范光華，劉志義，柏松，趙齊，李俊霖

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2524鑄態(tài)合金均勻化過程中微觀組織的變化

范光華，劉志義，柏松，趙齊，李俊霖

(中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083)

在不同溫度和不同保溫時(shí)間條件下對(duì)2524鑄態(tài)合金進(jìn)行均勻化處理，利用掃描電鏡(SEM)、透射電鏡(TEM)、差示掃描量熱法(DSC)和金相顯微鏡(OM)等，研究2524鑄態(tài)合金在均勻化過程中微觀組織的變化，并分析在不同的均勻化處理狀態(tài)下T相(即Al20Cu2Mn3相)的析出情況。結(jié)果表明：2524鑄態(tài)合金中存在嚴(yán)重的枝晶偏析，大量的非平衡共晶相連續(xù)地沿晶界分布，主要的第二相為Al2Cu和Al2CuMg；主要合金元素不同程度地富集在晶界，富集程度為Cu＞Mg＞Mn；最佳的均勻化處理制度為500 ℃/48 h，均勻化處理后，Al2Cu和Al2CuMg基本回溶至基體，只余少量難溶的AlCuFeMn相散布在晶界，該均勻化制度與均勻化動(dòng)力學(xué)方程的計(jì)算結(jié)果基本一致；隨均勻化處理溫度升高，T相粒子的尺寸逐漸增大而數(shù)目逐漸減少。

2524合金；均勻化；微觀結(jié)構(gòu)；T相(Al20Cu2Mn3)；熱處理

2524合金是美國(guó)鋁業(yè)公司在1995年開發(fā)的一種性能優(yōu)良的鋁合金，具有較高的斷裂韌性和耐損傷性能[1]。與2024-T3相比，2524-T3合金具有更高的斷裂韌性和更長(zhǎng)的疲勞壽命[2]，在航空工業(yè)中得到廣泛應(yīng)用[3]。然而，作為可熱處理強(qiáng)化的鋁合金，2524合金的力學(xué)性能由于再結(jié)晶和晶界的非平衡相而大幅降低[4?6]。均勻化處理可使鑄態(tài)合金元素均勻分布，消除枝晶并使非平衡相回溶[7?8]，析出對(duì)再結(jié)晶具有重要影響的新相，即T相，從而獲得良好的加工性能和使用性能。在均勻化熱處理過程中，大量可溶的非平衡共晶相逐漸回溶至基體，僅剩少量細(xì)小的難溶相散布在晶界[9?10]。T相主要在均勻化處理時(shí)析出，在隨后的加工和熱處理過程中保持穩(wěn)定[11]。在再結(jié)晶時(shí)，T相釘扎亞晶界從而阻止其移動(dòng)，防止晶粒長(zhǎng)大，因而可以細(xì)化晶粒[12?14]。另外，一些研究表明，T相對(duì)于合金的均勻變形、織構(gòu)的變化[15?16]和腐蝕抗力[17?18]都有重要影響。均勻化制度對(duì)于T相的析出具有重要影響，目前對(duì)于2524鑄態(tài)合金的微觀組織隨均勻化溫度和時(shí)間變化的研究較少，為此，本文在不同溫度和不同保溫時(shí)間條件下對(duì)2524鑄態(tài)合金進(jìn)行均勻化處理，分析2524合金微觀組織與結(jié)構(gòu)的變化，研究均勻化處理時(shí)T相的析出規(guī)律，并建立均勻化動(dòng)力學(xué)曲線，為優(yōu)化2524合金均勻化制度和實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)提供實(shí)驗(yàn) 依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

本實(shí)驗(yàn)所用的合金是商用2524鋁合金鑄錠。從鋁錠上截取尺寸為10 mm×10 mm×5mm的塊狀試樣若干，進(jìn)行均勻化處理。依據(jù)鑄態(tài)合金的DSC曲線，選取470，480，490和500 ℃共4個(gè)溫度點(diǎn)，分別保溫24 h，研究均勻化溫度的影響。然后，選取合適的溫度點(diǎn)分別保溫24，48和72 h，研究保溫時(shí)間的影響。均勻化處理所用的保溫設(shè)備為程序控溫箱式電阻爐，溫度誤差為(±1) ℃。

利用SDT?Q600型差示掃描量熱分析儀對(duì)合金進(jìn)行DSC分析，加熱速率為20 ℃/min，Ar氣氛。用FEI Quanta-200掃描電鏡觀察均勻化處理后合金的微觀結(jié)構(gòu)，并用掃描電鏡附帶的能譜儀進(jìn)行第二相的成分分析，研究主要合金元素的分布情況。用TecnaiG220型透射電鏡觀察合金均勻化后的顯微組織，加速電壓為200 kV，TEM樣品使用電解雙噴減薄，電解液為30%硝酸+70%甲醇(體積分?jǐn)?shù))，溫度控制在?25 ℃。

本研究利用T相的TEM照片和相關(guān)軟件對(duì)T相進(jìn)行定量分析。T相的尺寸通過其TEM微觀組織形貌，使用Nano Measurer軟件計(jì)算得到；T相的數(shù)目密度為單位體積內(nèi)T相的數(shù)量，根據(jù)薄區(qū)厚度與T相的面積分?jǐn)?shù)，利用公式(為數(shù)目密度；f為T相的體積分?jǐn)?shù)；和分別為T相的平均厚度和長(zhǎng)度)進(jìn)行計(jì)算。薄區(qū)厚度采用會(huì)聚電子束方式測(cè)出，借助軟件也可以精確測(cè)出T相的面積分?jǐn)?shù)。所有的T相TEM照片都是á112?方向，T相的尺寸和數(shù)目密度是通過計(jì)算20個(gè)晶粒內(nèi)的T相得到的。

2 結(jié)果與分析

2.1 鑄態(tài)合金的微觀組織

圖1(a)所示為2524合金的鑄態(tài)金相組織。由圖看出，鑄態(tài)組織中存在枝晶偏析，基體α(Al)基本上為等軸晶。圖1(b)所示為鑄態(tài)組織晶界處的SEM形貌，可見晶界處存在暗灰色的A相和白色的B相，對(duì)其進(jìn)行能譜分析，結(jié)果如圖1(c)和(d)所示，表明這2種相分別為Al2CuMg和Al2Cu。

圖2所示為鑄態(tài)合金的SEM形貌與主要合金元素Cu，Mg和Mn的面掃描分布圖。從圖2可看出，Cu和Mg元素主要富集在晶界，富集程度從晶界到晶內(nèi)逐漸降低，這3種主要合金元素的偏析程度為Cu＞Mg＞Mn。

由圖1和圖2可知，合金鑄態(tài)組織中存在嚴(yán)重的元素偏析，大量粗大的第二相沿晶界連續(xù)分布，所以必須通過均勻化處理來消除第二相并使主要合金元素均勻分布。

2.2 鑄態(tài)及均勻化態(tài)合金的DSC分析

影響均勻化處理效果的主要因素是均勻化溫度和保溫時(shí)間，提高溫度可加快擴(kuò)散速度，但過高的溫度會(huì)使低熔點(diǎn)共晶相溶解，導(dǎo)致合金過燒。延長(zhǎng)保溫時(shí)間可使合金中的元素充分?jǐn)U散，接近元素均勻分布的理想狀態(tài)；但隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)，鑄態(tài)組織的晶粒逐漸長(zhǎng)大，從而影響合金的性能。所以，合適的溫度和保溫時(shí)間相互配合才能達(dá)到最優(yōu)的均勻化處理效果。圖3所示為2524合金鑄態(tài)和均勻化態(tài)的DSC曲線。從圖3可知，鑄態(tài)合金分別在505.4 ℃和649 ℃出現(xiàn)吸熱峰。第1個(gè)吸熱峰代表合金中非平衡共晶相的溶解吸熱峰，第2個(gè)較大的吸熱峰溫度為合金基體的熔點(diǎn)。因此，在對(duì)該合金進(jìn)行均勻化處理時(shí)，均勻化溫度應(yīng)低于505.4 ℃。當(dāng)鑄態(tài)合金分別在470，480，490和500 ℃溫度下保溫24 h，以及在500 ℃保溫48 h均勻化處理后，DSC曲線上的第1個(gè)吸熱峰消失，位于合金熔點(diǎn)649 ℃的第2個(gè)吸熱峰依然存在，表明均勻化處理過程中，晶界處的非平衡相基本回溶至基體，枝晶得到有效消除。具體的效果還要結(jié)合均勻化后的微觀組織來判斷。

圖1 鑄態(tài)AA2524合金的微觀組織與晶界處第二相的能譜分析

圖2 AA2524鑄態(tài)合金中主要合金元素的面掃描分布

圖3 AA2524鑄態(tài)合金及其在不同條件下均勻化處理后的DSC曲線

2.3 合金的均勻化態(tài)組織

圖4所示為2524鑄態(tài)合金分別在470，480，490和500 ℃保溫24 h均勻化處理后的BSE圖像。由圖可知，隨均勻化處理溫度升高，晶界處的非平衡第二相逐漸減少，沿晶界由連續(xù)分布變化為不連續(xù)分布。在470 ℃保溫24 h后，晶界處的第二相形狀粗大不規(guī)則，大部分?jǐn)鄶嗬m(xù)續(xù)沿晶界分布。在480 ℃和490 ℃分別保溫24 h后，粗大不規(guī)則的第二相大為減少，基本上呈細(xì)小的點(diǎn)狀和棒狀。在500 ℃保溫24 h后，只余少量第二相散布在晶界，形狀更規(guī)則，且未出現(xiàn)過燒。所以較合適的均勻化處理溫度為500 ℃。

圖5所示和表1所列分別為合金在500 ℃保溫不同時(shí)間和經(jīng)490 ℃/48 h處理后的SEM形貌以及第二相的化學(xué)組成。從圖5和表1可知，隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)，晶界上的第二相未見明顯減少。保溫24 h后，晶界殘余的第二相含少量Mg，而Mg是可以完全回溶到基體中的，說明均勻化處理不徹底。在保溫48和72 h后，晶界只存在難溶的AlCuFeMn相，表明可溶的第二相已回溶。而保溫時(shí)間過長(zhǎng)不僅不利于工業(yè)生產(chǎn)，而且導(dǎo)致晶粒長(zhǎng)大，降低合金的使用性能，因此48 h是合適的保溫時(shí)間。從圖5(d)可見，合金在490 ℃下保溫48 h后，晶界的殘存相仍含有Mg，說明均勻化效果不如500 ℃/48 h。綜合考慮，500 ℃/48 h是較合適的均勻化處理制度。鑄錠中AlCuFeMn相的形成可能是由于熔體在凝固過程中，熔點(diǎn)較高而含量及溶解度都很低的Mn和Fe先析出，成為富Fe/Mn相的形核核心，而后隨溫度逐漸降低，Cu緩慢地沉積在該核心上，最終形成AlCuFeMn相，該相很難在均勻化過程中消除。

圖4 AA2524合金在不同溫度下均勻化處理24 h后的BSE圖像

圖5 AA2524 鑄態(tài)合金經(jīng)過不同均勻化處理后的BSE圖像

表1 2524鑄態(tài)合金經(jīng)過不同均勻化處理后的第二相化學(xué)組成

2.4 均勻化動(dòng)力學(xué)曲線

根據(jù)文獻(xiàn)[23]，鑄態(tài)合金枝晶區(qū)域的元素含量分布可用余弦函數(shù)來表示，即：

(2)

式中：max為元素的最高濃度；min為元素的最低濃度；Δ0為元素的濃度差。根據(jù)Fick定律和邊界條件，均勻化合金中枝晶溶質(zhì)原子的偏析程度與均勻化保溫時(shí)間的關(guān)系可表示為：

式中：為元素的擴(kuò)散系數(shù)；擴(kuò)散系數(shù)與溫度的關(guān)系可概括為：

(4)

式中：0為元素的擴(kuò)散常數(shù)；為擴(kuò)散激活能；為氣體常數(shù)；為溫度。將式(4)代入式(3)，得到枝晶溶質(zhì)原子的偏析程度()隨均勻化保溫時(shí)間與溫度的變化關(guān)系：

由式(5)可知，隨均勻化溫度升高或保溫時(shí)間延長(zhǎng)，溶質(zhì)元素的偏析程度下降，這與實(shí)驗(yàn)結(jié)果相符。假設(shè)經(jīng)均勻化處理，溶質(zhì)原子得到充分?jǐn)U散，在枝晶中均勻分布，偏析程度減小至1%，即：

(6)

將式(6)帶入式(5)，得：

對(duì)式(7)兩邊取對(duì)數(shù)，得到：

(8)

設(shè)=/，=4.6/4π20，代入式(8)，得到：

式(9)即為合金均勻化動(dòng)力學(xué)方程。當(dāng)知道一種合金的鑄態(tài)微觀組織時(shí)，就可繪出其均勻化動(dòng)力學(xué)曲線。由于同等條件下，Cu的擴(kuò)散速率低于Mn和Mg的擴(kuò)散速率，所以對(duì)于2524合金而言，其均勻化主要由Cu元素的擴(kuò)散決定。已知Cu原子的擴(kuò)散常數(shù)0(Cu)=0.084 cm2/ s，擴(kuò)散激活能(Cu)=136.8 kJ/mol和=8.31 J/(mol·K)，將這些參數(shù)代入式(9)，得到不同枝晶間距的合金均勻化動(dòng)力學(xué)曲線，如圖6所示。

由鑄態(tài)合金的金相組織得到2524鑄態(tài)合金的平均枝晶間距約為76 μm，在優(yōu)化的均勻化溫度500 ℃下，由均勻化動(dòng)力學(xué)方程求出相對(duì)應(yīng)的保溫時(shí)間為44 h，這與實(shí)驗(yàn)確定的最佳均勻化處理?xiàng)l件500 ℃/48 h基本一致。

2.5 Al20Cu2Mn3相的析出規(guī)律

圖7所示為合金在500 ℃/48 h條件下均勻化處理后沿[112]Al向的透射明場(chǎng)像以及析出相的能譜圖。由圖可知，有許多短棒狀的析出相分布在基體中，根據(jù)文獻(xiàn)[19?20]及圖7(b)所示析出相的能譜分析，可以判斷這些相全部為T相(即Al20Cu2Mn3相)。T相是2524合金的主要析出相之一，熱穩(wěn)定性很好，主要在均勻化處理時(shí)析出。T相對(duì)于合金在熱軋和退火過程中的再結(jié)晶有重要影響。細(xì)小且均勻彌散的T相可阻礙位錯(cuò)移動(dòng)，釘扎亞晶界的遷移，起到細(xì)化晶粒的作用。而粗大且間距較遠(yuǎn)的T相，合金變形時(shí)在其周圍存在較強(qiáng)變形區(qū)，可為再結(jié)晶提供形核位置和動(dòng)力，導(dǎo)致再結(jié)晶晶粒粗化[21]。所以研究T相粒子的尺寸和分布隨均勻化制度的不同而發(fā)生的變化很有必要。

圖8所示為T相粒子的尺寸和數(shù)目密度隨均勻化溫度的變化。由圖可知，隨均勻化處理溫度升高，T相粒子的尺寸逐漸增大而數(shù)目密度降低。在較低溫度下，S和θ相較少回溶至基體，為T相粒子非均勻形核提供了形核位置[22]，較高的形核率使T相粒子在長(zhǎng)大時(shí)面臨競(jìng)爭(zhēng)，且較低的溫度不能提供足夠的動(dòng)力使其長(zhǎng)大，所以析出的T相粒子細(xì)小彌散且均勻分布。隨均勻化溫度升高，殘余的S和θ相減少，形核率降低，同時(shí)較高的溫度為T相粒子的長(zhǎng)大提供了動(dòng)力，因此，T相粒子的尺寸增大而數(shù)目密度降低。

圖6 鑄態(tài)合金均勻化處理的擴(kuò)散動(dòng)力學(xué)曲線

圖7 500 ℃/48 h合金均勻化后析出相的透射明場(chǎng)像與EDS分析

圖8 Al20Cu2Mn3相粒子的尺寸和數(shù)目密度隨均勻化溫度的變化

3 結(jié)論

1) 2524鑄態(tài)合金中存在嚴(yán)重的枝晶偏析，主要合金元素的偏析程度為Cu＞Mg＞Mn；非平衡相沿晶界連續(xù)分布，主要的第二相為Al2Cu和Al2CuMg。

2) 當(dāng)提高均勻化溫度或延長(zhǎng)保溫時(shí)間時(shí)，在晶界連續(xù)分布的第二相逐漸回溶至基體，在晶界的分布變得不連續(xù)，最后只余很少難溶的AlCuFeMn相散布在晶界，主要合金元素的分布也變得均勻。

3) 在均勻化過程中，隨均勻化溫度升高，析出相T相粒子的尺寸逐漸增大，數(shù)目密度降低。

4) 在綜合性能的考慮下，2524合金適宜的均勻化處理制度為500 ℃/48 h，這與均勻化動(dòng)力學(xué)方程的計(jì)算結(jié)果基本一致。

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(編輯 湯金芝)

Microstructural evolution of as-cast AA2524 alloy during homogenization

FAN Guanghua, LIU Zhiyi, BAI Song, ZHAO Qi, LI Junlin

(School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

Microstructural evolution of as-cast AA2524 alloy during homogenization at different temperature and holding time was investigated using scanning electron microscopy (SEM), transmission electron microscopy (TEM), optical microscopy (OM), energy dispersive spectrometry (EDS) and differential scanning calorimeter (DSC). The precipitation of Al20Cu2Mn3phase in different homogenization conditions was also studied. The results show that, large amounts of non-equilibrium phase distribute along grain boundaries and dendritic segregation exists in as-cast alloy. The main elements of as-cast alloy are enriched in grain boundaries and the segregation degree is in the order of Cu, Mg and Mn. The main secondary phases are Al2Cu and Al2CuMg. During homogenization, these intermetallic phases gradually dissolve into matrix and only insoluble phase AlCuFeMn exists in grain boundaries. There is a significant increase in particle size and a modest reduction in number density of T phase (Al20Cu2Mn3) with increasing homogenization temperature. The suitable homogenization parameter is 500 ℃/48 h, which agrees with the results of homogenization kinetic analysis.

AA2524 alloy; homogenization; microstructure; T(Al20Cu2Mn3); heat treatment

TG166.3

A

1673-0224(2017)02-151-08

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51171209)

2016?02?16；

2016?04?15

劉志義，教授。電話：0731-88836927；E-mail: liuzhiyi335@163.com