍內，隨著均勻化溫度不斷提高，2618鋁合金中非溶相和枝晶偏析回溶效果更為明顯，枝晶網絡更為稀疏，但520℃時合金出現過燒現象，因此均勻化溫度優選范圍為500～510℃。

(2)2618鋁合金在490℃進行均勻化處理，隨著均勻化時間的不斷延長，第二相不斷溶解，枝晶網絡也逐漸稀疏，但Al9FeNi、Al7Cu4Ni及Al7Cu2Fe等難熔相基本不發生變化，且24小時之后變化不明顯，考慮生產實際情況，均勻化時間優選24h。

(3)2618鋁合金經第一級均勻化處理(490℃下均勻處理20h)后，低熔點相基本回溶完全，而高熔點共晶相溶解較少，但其初始回熔溫度也提至更高溫度，從而提高了合金的過燒溫度。2618鋁合金經第二級均勻化處理中，隨著第二級均勻化溫度越高，非平衡相的回溶更徹底，但當溫度升至530℃時合金出現過燒現象，因此合理的雙級均勻化制度為490℃×20h+520℃×12h。