李亞紅， 戚小薇， 王錫鵬， 何 芳

(西安長(zhǎng)峰機(jī)電研究所， 陜西 西安 710065)

我公司生產(chǎn)的某種工件采用2A12-T4態(tài)鋁合金棒料，在退火時(shí)隨爐帶6件拉伸試樣和2件硬度試樣，退火后發(fā)現(xiàn)某爐次有2件隨爐拉伸試樣的斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率不合格，塑性較低，但隨爐硬度試樣的硬度符合技術(shù)要求，如表1所示。另從不合格拉伸試樣S07和S10的夾持段取樣進(jìn)行硬度檢測(cè)，硬度分別為67 HBW和68 HBW，也滿足設(shè)計(jì)要求。該工件的退火工藝根據(jù)GJB 1694—1993《變形鋁合金熱處理規(guī)范》的要求制定，退火溫度400 ℃，保溫時(shí)間60 min，保溫結(jié)束后隨爐冷至260 ℃出爐空冷，隨爐試樣與工件所用原材料一致。為了研究S07和S10隨爐拉伸試樣塑性低的原因，并防止再次出現(xiàn)類似問(wèn)題，選取不合格試樣S10和合格試樣S12作為研究對(duì)象，對(duì)兩種具有代表性的隨爐拉伸試樣進(jìn)行化學(xué)成分檢測(cè)、斷口分析和顯微組織分析，在此基礎(chǔ)上，針對(duì)隨爐拉伸試樣塑性低的原因，提出改進(jìn)措施。

表1 2A12-T4態(tài)鋁合金隨爐試樣退火后的力學(xué)性能檢測(cè)結(jié)果

1 理化檢驗(yàn)

生產(chǎn)用2A12鋁合金為規(guī)格φ120 mm的熱擠壓棒料，來(lái)料狀態(tài)為固溶+自然時(shí)效(T4態(tài))，其化學(xué)成分、力學(xué)性能和顯微組織均滿足相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)要求。隨爐試樣與工件所用原材料一致，其中拉伸試樣為φ10 mm標(biāo)準(zhǔn)試樣，且相關(guān)技術(shù)要求規(guī)定拉伸試樣的軸向與棒料熱擠壓方向一致，即拉伸試樣必須沿棒料縱向取樣。

1.1 成分分析

從原材料及S10、S12拉伸試樣夾持段取樣，采用直讀光譜儀進(jìn)行化學(xué)成分測(cè)試，結(jié)果如表2所示。由表2可知，原材料及拉伸試樣S10、S12的化學(xué)成分均滿足GB/T 3190—2020《變形鋁及鋁合金化學(xué)成分》的要求。

表2 2A12鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

1.2 斷口分析

采用ZEISS EVO 18 SEM掃描電鏡觀察S10和S12試樣的拉伸斷口形貌，并用附帶的能譜儀進(jìn)行成分分析，結(jié)果如圖1和圖2所示。由圖1可知，S10試樣斷口附近無(wú)宏觀塑性變形，斷面與拉伸方向呈45°，且斷口表面粗糙，呈解理臺(tái)階狀，具有方向性。在掃描電鏡下微觀斷口呈具有方向性的撕裂棱及韌窩帶，且韌窩較少，在撕裂棱中分布著大小不一的析出相和殘留的不溶化合物質(zhì)點(diǎn)，其中不溶化合物質(zhì)點(diǎn)呈破碎狀，且在撕裂棱內(nèi)部質(zhì)點(diǎn)之間有大量微裂紋，這顯然是在拉伸變形過(guò)程中發(fā)生了析出相和不溶化合物質(zhì)點(diǎn)破裂并與基體剝離，產(chǎn)生裂紋；而在韌窩帶的大韌窩底部也存在析出相質(zhì)點(diǎn)。通過(guò)能譜分析可知，韌窩區(qū)為α(Al) 基體，韌窩底部析出相為強(qiáng)化相S(Al2CuMg)、θ(CuAl2)，撕裂棱區(qū)為強(qiáng)化相S(Al2CuMg)和殘留的粗大不溶化合物質(zhì)點(diǎn)(CuFeMn)SiAl，殘留的粗大不溶化合物質(zhì)點(diǎn)會(huì)造成應(yīng)力集中，易形成裂紋源，降低合金的力學(xué)性能及斷裂韌性。從斷口形態(tài)分析可知，S10斷口是以沿晶斷裂為主、部分穿晶韌窩斷裂的混合斷裂，合金的塑性差。

由圖2可知，S12試樣宏觀斷口有明顯頸縮現(xiàn)象，斷面與拉伸方向呈45°，且斷口表面較為光滑，有較弱的金屬光澤，無(wú)方向性。在掃描電鏡下微觀斷口上有大小深淺不一、呈拋物線狀的韌窩，可見少部分析出相和殘留的不溶化合物質(zhì)點(diǎn)。由能譜分析可知，韌窩區(qū)為α(Al)基體，韌窩底部為粗大的不溶化合物質(zhì)點(diǎn)(CuFeMn)SiAl，撕裂區(qū)為強(qiáng)化相S(Al2CuMg)、θ(CuAl2) 及粗大的不溶化合物質(zhì)點(diǎn)(CuFeMn)Al6。通過(guò)斷口顯微組織和能譜分析可知，在拉伸時(shí)，變形易于在析出相和粗大不溶化合物質(zhì)點(diǎn)萌生裂紋而降低拉伸塑性。從斷口組織形態(tài)分析可知，斷口為穿晶韌窩斷口，為韌性斷裂，合金的塑性較好。

圖2 試樣S12的拉伸斷口形貌及能譜分析

1.3 顯微組織分析

在S10和S12拉伸試樣夾持段取樣進(jìn)行金相檢測(cè)，將垂直于拉伸方向的檢測(cè)面拋光，用Keller腐蝕劑腐蝕后采用ZEISS HAL100光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織，結(jié)果見圖3。由圖3可知，S10試樣的強(qiáng)化相和不溶殘留化合物沿棒料擠壓方向呈方向性排列，以鏈狀為主，晶粒沿變形方向伸長(zhǎng)，呈扁平帶狀分布，沿變形方向的晶界很長(zhǎng)，而S12試樣的強(qiáng)化相和不溶的殘留化合物質(zhì)點(diǎn)無(wú)序分布，無(wú)方向性，晶粒無(wú)變形，為等軸細(xì)晶，晶界較短。結(jié)合圖1和圖2可知，S10及S12試樣的顯微組織為在α-Al基體上析出了較大的S(Al2CuMg)相、θ(CuAl2)相等強(qiáng)化相和不溶殘留化合物，顯微組織中未出現(xiàn)過(guò)熱或者過(guò)燒組織。

圖3 S10試樣(a, b)和S12試樣(c, d)的顯微組織

2 分析與討論

分析認(rèn)為，該爐次6件拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度基本相同，而2件拉伸試樣的斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率明顯較低，說(shuō)明不合格試樣的塑性較差。S10試樣和S12試樣的化學(xué)成分滿足要求，退火后的硬度也基本相同，且顯微組織未出現(xiàn)過(guò)熱或者過(guò)燒現(xiàn)象，說(shuō)明退火過(guò)程正常，但S10試樣中殘留的化合物呈方向性分布，晶粒沿變形方向呈扁平狀分布，且晶界很長(zhǎng)，S12試樣組織中的殘留化合物呈無(wú)序分布，無(wú)方向性，為等軸晶粒，即不合格與合格試樣在顯微組織上存在方向性的差異。同時(shí)，S10和S12試樣的斷口形貌也不同，S10試樣無(wú)頸縮，斷口呈臺(tái)階狀，撕裂棱及韌窩帶具有方向性，以沿晶斷裂為主、少量穿晶韌窩斷裂的混合斷裂，沿晶區(qū)有析出相和大量不溶化合物(CuFeMn)SiAl，這些呈方向性分布的不溶脆硬相化合物造成合金局部塑性變形能力降低，使得裂紋更容易擴(kuò)展，降低了塑性；而S12試樣有頸縮，斷口無(wú)方向性，為穿晶韌窩斷口，斷口上分布著大小不一的拋物線狀韌窩，在韌窩底部可見部分析出相和不溶化合物，雖然S12試樣斷口也存在強(qiáng)化相和不溶化合物(CuFeMn)SiAl、(CuFeMn)Al6等，但由于其分布無(wú)方向性，合金塑性好。即S10與S12試樣在斷口表現(xiàn)出的塑性差異與拉伸試驗(yàn)結(jié)果相吻合。

隨爐試樣與工件所用原材料一致，且技術(shù)要求拉伸試樣軸向與棒料熱擠壓方向一致，拉伸試樣的加工質(zhì)量和退火工藝均符合技術(shù)要求，抗拉強(qiáng)度和化學(xué)成分也滿足相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)和技術(shù)要求，但不同拉伸試樣的塑性差異較大。同時(shí)，不同拉伸試樣之間的顯微組織和斷口形貌具有方向性差異，說(shuō)明拉伸試樣存在各向異性。而合金各向異性是由其內(nèi)部微觀組織特征所決定的，通常是由于晶粒和析出相等的擇優(yōu)取向而導(dǎo)致的[1]。這是因?yàn)槔煸嚇尤∽詿釘D壓棒材，而熱擠壓棒材存在各向異性，沿?cái)D壓方向即縱向的力學(xué)性能優(yōu)于其它方向，垂直擠壓方向即橫向力學(xué)性能最差[2-4]。棒料的晶粒沿?cái)D壓變形方向被拉長(zhǎng)，故平行于擠壓方向的晶界很長(zhǎng)，即沿?cái)D壓方向拉伸時(shí)，與拉伸力垂直的晶界很少，而垂直于擠壓方向拉伸時(shí)，與拉伸力垂直的晶界多而長(zhǎng)。棒料經(jīng)過(guò)擠壓變形后，合金中含雜質(zhì)元素的粗大殘留化合物發(fā)生破裂，殘留化合物沿?cái)D壓方向呈方向性排列，并且大多數(shù)分布在晶界上。這些殘留化合物難溶或不溶于鋁合金基體，其組織形態(tài)及分布特點(diǎn)在隨后的固溶、時(shí)效及退火過(guò)程中幾乎不發(fā)生變化。拉伸變形時(shí)在殘留化合物與基體的邊界上會(huì)發(fā)生位錯(cuò)塞積，造成應(yīng)力集中[5]，產(chǎn)生裂紋。與拉伸力方向垂直分布的晶界越長(zhǎng)、殘留化合物越大、越密集，越容易在此處產(chǎn)生孔洞、孔隙，隨后形成微裂紋，這些微裂紋在應(yīng)力作用下迅速擴(kuò)展，降低了材料的塑性，最終導(dǎo)致快速斷裂。

晶界和邊界受力易發(fā)生集中變形，微孔首先在晶界和邊界處萌生、聚集并長(zhǎng)大。當(dāng)試樣的拉伸方向與棒料擠壓方向垂直時(shí)，即沿棒料橫向取樣時(shí)，裂紋在垂直于擠壓方向的拉伸力下擴(kuò)展(見圖4(a))，當(dāng)擠壓變形的晶粒和殘留化合物分布方向與拉伸力方向垂直時(shí)，晶界和邊界很長(zhǎng)，大多數(shù)的殘留化合物分布在晶界上，導(dǎo)致晶界和邊界結(jié)合力弱化，在拉伸時(shí)首先在界面粗大的殘留化合物邊界處形成微孔，并沿晶界迅速擴(kuò)展，導(dǎo)致沿晶裂紋形成，在拉應(yīng)力的作用下沿著晶界快速擴(kuò)展，產(chǎn)生沿晶斷裂，形成的邊界韌窩越少，材料的塑性越差。當(dāng)拉伸方向與棒料擠壓方向一致，即沿棒料縱向取樣時(shí)，裂紋在平行于擠壓方向的拉伸力下擴(kuò)展(見圖4(b))，擠壓變形的晶粒和殘留化合物分布方向與拉伸力方向一致，也可導(dǎo)致微孔在析出物、晶界和殘留化合物界面處萌生、聚集和長(zhǎng)大，產(chǎn)生穿晶斷裂，由于試樣受力方向與平面內(nèi)大多數(shù)晶界平行，故在拉應(yīng)力方向的晶界少且短，微裂紋可優(yōu)先在晶界殘留化合物和析出物上形核并沿晶擴(kuò)展，微裂紋在擴(kuò)展過(guò)程大多數(shù)與相鄰晶粒的晶內(nèi)組織相遇而不是晶界。在這種情況下，裂紋如繼續(xù)擴(kuò)展，就必須改變擴(kuò)展方向，由于拉應(yīng)力方向的晶界少且短，大多數(shù)裂紋穿過(guò)相鄰晶粒的內(nèi)部形成穿晶斷裂。穿晶斷裂是高能斷裂，所需要的能量較沿晶斷裂更多[6]。因此，縱向試樣的斷后伸長(zhǎng)率及斷面收縮率要高于橫向試樣。

圖4 橫向(a)和縱向(b)取樣時(shí)裂紋的擴(kuò)展示意圖

總體來(lái)說(shuō)，S10和S12試樣的拉伸斷口反映了合金塑性的差異，熱擠壓棒料的各向異性決定了棒料不同方向力學(xué)性能的差異[2-7]，而各向異性又影響斷裂方式[8]。尤其當(dāng)呈方向性分布的殘留化合物與拉伸方向垂直時(shí)，材料快速失穩(wěn)，殘留物越多、方向性越強(qiáng)，形成的邊界韌窩越少，材料的塑性越差。由以上分析可知，正是由于2A12鋁合金熱擠壓棒材中的晶粒結(jié)構(gòu)和殘留化合物的分布特征導(dǎo)致了棒料力學(xué)性能的各向異性，從而造成隨爐拉伸試樣熱處理后的力學(xué)性能相差較大。

3 結(jié)論及建議

2A12鋁合金退火塑性低是由于熱擠壓棒料存在各向異性，縱向試樣和橫向試樣退火后塑性差異較大，在取樣時(shí)，采用橫向拉伸試樣代替縱向拉伸試樣，是造成退火后塑性低的根本原因。因而建議在生產(chǎn)各個(gè)環(huán)節(jié)嚴(yán)格按照技術(shù)要求和生產(chǎn)圖紙要求執(zhí)行，避免因取樣方向差異造成重大質(zhì)量問(wèn)題。