李元東 ，索江龍，畢廣利，陳體軍 ，馬 穎

(1. 蘭州理工大學(xué) 甘肅省有色金屬新材料省部共建國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050；2. 蘭州理工大學(xué) 有色金屬合金省部共建教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050)

在現(xiàn)代航空航天、電子電器、交通運(yùn)輸、印刷包裝等領(lǐng)域中，結(jié)構(gòu)材料的輕量化以及較好的綜合性能是人們長期追求的目標(biāo)，也是先進(jìn)成形技術(shù)發(fā)展的必然趨勢之一[1]。變形鋁合金以其較高的比強(qiáng)度、較小的密度和抗腐蝕、較低的成本及易加工等優(yōu)點(diǎn)而被廣泛應(yīng)用[2?3]。變形鋁合金普遍采用鍛壓、軋制、擠壓及鑄造等成形工藝，雖采用鍛壓和擠壓等工藝能保證生產(chǎn)高強(qiáng)度的零件，但受加工方法的限制，一般不易形成形狀較為復(fù)雜的零件，并且生產(chǎn)成本也較高。采用傳統(tǒng)鑄造成形工藝，將液態(tài)的變形合金直接成形為零件，必將大幅度地降低生產(chǎn)成本。但變形合金的鑄造性能差，易產(chǎn)生縮松、縮孔及熱裂等缺陷，從而限制合金采用傳統(tǒng)鑄造成形工藝成形零件。然而，自 20世紀(jì)70年代，F(xiàn)LEMINGS等[4]和KIVCHI等[5]提出半固態(tài)成形技術(shù)以來，為傳統(tǒng)鑄造中所存在的問題開辟新的途徑。該技術(shù)生產(chǎn)出近終形零件，具有充型平穩(wěn)、產(chǎn)品表面光潔、尺寸精度高、力學(xué)性能高及節(jié)約能源等一系列突出優(yōu)點(diǎn)，以及減少合金中縮松、縮孔等缺陷，同時(shí)增加致密度，并為半固態(tài)壓鑄件后續(xù)的熱處理強(qiáng)化提供了條件。

目前國內(nèi)外學(xué)者對(duì)于 2024變形鋁合金的熱處理研究主要集中在擠壓、軋制、電磁鑄造等成形件的熱處理研究[6?8]。而對(duì)于半固態(tài)成形的變形鋁合金，主要集中在半固態(tài)坯料的制備、合金流變特性以及成形工藝參數(shù)等方面的研究，然而對(duì)半固態(tài)流變壓鑄成形的2024變形鋁合金熱處理方面研究相對(duì)較少。鑒于此，本文作者對(duì)半固態(tài)自孕育流變壓鑄成形的 2024變形鋁合金固溶及時(shí)效處理后的組織和力學(xué)性能進(jìn)行研究，并對(duì)合金產(chǎn)生的固溶和時(shí)效強(qiáng)化的作用機(jī)理進(jìn)行了探討，為后續(xù)研究改善合金的性能提供依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

本研究中所使用的實(shí)驗(yàn)材料2024變形鋁合金，是通過純鋁錠、純鎂錠和Al-50Cu(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)中間合金按照成分Al-4.3Cu-1.5Mg-0.6Mn(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)進(jìn)行配制熔煉。其合金成分如表1所列。配制時(shí)Cu、Mg、Zn按相應(yīng)含量范圍的中間值計(jì)算。

表1 2024鋁合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of 2024 wrought aluminum alloy (mass fraction, %)

首先，將配好的合金料放到石墨坩堝中，使其在7.5 kW的井式坩堝電阻爐進(jìn)行加熱熔煉，熔煉溫度為750 ℃。待合金全部熔化后，添加1%~1.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的 C2Cl6對(duì)合金熔體進(jìn)行精煉和除氣，然后進(jìn)行扒渣和靜置處理。當(dāng)熔體溫度為720 ℃時(shí)，向合金熔體中加入 5%的孕育劑，攪拌后并將合金熔體澆到四流股斜流板(斜流板與水平地面角度為45°)上端，經(jīng)過斜流板分流和匯流后在斜流板底部出口處放置預(yù)熱的坩堝，待合金漿料流入預(yù)熱的坩堝后，在通入氬氣的環(huán)境下對(duì)半固態(tài)漿料保溫，保溫溫度為625 ℃，保溫時(shí)間為3 min，制得變形鋁合金半固態(tài)漿料[9?11]，隨后將保溫后的漿料在 DAK450-54型冷室臥式壓鑄機(jī)上進(jìn)行壓鑄成形，壓室溫度為625 ℃，壓射速度為2 m/s，模具溫度為(250±5)℃，成形的壓鑄件如圖1所示。

在壓鑄件上，選取合理位置，將試樣制成 10 mm×10 mm×7 mm試樣進(jìn)行試驗(yàn)和分析。為使合金的共晶組織經(jīng)過固溶處理后充分固溶，在保證不過燒的前提下，盡可能使合金的固溶溫度接近共晶溫度，根據(jù)變形鋁合金的共晶反應(yīng)溫度確定其固溶處理溫度。在PE7系列熱分析儀上對(duì)合金坯料進(jìn)行差熱掃描量熱分析(DSC)，DSC曲線如圖2所示，得到合金的液相線和固相線分別為 640.3和 500.5 ℃。在HBRVU?187.5型布洛維光學(xué)硬度計(jì)上對(duì)不同工藝合金硬度的測試，采用金剛石壓頭，載荷為613 N，保壓50 s。在合金表面隨機(jī)取5個(gè)點(diǎn)進(jìn)行硬度測試，并取平均值，則為合金宏觀硬度測試值。

圖1 流變成形2024合金壓鑄件實(shí)物照片F(xiàn)ig. 1 Photographs of 2024 alloy after rheoforming

圖2 半固態(tài)2024合金坯料的DSC曲線Fig. 2 DSC curve of semi-solid 2024 alloy ingot

根據(jù)文獻(xiàn)[12?13]報(bào)道，2024合金中的三元共晶組織為α(Al)+θ(CuAl2)+S(CuAl2Mg)，熔化溫度為507 ℃。但是，合金中的Si含量為0.1%左右時(shí)，會(huì)生成雜質(zhì)相 Mg2Si，形成四元共晶組織 α(Al)+θ(CuAl2)+S(CuAl2Mg)+Mg2Si，其熔化溫度為500 ℃。根據(jù)DSC結(jié)果(見圖 2)，本研究中采用的固溶處理溫度為 495℃，固溶時(shí)間為0~16 h。經(jīng)過固溶處理后的合金，在室溫下水淬。合金在固溶12 h后，對(duì)其在190 ℃進(jìn)行0~24 h時(shí)效處理。試樣經(jīng)磨制、拋光并用混合酸溶液(1 mL HF+1.5 mL HCl+2.5 mL HNO3+95 mL H2O)腐蝕后，在MeF?3型金相顯微鏡(OM)、D/MAX?2400型X射線衍射儀(XRD)、JSM?6700F型掃描電鏡(SEM)、WDW?100D型電子萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)及HBRVU?187.5型布洛維光學(xué)硬度計(jì)，對(duì)流變壓鑄成形2024變形鋁合金的熱處理組織進(jìn)行觀察，力學(xué)性能進(jìn)行測試。

2 結(jié)果與分析

圖3 2024合金的鑄態(tài)金相組織Fig. 3 Optical microstructure of as-cast 2024 alloy: (a)PMC;(b)RDC

金屬型鑄造(PMC)和流變壓鑄成形(RDC)2024變形鋁合金的金相組織照片，如圖3所示。金屬型鑄造2024變形鋁合金的組織主要由呈樹枝狀、柱狀和等軸狀的 α(Al)相以及分布在晶界處呈骨骼狀分布的共晶θ(CuAl2)相和 S(CuAl2Mg)相組成，如圖 3(a)所示。合金中粗大樹枝晶的二次枝晶臂相互之間連接成網(wǎng)絡(luò)骨架，組織粗大，并且在整個(gè)斷面上，晶粒尺寸呈不均勻分布。在靠近試樣的表面部位，由于激冷作用形成細(xì)小的初生α(Al)相，在靠近中心部位，初生α(Al)相較為粗大，同時(shí)，合金中也存在呈彌散分布的微氣孔和縮松、縮孔。流變壓鑄成形 2024變形鋁合金組織[14?15]主要由球狀或近球狀的初生 α(Al)顆粒、二次凝固組織及共晶組織組成，如圖 3(b)所示，初生的α(Al)(α1)相呈球狀和近球狀，二次凝固組織的初生 α2相呈“腳趾”狀、“齒”狀分布，初生 α3相呈等軸狀分布，共晶相主要為θ(CuAl2)相和S(CuAl2Mg)相，呈不規(guī)則的連續(xù)網(wǎng)狀分布，上述兩種成形合金的 XRD譜如圖4所示。結(jié)果表明：兩種成形合金所含相的種類和衍射峰強(qiáng)度都沒有明顯變化，其合金相主要包含α(Al)、θ(CuAl2)及 S(CuAl2Mg)相。

圖4 RDC-2024和PMC-2024變形鋁合金的XRD譜Fig. 4 XRD patterns of RDC-2024 and PMC-2024 wrought aluminum alloys

2.1 熱處理對(duì)金屬型鑄造 2024變形鋁合金顯微組織的影響

圖5所示為PMC-2024變形鋁合金的掃描組織照片。該合金的顯微組織由發(fā)達(dá)的樹枝晶和在晶界處呈骨骼狀分布的共晶組織組成(如圖5(a))。合金在固溶[16]過程中，粗大的樹枝晶 α(Al)相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槎噙呅晤w粒，枝晶間也出現(xiàn)明顯的合并長大現(xiàn)象(見圖5(a)~(c))。隨著固溶時(shí)間的延長，合金組織中析出的θ(CuAl2)相和S(CuAl2Mg)相逐漸增多，并出現(xiàn)明顯的長大現(xiàn)象，而且，析出的θ相和S相在晶界處主要以不連續(xù)的形式析出為主，則在晶粒內(nèi)部也存在部分連續(xù)析出。在495 ℃固溶1 h (見圖5(b))，鑄態(tài)組織中的枝晶形態(tài)逐漸發(fā)生變化，同時(shí)枝晶及枝晶壁間的θ相和S相也大部分發(fā)生溶解，枝晶的多邊形顆?；拘纬?，枝晶形態(tài)變得更加模糊。晶界處的共晶組織也發(fā)生了粗化現(xiàn)象。晶界處的局部共晶組織由連續(xù)粗大的骨骼狀分布逐漸轉(zhuǎn)變成為不連續(xù)的短棒狀分布，也存在點(diǎn)狀分布，二次枝晶臂處的共晶組織，固溶速度相對(duì)較快，枝晶長大的現(xiàn)象更加明顯。固溶時(shí)間達(dá)到16 h (見圖5(c))，一次枝晶和二次枝晶間的θ相和S相已大部分溶解，枝晶與枝晶間的合并長大現(xiàn)象更加明顯，它們之間的晶界基本消失。大部分共晶相已固溶進(jìn)到晶粒內(nèi)部，只有很少的共晶相殘留，呈零星的點(diǎn)狀分布，表明共晶組織固溶進(jìn)入基體，已達(dá)到過飽和狀態(tài)。190 ℃時(shí)效4 h后(見圖5(d))，合金晶粒內(nèi)部呈點(diǎn)狀分布的連續(xù)析出相析出。在合金的晶界處也有較少的不連續(xù)析出相析出，同時(shí)晶界上仍存在部分未完全固溶的共晶相。時(shí)效至8 h時(shí)(見圖5(e))，晶粒內(nèi)部的析出相增多得更為明顯，而且也逐漸長大，在晶粒內(nèi)部主要以連續(xù)析出為主，而且，析出相θ相和S相在晶粒內(nèi)部主要以細(xì)小點(diǎn)狀分布。合金基體中析出相增多的更為明顯，主要呈彌散的胞狀分布。隨著時(shí)效時(shí)間的進(jìn)一步延長至16 h(見圖5(f))，其合金基體中晶界上析出相也明顯的增多，與晶粒內(nèi)部的析出相比較，晶界上的析出相更為粗大。而且，隨著時(shí)效時(shí)間的延長，析出相也逐漸變得更為圓整。

圖5 不同熱處理狀態(tài)下PMC-2024變形鋁合金的SEM像Fig. 5 SEM images of PMC-2024 wrought aluminum alloy under different heat treatments: (a)As-cast; (b)Solution treated at 495℃ for 1 h ; (c)Solution treated at 495 ℃ for 16 h; (d)Aging treated at 190 ℃ for 4 h; (e)Aging treated at 190 ℃ for 8 h; (f)Aging treated at 190 ℃ for 16 h

2.2 熱處理對(duì)流變壓鑄成形2024變形鋁合金顯微組織的影響

圖6 不同熱處理狀態(tài)下RDC-2024變形鋁合金的SEM像Fig. 6 SEM images of RDC-2024 wrought aluminum alloy under different heat treatments: (a)As-cast; (b)Solution treated at 495℃ for 1 h; (c)Solution treated at 495 ℃ for 12 h; (d)Aging treated at 190 ℃ for 2 h; (e)Aging treated at 190 ℃ for 8 h; (f)Aging treatment at 190 ℃ for 16 h

圖6所示為RDC-2024變形鋁合金的SEM像。由圖6可看出，合金經(jīng)過固溶處理后，球狀和類球狀的初生α相、二次凝固組織中的“腳趾”狀和“齒”狀的初生 α2相和等軸狀的初生 α3相隨著固溶時(shí)間的延長出現(xiàn)合并長大(見圖6(a)~(c))，共晶組織θ(CuAl2)相和S(CuAl2Mg)相[17]也逐漸固溶。同時(shí)，較大的初生相顆粒的形狀也變得不規(guī)則。時(shí)效處理后，在合金晶界處大量的不連續(xù)析出相析出。隨著時(shí)效時(shí)間的延長，合金組織中的析出相 θ相、S相逐漸增多(見圖6(d)~(f))，也出現(xiàn)明顯的長大現(xiàn)象，析出相主要集中在二次凝固組織區(qū)域，而且析出相θ相和S相在晶界處主要以不連續(xù)的形式析出為主，則在晶粒內(nèi)部也存在部分細(xì)小的連續(xù)析出相。如圖 6(a)所示的鑄態(tài)組織(未進(jìn)行固溶處理)，合金經(jīng)過壓鑄成形，在凝固的過程中，合金組織內(nèi)部產(chǎn)生濃度起伏，使得Cu、Mg等合金元素在晶界產(chǎn)生偏析，形成大量的網(wǎng)狀共晶相，共晶相主要為θ相和S相，致使壓鑄的組織產(chǎn)生偏析現(xiàn)象。合金經(jīng)過在495 ℃固溶處理1 h后(見圖6(b))，合金二次凝固區(qū)的共晶組織θ相和S相大部分已經(jīng)固溶，大部分呈連續(xù)網(wǎng)狀分布的共晶組織逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)椴贿B續(xù)網(wǎng)狀分布，二次凝固區(qū)顆粒分布表現(xiàn)出明顯的非均勻性，隨著固溶的進(jìn)行出現(xiàn)明顯的合并長大現(xiàn)象，晶界也逐漸變細(xì)。相反初生顆粒邊緣出現(xiàn)“胞”狀“凸起”(見圖 6(b))，造成初生顆粒二維邊界逐漸變得粗糙。鑄態(tài)流變合金組織中球狀初生顆粒與二次凝固區(qū)二維邊界光滑清晰(見圖6(a))。固溶時(shí)間至12 h(見圖6(c))，在合金晶界上看不到殘存的共晶組織，共晶相基本固溶進(jìn)入基體內(nèi)部。初生顆粒與二次凝固區(qū)顆粒出現(xiàn)明顯的合并長大現(xiàn)象，表明共晶組織充分固溶進(jìn)入合金基體，已達(dá)到過飽和狀態(tài)。經(jīng)過190 ℃時(shí)效[18]處理2 h后(見圖6(d))，在合金的晶界處呈胞狀分布的不連續(xù)析出相θ相和S相析出。同時(shí)，部分晶界上未完全固溶的共晶相，隨著時(shí)效的進(jìn)行，也出現(xiàn)長大現(xiàn)象。時(shí)效至8 h時(shí)(見圖6(e))，晶界處的不連續(xù)析出相明顯增多，主要呈彌散的胞狀分布。隨著時(shí)效時(shí)間的進(jìn)一步延長至16 h時(shí)(見圖6(f))，合金基體中的二次凝固組織區(qū)域析出相增多更為明顯，主要以不連續(xù)析出為主，而且在晶粒內(nèi)部的析出相θ相和S相主要呈點(diǎn)狀分布。二次凝固區(qū)晶界上的析出相更為粗大。隨著時(shí)效時(shí)間的延長，合金中的析出相也存在明顯的長大現(xiàn)象。

RDC-2024和PMC-2024變形鋁合金在固溶和時(shí)效變化過程中，PMC-2024變形鋁合金在時(shí)效峰值前，合金的晶界處有大量胞狀不連續(xù)析出相析出，在合金的晶粒內(nèi)部也存在部分的細(xì)小點(diǎn)狀連續(xù)析出相(見圖5(d))。合金在時(shí)效峰值態(tài)時(shí)，晶界處和晶粒內(nèi)部的析出相都在增多(見圖5(e))。達(dá)到過時(shí)效態(tài)時(shí)，合金的晶界處的不連續(xù)析出相出現(xiàn)長大現(xiàn)象，逐漸變得不圓整(見圖5(f))。而對(duì)于RDC-2024變形鋁合金在時(shí)效峰值前，同樣，合金的晶界處有大量胞狀不連續(xù)析出相析出，而晶粒內(nèi)部的連續(xù)析出相則更加細(xì)小均勻分布(見圖6(d))。合金達(dá)到時(shí)效峰值態(tài)時(shí)，晶界處的不連續(xù)析出相逐漸增多(見圖6(e))，同時(shí)在晶粒內(nèi)部有大量的連續(xù)析出相析出，與PMC-2024變形鋁合金相比，析出相分布更加均勻，析出相也較多，RDC-2024變形鋁合金的時(shí)效硬度值也較高。合金在過時(shí)效態(tài)時(shí)，晶界處的不連續(xù)析出相也出現(xiàn)長大現(xiàn)象，而且也明顯增多，逐漸變得不圓整(見圖6(f))。

2.3 2024變形鋁合金能譜分析

圖7所示為RDC-2024變形鋁合金經(jīng)過固溶、時(shí)效處理的XRD譜。從圖7中可以看出，合金在不同的熱處理階段，其合金基體中相組成的峰值大小也不同。鑄態(tài)RDC-2024變形鋁合金(RDC-0 h)的組織，主要由球狀或近球狀的初生α(Al)相、“腳趾”狀和“齒”狀的初生 α2相和等軸狀的初生 α3相，以及共晶組織θ(CuAl2)相和S(CuAl2Mg)組成。而且，合金中的α(Al)相、θ相和S相的強(qiáng)度峰值較高，也表明合金中大量的共晶組織為θ相和S相。然而，合金在495 ℃經(jīng)過固溶處理12 h以后(RDC-T4-12 h)，θ相及S相逐漸溶入基體，而且α(Al)相的強(qiáng)度峰也在減弱，在合金基體中的θ相及S相均已大部分消失，說明隨著固溶處理的進(jìn)行，固溶12 h合金組織中的共晶θ相及S相，已經(jīng)充分固溶進(jìn)入合金基體。合金在495 ℃固溶處理12 h以后，并在190 ℃進(jìn)行時(shí)效處理16 h，從圖7中可以明顯地看出，(RDC-T6-16 h)合金經(jīng)過時(shí)效處理后，大量的θ相和S相析出，與進(jìn)行固溶處理(RDC-T4-12h)的相比，合金中的S(CuAl2Mg)相析出較多，同時(shí)也說明2024變形鋁合金中，其共晶組織主要是S(CuAl2Mg)相，也存在大量的θ(CuAl2)相。

圖7 不同熱處理態(tài)下RDC-2024變形鋁合金的XRD譜Fig. 7 XRD patterns of RDC-2024 wrought aluminum alloy under different heat treatments: (a)As-cast; (b)Solution treated at 495 ℃ for 12 h; (c)Aging treated at 190 ℃ for 16 h

圖8 2024變形鋁合金的SEM像和元素線掃描能譜圖Fig. 8 SEM images and element line scanning maps of 2024 wrought aluminum alloy: (a), (a′)Rheo-diecasting (RDC-0 h); (b), (b′)Solution treated at 495 ℃ for 12 h (RDC-T4-12 h); (c), (c′)Aging treated at 190 ℃ for 16 h (RDC-T6-16 h)

流變壓鑄成形和金屬型鑄造2024變形鋁合金，在495 ℃固溶處理以及 190 ℃時(shí)效處理后的掃描電鏡(EDS)線掃描能譜分析圖，如圖 8所示。鑄態(tài)流變壓鑄2024變形鋁合金(RDC-0 h)(見圖8(a))，在線掃描的曲線上，Al、Cu與Mg 3種合金元素的含量都發(fā)生了一定的波動(dòng)。在經(jīng)過呈網(wǎng)狀分布的共晶組織時(shí)，Al元素含量有所下降，Cu元素含量有所增加，Mg元素的含量局部發(fā)生變化。而經(jīng)過初生α(Al)相顆粒和二次凝固顆粒時(shí)，3種合金元素的含量基本保持不變，這也說明 Cu元素在晶界處發(fā)生了偏析現(xiàn)象，分布均勻。共晶相 θ(CuAl2)相和 S(CuAl2Mg)相主要集中在晶界上。在 495 ℃固溶處理 12 h后(RDC-T4-12 h)(見圖8(b))，Al、Cu與Mg 3種合金元素的含量在掃描線上基本呈均勻分布，Al、Cu與Mg元素也不存在較大的波動(dòng)。而且掃描曲線在經(jīng)過晶界時(shí)，3種合金元素的含量波動(dòng)很小，這也說明共晶相已基本完全發(fā)生固溶，固溶12 h后，合金基體中過飽和Cu原子的數(shù)量增多，對(duì)合金起到良好的固溶強(qiáng)化作用。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。壓鑄造成產(chǎn)品中的Cu、Mg等合金元素在晶界偏析，形成網(wǎng)狀共晶相，造成合金成分不均。經(jīng)過長時(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，合金的強(qiáng)度和硬度隨溶質(zhì)原子過飽和度的增大而逐漸提高。在190 ℃時(shí)效處理16 h后(RDC-T6-16 h)(見圖8(c))，在合金的基體中有大量的新的θ(CuAl2)相和S(CuAl2Mg)相產(chǎn)生。在線掃描的曲線上，Al、Cu與Mg 3種合金元素的含量都發(fā)生了明顯的波動(dòng)。在經(jīng)過合金中的析出相時(shí)，Al元素含量出現(xiàn)明顯的下降，Cu元素的含量則相對(duì)應(yīng)的上升，而Mg元素的含量在局部也發(fā)生明顯的上升。而經(jīng)過α(Al)相時(shí)，3種合金元素的含量基本保持不變，呈均勻分布。這也說明合金在時(shí)效處理的過程中，既有大量的S(CuAl2Mg)相析出，同時(shí)又有大量的θ(CuAl2)相析出，析出相呈不均勻分布。合金的時(shí)效過程就是將經(jīng)過固溶處理的合金，使其在合金基體中的過飽和固溶體產(chǎn)生一個(gè)明顯的脫溶過程，通過一系列的脫溶結(jié)構(gòu)的出現(xiàn)、消失、形核及長大來實(shí)現(xiàn)脫溶，也就是合金的脫溶結(jié)構(gòu)包括：偏聚區(qū)、有序區(qū)、過渡區(qū)和平衡區(qū)。2024變形鋁合金的脫溶相[19]為θ(CuAl2)和S(CuAl2Mg)，其產(chǎn)生的脫溶序列為 α(Al)過飽和→GP區(qū)→α+θ″+S″→α+θ′+S′→α+θ+S。

GP區(qū)與母相存在共格，往往呈現(xiàn)出薄片狀，其中2024變形鋁合金在自然時(shí)效過程中，主要生成GP區(qū)和偏聚區(qū)為主，而且形成的GP區(qū)和偏聚區(qū)中的質(zhì)點(diǎn)，相對(duì)不穩(wěn)定，合金在熱處理時(shí)，原子會(huì)發(fā)生擴(kuò)散，結(jié)果致使GP區(qū)和偏聚區(qū)消失，使得合金力學(xué)性能[19?20]接近于新的熱處理狀態(tài)下的力學(xué)性能。

2.4 2024變形鋁合金力學(xué)性能分析

RDC-2024和PMC-2024變形鋁合金在495 ℃固溶處理不同時(shí)間的宏觀硬度變化曲線。由圖 9(a)可看出，兩種方式成形2024變形鋁合金的硬度都隨固溶時(shí)間的延長而升高，且在固溶初期硬度上升較快。并且流變壓鑄成形的 2024鋁合金的硬度上升速度顯著大于金屬型鑄造。流變壓鑄成形的2024變形鋁合金在固溶 20 min后，硬度上升到峰值，但隨固溶時(shí)間的延長，硬度略有下降，當(dāng)固溶4 h后，硬度基本趨于穩(wěn)定。而金屬型鑄造的2024鋁合金硬度上升緩慢，固溶4 h后，硬度也開始趨于穩(wěn)定。兩種合金經(jīng)190 ℃時(shí)效后的宏觀硬度變化曲線如圖 9(b)所示，隨時(shí)效至 2 h時(shí)，硬度值出現(xiàn)略微下降，繼續(xù)延長時(shí)效時(shí)間，硬度出現(xiàn)上升，當(dāng)時(shí)效時(shí)間為16 h時(shí)，流變壓鑄成形和金屬型鑄造2024變形鋁合金硬度都達(dá)到時(shí)效峰值，而隨著時(shí)效時(shí)間的延長，其各自的硬度均出現(xiàn)下降。且流變壓鑄成形的 2024鋁合金的硬度上升速度顯著大于金屬型鑄造的，其硬度的峰值也比金屬型鑄造的高。

RDC-2024變形鋁合金，二次凝固區(qū)的共晶θ相和S相較為細(xì)小、分散，初生相的相界面則較大，其固溶處理的固溶速率也較大。與此同時(shí)，二次凝固區(qū)的二次凝固顆粒，隨著固溶時(shí)間的延長其合并長大的效果也更為明顯，初生顆粒與二次凝固顆粒出現(xiàn)合并粗化，造成流變壓鑄的合金硬度上升快于金屬型鑄造的。因此，固溶RDC-2024變形鋁合金首先達(dá)到硬度峰值(見圖9(a))。隨后硬度值的降低可能與合金晶粒尺寸的增加和二次凝固顆粒的粗化有關(guān)(見圖6(b)和(c))。

合金時(shí)效組織是時(shí)效硬度的最主要影響因素。對(duì)于PMC-2024變形合金，欠時(shí)效時(shí)不連續(xù)析出相的尺寸較粗大，分布不均勻，體積分?jǐn)?shù)小，且大部分分布在晶界。相反地，RDC-2024變形合金在欠時(shí)效時(shí)，不連續(xù)析出相較細(xì)小，分布較彌散，體積分?jǐn)?shù)大，且分布在晶界和晶內(nèi)；在峰值時(shí)效時(shí)，兩合金的析出相的體積分?jǐn)?shù)增加，合金的硬度都達(dá)到最大值如圖9(b)所示。過時(shí)效時(shí)，析出相變得粗大，合金的硬度值降低。因此，在時(shí)效過程中，RDC-2024變形合金的時(shí)效硬化行為比PMC-2024變形合金顯著。

圖9 流變壓鑄成形及金屬型鑄造2024變形鋁合金硬度變化Fig. 9 Variations of hardness of PMC-2024 and RDC-2024 wrought aluminum alloy: (a)Solution treated at 495 ℃ for different solution times; (b)Aging treated at 190 ℃ for different solution times

RDC-2024變形鋁合金在不同熱處理狀態(tài)下的力學(xué)性能如圖10所示，鑄態(tài)合金的最大抗拉強(qiáng)度較低，495 ℃固溶處理 1 h，合金的最大抗拉強(qiáng)度達(dá)到 248 MPa，而隨著固溶時(shí)間的延長至2 h，合金的最大抗拉強(qiáng)度達(dá)到336 MPa，固溶時(shí)間為12 h時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到348 MPa。隨著固溶的進(jìn)行，合金的抗拉強(qiáng)度出現(xiàn)上升，此時(shí)，合金的共晶組織充分溶解，合金元素對(duì)Al基體起到較好的固溶強(qiáng)化作用。190 ℃時(shí)效處理8 h，合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到339 MPa，時(shí)效時(shí)間延長至12 h，合金的最大抗拉強(qiáng)度則下降為295 MPa。經(jīng)過自然時(shí)效處理的合金材料在室溫下使用則相對(duì)穩(wěn)定，在高溫的狀態(tài)下很不穩(wěn)定。時(shí)效溫度上升至150 ℃以上時(shí)，GP區(qū)域會(huì)急劇長大，且合金中的Al、Cu、Mg原子逐漸形成正方有序化的結(jié)構(gòu)為θ″和S″相(簡稱GPⅡ區(qū))。其中基體與過渡相θ″和S″發(fā)生完全共格，且在過渡相的附近一個(gè)晶格畸變區(qū)，從而阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，使得合金的強(qiáng)度、硬度增加。如果繼續(xù)增加合金的時(shí)效時(shí)間或時(shí)效溫度，則過渡相逐漸的轉(zhuǎn)變?yōu)棣取浜蚐′相。而且θ′和S′相是形成的一種獨(dú)立的新相，而且θ′和S′相也是脫溶的中期產(chǎn)物，它要比GP區(qū)和GPⅡ區(qū)的θ″和S″相穩(wěn)定的多。由于θ′和S′相是在高溫時(shí)效的時(shí)候形成的，因此，采用人工時(shí)效的合金材料耐熱性能較好，使得材料在150 ℃以下時(shí)可以長期使用。通過時(shí)效處理，使得合金產(chǎn)生很好的時(shí)效強(qiáng)化效果。

由圖10可以看到，時(shí)效后的拉伸強(qiáng)度比完全固熔時(shí)少量降低，這可能與半固態(tài)成形組織存在一定的液相偏聚[21?22]有關(guān)。液相偏聚區(qū)為低熔點(diǎn)的共晶成分，其強(qiáng)化合金元素含量高于初生相內(nèi)部(見圖8)。固熔熱處理時(shí)固熔強(qiáng)化的同時(shí)也起到了成分均勻化的作用，試樣組織成分較為均勻，拉伸變形應(yīng)力集中點(diǎn)較少，其抗拉強(qiáng)度較高。時(shí)效處理時(shí)，過飽和固溶進(jìn)初生相晶粒內(nèi)部的強(qiáng)化相重新析出，受初生相晶粒形狀和分布的影響，析出的強(qiáng)化相的分布并不均勻(見圖 6(d)~(f))，導(dǎo)致試樣微觀強(qiáng)度不均勻。這就導(dǎo)致試樣組織中存在薄弱位置，拉伸失效就是從這些薄弱位置產(chǎn)生微觀裂紋開始的。盡管時(shí)效處理2 h到16 h之間，合金硬度不斷上升(見圖 9(b))，時(shí)效強(qiáng)化效果明顯，但時(shí)效后組織中的強(qiáng)化相不均勻分布，其抗拉強(qiáng)度并沒有明顯提高。流變壓鑄2024鋁合金試樣中的液相偏析導(dǎo)致其合金元素偏析，固熔熱處理時(shí)均勻化作用使得合金性能均勻，微觀裂紋萌生點(diǎn)較少，合金抗拉強(qiáng)度較高，時(shí)效熱處理后，強(qiáng)化相的析出不均勻。盡管合金硬度上升明顯，但抗拉強(qiáng)度并沒有出現(xiàn)較大的提高。

圖10 不同熱處理狀態(tài)下流變壓鑄成形2024變形鋁合金力學(xué)性能Fig. 10 Mechanical properties of RDC-2024 wrought aluminum alloy at different heat treatment states: (a)As-cast; (b)Solution treated at 495 ℃ for 1 h; (c)Solution treated at 495 ℃for 2 h; (d)Solution treated at 495 ℃ for 12 h; (e)Aging treated at 190 ℃ for 8 h; (f)Aging treated at 190 ℃ for 12 h

RDC-2024變形鋁合金進(jìn)行熱處理后拉伸斷口形貌如圖11所示。在固溶處理時(shí)間1.5 h時(shí)(見圖11(a))，合金中的縮松、縮孔現(xiàn)象較明顯，片層狀的斷裂紋也較多。隨著固溶時(shí)間增加至12 h(見圖11(b))，合金中的θ相和S相也逐漸固溶，基本消除了粗大的裂紋源，斷口處的共晶組織也明顯減少，而且，層狀撕裂痕也變得較為細(xì)小均勻，在撕裂痕的部位，有大量的韌窩產(chǎn)生。固溶處理后，使得合金的性能得到固溶強(qiáng)化，強(qiáng)化相在合金的基體中呈彌散的形式分布，合金性能也得到大幅提高。強(qiáng)化相在合金的晶界處逐漸固溶進(jìn)入晶粒內(nèi)部，在晶粒間起到強(qiáng)烈的釘扎作用，使得晶粒間的結(jié)合力大大增強(qiáng)，從而也提高了合金的強(qiáng)度。在495 ℃固溶處理12 h后，在190 ℃進(jìn)行時(shí)效處理8 h(見圖11(c))，層片狀的斷裂紋也逐漸增多，而且也變得相對(duì)細(xì)小均勻，其合金的性能也逐漸上升。而時(shí)效至12 h(見圖11(d))，組織中有較粗大的解理臺(tái)階，而且斷裂部位的韌窩現(xiàn)象也較少，合金的強(qiáng)度則出現(xiàn)下降。隨著時(shí)效時(shí)間的增加，合金中的析出相θ相和S相也逐漸增多，在合金的晶界處析出相也明顯增多，使得層狀撕裂痕也變得較為細(xì)小均勻，在撕裂痕的部位局部也產(chǎn)生韌窩現(xiàn)象。時(shí)效時(shí)間過短或者過長，都不利于合金性能的提高，時(shí)效時(shí)間過短，合金中的析出相相對(duì)較少，強(qiáng)化效果不明顯；而時(shí)效時(shí)間過長，則使析出相產(chǎn)生長大，使得合金的性能也出現(xiàn)下降[23]。

圖11 RDC-2024變形鋁合金斷口形貌Fig. 11 Fractographies of RDC-2024 wrought aluminum alloy: (a)Solution treated at 495 ℃ for 1.5 h; (b)Solution treated at 495 ℃ for 12 h; (c)Aging treated at 190 ℃ for 8 h; (d)Aging treated at 190 ℃ for 12 h

3 結(jié)論

1) 流變壓鑄成形2024變形鋁合金在495 ℃固溶處理 12 h后達(dá)到充分固溶，共晶相 θ(CuAl2)和S(CuAl2Mg)相逐漸固溶入α(Al)基體內(nèi)部，強(qiáng)度較好。在190 ℃時(shí)效處理16 h，達(dá)到時(shí)效峰值。金屬型鑄造的2024變形鋁合金充分固溶所需時(shí)間較長，在495 ℃固溶處理16 h后，達(dá)到過飽和的狀態(tài)，在190 ℃時(shí)效處理16 h，也達(dá)到時(shí)效峰值。

2) 固溶處理后，合金的元素偏析現(xiàn)象明顯減輕。在固溶的過程中，2024變形鋁合金流變壓鑄組織中的初生顆粒與二次凝固區(qū)顆粒都存在合并長大的現(xiàn)象，金屬型鑄造組織的樹枝晶間也存在明顯的合并長大現(xiàn)象。時(shí)效處理中，前者的析出相主要以晶界處不連續(xù)析出為主，而后者的析出相在晶界處不連續(xù)析出，而在晶內(nèi)則連續(xù)析出。

3) 與金屬型鑄造相比，流變壓鑄的2024變形鋁合金固溶、時(shí)效處理時(shí)合金的硬度上升較快，拉伸式樣斷口中的韌窩較多，力學(xué)性能較好，強(qiáng)化效果更明顯。

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