陳 剛，高平平，范才河，陳喜紅

（1.湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙 410082；2.中國(guó)南車時(shí)代電氣股份有限公司，湖南 株洲 412001）

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

隨著我國(guó)鐵路的不斷提速，機(jī)車簧下質(zhì)量對(duì)輪軌動(dòng)作用力影響也越來越明顯，降低簧下質(zhì)量是高速機(jī)車車輛設(shè)計(jì)時(shí)必須解決的一項(xiàng)技術(shù)難題[4].傳動(dòng)空心軸是機(jī)車簧下機(jī)構(gòu)中的重要組成部分，其軸身為一厚壁長(zhǎng)管件.目前采用了鑄鋼件，質(zhì)量大，研究表明，通過優(yōu)化鑄造及后續(xù)熱處理工藝，可制備出達(dá)到性能要求的鑄鋁空心軸，實(shí)現(xiàn)機(jī)車傳動(dòng)軸的輕量化，而目前國(guó)內(nèi)外對(duì)擠壓鑄造態(tài)的2024鋁合金熱處理研究較少.鑒于此，本文對(duì)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(xué)性能測(cè)試、掃描電鏡（SEM）觀察和能譜分析等，對(duì)合金熱處理過程中共晶相的溶解過程及其產(chǎn)生的固溶強(qiáng)化作用進(jìn)行全面的分析與探討，為鋁合金轉(zhuǎn)動(dòng)空心軸或大型管件研制提供參考.

1 實(shí)驗(yàn)方法

1.1 合金熔煉

試驗(yàn)用原料為購置工業(yè)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(jìn)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(jì)最后加入，添加少量Al-Ti-B作為晶粒細(xì)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(shí)測(cè)成分如表1所示.

表1 合金的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of 2024 alloy %

1.2 鑄造工藝

試驗(yàn)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(jī)來施加.模具腔內(nèi)涂上一層石墨和機(jī)油混合液充當(dāng)潤(rùn)滑劑.經(jīng)過工藝摸索試驗(yàn)后，確定試驗(yàn)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(gè)測(cè)點(diǎn)的平均.依據(jù)標(biāo)準(zhǔn)GB145-59制備托伸試樣5 mm×25 mm，試樣經(jīng)固溶時(shí)效處理后，在WDW-E200微機(jī)控制電子萬能拉伸機(jī)上測(cè)試抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率，拉伸速率為1 mm/min，原始標(biāo)距采用劃線20 mm的方法，斷后伸長(zhǎng)用精度為0.02 mm的游標(biāo)卡尺測(cè)量.在配有能譜分析系統(tǒng)的JEOL公司JEM-5600LV型掃描電子顯微鏡上觀察合金組織形態(tài)和拉伸斷口.

圖1 實(shí)驗(yàn)用模具示意圖Fig.1 The die of the experimentation

2 結(jié)果與分析

2.1 固溶處理對(duì)合金組織的影響

鋁合金的固溶處理溫度根據(jù)其共晶反應(yīng)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(shí)驗(yàn)合金的DSC分析，實(shí)驗(yàn)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(jìn)行固溶處理.由于A12Cu（θ相）溶解緩慢，保溫時(shí)間應(yīng)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(shí)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(wǎng)狀共晶相，共晶相主要為θ相和S相，鑄造組織產(chǎn)生偏析.經(jīng)過8 h固溶處理后（圖3（b）），合金中共晶相組織逐漸變細(xì)，逐步固溶進(jìn)入基體.隨固溶時(shí)間延長(zhǎng)，合金中的共晶相由原網(wǎng)狀分布轉(zhuǎn)變?yōu)椴贿B續(xù)的點(diǎn)狀分布（圖3（c））.固溶時(shí)間達(dá)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(jìn)入晶粒內(nèi)部（圖3（d））.繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)間，合金的共晶相基本不發(fā)生變化，表明合金已經(jīng)充分固溶，若合金固溶時(shí)間過長(zhǎng)將會(huì)導(dǎo)致晶粒長(zhǎng)大（圖3（e））.

進(jìn)一步對(duì)合金進(jìn)行了固溶時(shí)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(jīng)495 ℃固溶 16 h后，相已基本發(fā)生溶解，淬火后合金基體中過飽和Cu原子的數(shù)量多，對(duì)合金起到良好的固溶強(qiáng)化作用，為后續(xù)的時(shí)效做好準(zhǔn)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(zhì)原子對(duì)合金產(chǎn)生固溶強(qiáng)化[7].為了證實(shí)合金經(jīng)過16 h固溶處理，合金中主要合金元素固溶完全進(jìn)行了線掃描分析，選取沒有析出相的地方進(jìn)行線掃，結(jié)果表明16 h后合金元素在晶界和晶內(nèi)的含量差別較小.溶質(zhì)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(qiáng)化效果也越好[8].擠壓鑄造產(chǎn)品Cu，Mg等合金元素偏析在晶界，形成網(wǎng)狀共晶相，造成合金成分不均.經(jīng)過長(zhǎng)時(shí)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(jìn)入基體，合金強(qiáng)度和硬度隨溶質(zhì)原子過飽和度的增大而逐漸提高.

圖3 2024鋁合金經(jīng)時(shí)間不斷的固溶處理后的掃描電鏡照片F(xiàn)ig.3 The SEM picture of 2014 aluminium alloy under different solution time

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

2.2 時(shí)效對(duì)合金硬度的影響

圖4 時(shí)效時(shí)間對(duì)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(jīng)固溶處理后，在190℃下不同時(shí)效時(shí)間的硬度-時(shí)間曲線.合金在初始階段硬度變化很小，當(dāng)超過2 h后，合金的硬度呈直線上升，到達(dá)12 h后，合金的硬度達(dá)到最大值.時(shí)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(shí)效初始階段合金中的各相呈共格，此時(shí)合金的硬度變化較小，當(dāng)時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)時(shí)，中間相呈部分共格析出，此時(shí)合金的硬度呈直線上升.當(dāng)?shù)竭_(dá)12 h后，共晶相的時(shí)效強(qiáng)化效果達(dá)到最大，繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)間后，中間相開始長(zhǎng)大以及軟化，硬度下降.表明擠壓鑄造2024鋁合金固溶時(shí)效經(jīng)歷由過飽和固溶體→GP區(qū)→過渡相→平衡相的過程.

2.3 熱處理后合金的力學(xué)性能

圖5所示為經(jīng)過不同時(shí)間固溶處理，時(shí)效后合金的力學(xué)性能，合金時(shí)效工藝均采用190℃+12 h.合金的抗拉強(qiáng)度隨固溶時(shí)間的延長(zhǎng)而逐漸增大，在固溶14～16 h達(dá)到了峰值，繼續(xù)延長(zhǎng)固溶時(shí)間，合金的強(qiáng)度有所下降.固溶時(shí)間很短，不能將偏聚于晶界的合金元素固溶進(jìn)入基體，鑄件中成分不均勻，而合金元素能夠起到固溶強(qiáng)化效果，同時(shí)時(shí)效強(qiáng)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(xué)性能的提高.

圖6所示為合金分別在鑄態(tài)、固溶8 h和16 h（T6態(tài)）后的拉伸斷口形貌.可以看出，鑄態(tài)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(tái)階（圖 6（a））；固溶 8 h合金的斷口合金解理斷裂減少，部分區(qū)域出現(xiàn)韌窩，同時(shí)由于固溶不完全，晶界處還存在大量的共晶相（圖 6（b）），當(dāng)合金的固溶時(shí)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(qiáng)度達(dá)到峰值.

圖5 固溶時(shí)間對(duì)合金力學(xué)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(shí)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(jié) 論

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

2）固溶處理初期，組織中θ，S相的數(shù)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(jīng)過 495 ℃，16 h固溶和 190℃，12 h時(shí)效處理后，管材的抗拉強(qiáng)度達(dá)到435 MPa，延伸率為6.9%.

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