任安吉,李貝貝,徐 豫,于 巍,李 勇*,許光明

(1 東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,沈陽(yáng) 110819;2 東北大學(xué) 材料電磁過(guò)程研究教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,沈陽(yáng) 110819)

在綠色產(chǎn)業(yè)蓬勃發(fā)展的今天,為了減輕飛機(jī)質(zhì)量,進(jìn)而減少燃料消耗和有毒溫室氣體排放,輕量化結(jié)構(gòu)材料的發(fā)展更加受到重視[1]。在所有商用鋁合金中, 2000 系列鋁合金除了具有良好的斷裂韌性和出色的疲勞性能外,還因其高比強(qiáng)度而被廣泛地用于航空航天工業(yè)[2-3]。最新研發(fā)的2624鋁合金因?yàn)榫哂懈邚?qiáng)度和高損傷容限而用來(lái)替換現(xiàn)有的2024和2324鋁合金,用于下翼板和其他張力主導(dǎo)的航天航空結(jié)構(gòu)上[4]。

雙輥鑄軋工藝作為一種近終成形技術(shù),可以大幅縮短板材制備周期。熔融金屬可以在與兩個(gè)水冷鑄輥直接接觸后同時(shí)凝固和變形[5-6]。雙輥鑄軋工藝具有產(chǎn)量高、質(zhì)量好、使用壽命長(zhǎng)、污染低、能耗低(三高兩低)等優(yōu)點(diǎn),被認(rèn)為是制造鋁合金板最經(jīng)濟(jì)的技術(shù)之一[7-8]。因此,該技術(shù)具有巨大的市場(chǎng)潛力,已成為全球各行各業(yè)都在努力發(fā)展和突破的前沿技術(shù)。

雙輥鑄軋工藝是近幾十年發(fā)展起來(lái)的,只適用于生產(chǎn)結(jié)晶溫度范圍較窄和低合金化的鋁合金,而結(jié)晶溫度范圍較寬和高合金化鋁合金的生產(chǎn)仍處于探索階段[9-10]。根據(jù)澆注方式的不同雙輥鑄軋工藝可分為上注式,水平式和下注式,而通常使用的上注式和水平式鑄軋工藝生產(chǎn)的鑄軋板坯都存在著溶質(zhì)元素沿厚度方向不均勻分布的現(xiàn)象,同時(shí)上注式鑄軋存在的氧化皮夾雜和水平式鑄軋存在的溶質(zhì)元素沿中心線兩側(cè)不對(duì)稱(chēng)分布的問(wèn)題都會(huì)惡化鑄軋板材的性能,這也成為雙輥鑄軋工藝發(fā)展的一道障礙[11-12]。下注式鑄軋由于引用鑄咀可以避免在鑄軋過(guò)程中熔池表面氧化皮與軋輥直接接觸從而被帶入到熔池內(nèi),并且其出板方向與重力方向保持平行,這可以較好地解決氧化皮夾雜和元素不對(duì)稱(chēng)分布問(wèn)題,進(jìn)而提高板材質(zhì)量。

迄今為止,采用下注式鑄軋技術(shù)制備寬結(jié)晶溫度范圍的2624鋁合金的相關(guān)研究鮮見(jiàn)報(bào)道。相關(guān)研究表明在具體生產(chǎn)過(guò)程中較為理想的液穴深度應(yīng)控制在30%～43%[13],而且工藝參數(shù)對(duì)鑄軋板材的性能有著較大的影響[10]。因此,本研究通過(guò)模擬鑄軋區(qū)液穴深度的變化獲得與理想液穴深度相對(duì)應(yīng)的工藝參數(shù),借助模擬鑄軋區(qū)流場(chǎng)變化并采用SEM、EPMA、DSC、電導(dǎo)率和常溫拉伸性能測(cè)試手段,探究工藝參數(shù)對(duì)下注式鑄軋2624鋁合金板材的顯微組織和性能變化影響規(guī)律,并對(duì)其宏觀和微觀偏析形成機(jī)理進(jìn)行了詳細(xì)探討。

1 實(shí)驗(yàn)方法

1.1 實(shí)驗(yàn)步驟

本工作采用下注式雙輥鑄軋工藝在實(shí)驗(yàn)室制造2624鋁合金鑄軋板。下注式雙輥鑄軋裝置示意圖如圖1所示,實(shí)驗(yàn)所需2624鋁合金鑄軋板材成分如表1所示。起初, Al-10Mn, Al-50Cu中間合金和純鎂以及純鋁在電阻爐中加熱熔化,控制爐溫在750 ℃并熔化所有原料后,加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%～0.4%的六氯乙烷(C2Cl6)凈化除氣并靜置 20 min。當(dāng)熔體溫度達(dá)到實(shí)驗(yàn)所需溫度時(shí)去除表面雜質(zhì),隨后打開(kāi)鑄軋機(jī),最后通過(guò)控制工藝參數(shù)來(lái)獲得實(shí)驗(yàn)所需6 mm厚的鑄軋板。本研究通過(guò)模擬手段獲得了符合理想液穴深度范圍的工藝參數(shù):730 ℃-0.65 m/min, 730 ℃-0.7 m/min, 740 ℃-0.65 m/min, 740 ℃-0.7 m/min。為了檢測(cè)鑄軋板材的顯微組織,微觀偏析和宏觀偏析情況,對(duì)拋光后不同的樣品進(jìn)行JXA-8530 F型電子探針顯微分析(EPMA)。使用SSX-550型SEM對(duì)拉伸斷口形貌進(jìn)行觀察。

表1 2624合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of 2624 alloy(mass fraction/%)

圖1 下注式雙輥鑄軋工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of betting two-roll casting technology

采用SDT-Q600差示掃描量熱儀進(jìn)行差示掃描量熱法(DSC)分析, DSC過(guò)程升溫速率為10 ℃/min。每個(gè)樣品的電導(dǎo)率用D60K數(shù)字金屬電導(dǎo)率測(cè)試儀進(jìn)行測(cè)量。拉伸實(shí)驗(yàn)在CSS-44100型萬(wàn)能材料拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,拉伸速率為1 mm/min,拉伸試樣的寬度和標(biāo)距分別6 mm和32 mm。為了使拉伸結(jié)果更加準(zhǔn)確可靠,同種條件下分別選取了5個(gè)平行試樣進(jìn)行實(shí)驗(yàn),測(cè)試結(jié)果取平均值。

1.2 數(shù)學(xué)模型

1.2.1 研究方法和基本假設(shè)

為了節(jié)約成本,以及更為便捷地獲得理想液穴深度下的工藝參數(shù)和流場(chǎng)分布情況,利用Procast軟件對(duì)關(guān)鍵部分和關(guān)鍵區(qū)域進(jìn)行仿真模擬。模擬實(shí)驗(yàn)參數(shù)分別為: 730 ℃-0.65 m/min,730 ℃-0.7 m/min,740 ℃-0.65 m/min,740 ℃-0.7m/min。實(shí)驗(yàn)材料物性如表2所示?？紤]到幾何模型的對(duì)稱(chēng)性以及熔池內(nèi)復(fù)雜的物理現(xiàn)象,為了簡(jiǎn)化數(shù)值模擬模型鑄軋熔池區(qū)域需做如下假設(shè):(1)由實(shí)際三維結(jié)構(gòu)簡(jiǎn)化為二維軸對(duì)稱(chēng)模型;(2)熔池內(nèi)金屬液視為不可壓縮Newton流體,忽略液面波動(dòng);(3)鑄軋區(qū)各點(diǎn)的工藝參數(shù)均視為常數(shù),忽略實(shí)驗(yàn)熔體的熱變形;(4)軋輥被認(rèn)為是沒(méi)有彈性變形的剛體,鑄軋速率被認(rèn)為是恒定的;(5)鑄軋區(qū)軋輥與熔體之間的縫隙不予考慮,兩者的相對(duì)滑動(dòng)也可忽略不計(jì);(6)實(shí)驗(yàn)熔體在計(jì)算域內(nèi)的流動(dòng)被認(rèn)為是層流。

表2 實(shí)驗(yàn)鑄軋板的物理性能Table 2 Physical properties of experimental cast-rolled sheet

1.2.2 邊界條件

(1)入口處速率邊界條件:根據(jù)體積不變?cè)瓌t有公式(1):

Vin×Sin=Vout×Sout

(1)

式中:Vin是鑄軋區(qū)澆注速率, m/min;Sin是澆注入口的橫截面面積, m2;Vout是軋制速率, m/min;Sout是薄帶的橫截面積, m2。

(2)鑄軋熔體區(qū)域設(shè)置wall邊界。

(3)熔體區(qū)設(shè)置solid tranlate條件,是熔體區(qū)內(nèi)凝固的固體以一定速率從鑄軋熔體區(qū)移除,各個(gè)位置速率需要user function功能編程實(shí)現(xiàn)。

(4)熔體與軋輥接觸面設(shè)置NCOINC界面,以及速率界面,各點(diǎn)速率等于軋輥表面轉(zhuǎn)動(dòng)速率的x,y方向分量。

(5)在熔體區(qū)和拉胚區(qū)處設(shè)置折疊網(wǎng)格條件,隨著拉坯區(qū)以軋制速率行進(jìn)的過(guò)程中,折疊網(wǎng)格逐漸展開(kāi),形成鑄軋出板的區(qū)域。

(6)在熔體區(qū)和拉胚區(qū)交界面處設(shè)置COINC界面及periodic條件,來(lái)實(shí)現(xiàn)模擬鑄軋出板的過(guò)程,設(shè)置速率界面,速率值等于鑄軋速率。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 2624鋁合金薄板數(shù)值模擬結(jié)果

不同工藝參數(shù)下的固液相和流場(chǎng)分布如圖2所示,可以看到不同工藝條件下都有著渦流的存在。為了更明顯地觀察到圖2中液穴深度的變化情況繪制圖3(a),由圖3(a)可知,隨著澆注溫度和鑄軋速率的升高液穴深度逐漸增加最深可達(dá)41 mm。圖3(b)顯示了在不同工藝參數(shù)下熔池中心線沿ND方向的速率分量變化情況。可以看到渦流的峰值速率隨著澆注溫度和鑄軋速率的升高逐漸降低,在730 ℃-0.65 m/min條件下渦流峰值速率最高為0.2196 m/min。

圖2 不同工藝參數(shù)下固液相線和流場(chǎng)分布(a)730 ℃-0.65 m/min;(b)730 ℃-0.7 m/min;(c)740 ℃-0.65 m/min;(d)740 ℃-0.7 m/minFig.2 Solid-liquid phase line and flow field distribution of the cast-rolling zone under different process parameters(a)730 ℃-0.65 m/min;(b)730 ℃-0.7 m/min;(c)740 ℃-0.65 m/min;(d)740 ℃-0.7 m/min

圖3 不同工藝參數(shù)下的液穴深度(a)和熔池中心線ND方向的速率分量(b)Fig.3 Sump depth (a) and velocity component in the ND direction of molten pool centerline (b) under different process parameters

2.2 2624鋁合金薄板微觀結(jié)構(gòu)和宏觀偏析

不同工藝參數(shù)下的2624鋁合金鑄軋板的顯微組織如圖4所示。從圖中可以觀察到,鑄軋板存在明顯的帶狀偏析,并且從鑄軋板表面到心部帶狀偏析逐漸減弱。隨著鑄軋速率和澆注溫度的逐漸降低,帶狀偏析的寬度逐漸變窄,在730 ℃-0.65 m/min條件下鑄軋板表面帶狀偏析寬度達(dá)到最小約為18.7 μm,厚度方向從上表面到下表面的四分之一區(qū)域和中心位置處的帶狀偏析幾乎消失。

采用下注式鑄軋制備的2624鋁合金在不同工藝參數(shù)下的DSC曲線如圖5(a)所示。通過(guò)對(duì)DSC實(shí)驗(yàn)過(guò)程中產(chǎn)生的非平衡共晶相的吸熱峰進(jìn)行積分,可以定量計(jì)算出溶解的非平衡共晶相的焓,并可以定量計(jì)算出非平衡共晶相的含量。2624鋁合金的焓變化如圖5(b)所示,由圖5(b)可以觀察到隨著鑄軋速率和澆注溫度的降低, 2624鋁合金的焓值逐漸減少至13.49 J/g,實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明,通過(guò)降低鑄軋速率和澆注溫度可以減少非平衡共晶相的產(chǎn)生。這與顯微組織的變化相一致。

圖5 不同工藝參數(shù)下生產(chǎn)的2624合金DSC曲線(a)和焓值(b)Fig.5 DSC curves (a) and the enthalpy (b) of 2624 alloy produced under different process conditions

圖6顯示了2624 鋁合金在不同工藝條件下厚度方向上的Cu和Mg元素分布。從圖6可以觀察到, 2624鋁合金薄板溶質(zhì)元素由外到內(nèi)呈現(xiàn)出逐漸降低的結(jié)果,表面區(qū)域溶質(zhì)元素含量最多而中心區(qū)域溶質(zhì)元素含量最少表現(xiàn)出宏觀反偏析現(xiàn)象,隨著澆注溫度和鑄軋速率的降低, Cu, Mg元素沿厚度方向的分布逐漸均勻,表明宏觀反偏析缺陷的程度逐漸減弱。

圖6 不同工藝參數(shù)條件下2624合金在厚度方向元素分布(a)Cu;(b)MgFig.6 Element distribution in thickness direction of 2624 alloy at different process condition(a)Cu;(b)Mg

2.3 2624鋁合金薄板微觀偏析

為了探索不同工藝參數(shù)下2624鋁合金鑄軋板的微觀偏析情況,采用波長(zhǎng)散色光譜儀(WDS)對(duì)2624鋁合金鑄軋板進(jìn)行線性?huà)呙?結(jié)果如圖7所示。實(shí)驗(yàn)材料的EPMA微觀結(jié)構(gòu)在左側(cè),圖像中的橫線表示掃描位置。圖像右側(cè)顯示了主要合金元素Cu, Mg的相應(yīng)分布結(jié)果。由圖可知,鑄軋板掃描線特征位置上Cu, Mg元素波動(dòng)劇烈,晶界或枝晶間的元素含量大于晶內(nèi)或枝晶干上的元素含量,這一結(jié)果表明微觀偏析的存在。為了定量分析不同工藝參數(shù)下的微觀偏析情況,每種合金元素的微觀偏析程度可以用偏析度Se來(lái)表示,其結(jié)果如表3所示。Se計(jì)算公式如下:

表3 2624合金EPMA特征位置上元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 3 Element contents at the EPMA characteristic position of 2624 alloy(mass fraction)

圖7 2624合金微觀結(jié)構(gòu)(1)和元素分布(2)(a)730 ℃-0.65 m/min;(b)730 ℃-0.7 m/min;(c)740 ℃-0.65 m/min;(d)740 ℃-0.7 m/minFig.7 Microstructures and element distributions of 2624 alloy(a)730 ℃-0.65 m/min;(b)730 ℃-0.7 m/min;(c)740 ℃-0.65 m/min;(d)740 ℃-0.7 m/min

(2)

式中:Cmax表示某組元在偏析區(qū)內(nèi)的最高元素濃度;Cmin表示某組元在偏析區(qū)內(nèi)的最低元素濃度;C0表示某組元的平均元素濃度。

由表3可知,在730 ℃-0.7 m/min條件下Cu, Mg元素微觀偏析度較大分別為8.36, 3.41,而在740 ℃-0.65 m/min條件下Cu, Mg元素微觀偏析度最弱分別為7.59, 2.83。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明鑄軋速率的降低和澆注溫度的升高可以減弱鑄軋板中Cu, Mg元素的微觀偏析程度。

2.4 2624鋁合金薄板電導(dǎo)率,拉伸性能和斷口形貌

不同工藝參數(shù)條件下制備的2624鋁合金的電導(dǎo)率如圖8所示,由圖8可知,在740 ℃-0.65 m/min條件下合金的電導(dǎo)率最高為31.2%IACS,在730 ℃-0.7 m/min條件下合金的電導(dǎo)率最低為30.1%IACS。結(jié)果表明,鑄軋速率的升高和澆注溫度的降低能夠?qū)е?624鋁合金電導(dǎo)率的降低。

圖8 不同工藝參數(shù)對(duì)2624合金電導(dǎo)率的影響Fig.8 Effect of different process conditions on conductivity of 2624 alloy

圖9顯示了不同工藝參數(shù)條件下2624鋁合金的力學(xué)性能。從圖中可以看出,隨著澆注溫度和鑄軋速率的降低, 2624合金的屈服強(qiáng)度,抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率有所提高。隨著澆注溫度和鑄軋速率從740 ℃-0.7 m/min降低到730 ℃-0.65 m/min,屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別從181, 211 MPa提高到226, 275 MPa,伸長(zhǎng)率從1.7%提高到3.1%。

圖9 不同工藝參數(shù)下生產(chǎn)的2624合金力學(xué)性能(a)工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線;(b)力學(xué)性能柱狀圖Fig.9 Mechanical properties of 2624 alloy produced under different conditions(a)engineering stress-strain curves;(b)mechanical properties histogram

不同工藝參數(shù)下制備的2624鋁合金拉伸斷口形貌如圖10所示。從圖中可以明顯看到隨著鑄軋速率和澆注溫度的降低,合金從脆性斷裂逐漸向韌性斷裂轉(zhuǎn)變。圖10(a)為740 ℃-0.7 m/min的板材斷口形貌,可以觀察到明顯的小平面,表現(xiàn)出脆性斷裂特征此時(shí)合金延伸性最差,隨著澆注溫度和鑄軋速率降低到730 ℃-0.7 m/min和740 ℃-0.65 m/min,韌窩數(shù)量增多但較小較淺,當(dāng)澆注溫度和鑄軋速率為730 ℃-0.65 m/min時(shí),韌窩變得又大又深,板材韌性增大。

圖10 不同工藝參數(shù)條件下制備的2624合金拉伸斷口形貌(a)740 ℃-0.7 m/min;(b)740 ℃-0.65 m/min;(c)730 ℃-0.7 m/min;(d)730 ℃-0.65 m/minFig.10 Fracture morphologies of 2624 alloy produced under different conditions(a)740 ℃-0.7 m/min;(b)740 ℃-0.65 m/min;(c)730 ℃-0.7 m/min;(d)730 ℃-0.65 m/min

2.5 宏觀偏析的產(chǎn)生及工藝參數(shù)對(duì)其影響機(jī)制

當(dāng)高溫熔體通過(guò)耐火材料噴嘴流入熔池時(shí),在冷卻輥的作用下迅速冷卻,使熔體在兩個(gè)冷卻輥表面迅速形成細(xì)小的枝晶。隨后細(xì)小枝晶沿與熱傳導(dǎo)方向相反的方向快速生長(zhǎng),形成柱狀晶[14],與此同時(shí)在柱狀晶之間則會(huì)形成“偏析通道”。而凝固過(guò)程中的溶質(zhì)分配系數(shù)可由下式[15]表示:

(3)

式中:CS為固相溶質(zhì)濃度;CL為液相中的溶質(zhì)濃度;K是溶質(zhì)分配系數(shù)。本實(shí)驗(yàn)中的2624鋁合金中Cu, Mg合金元素在凝固過(guò)程中的溶質(zhì)分配系數(shù)K小于1。根據(jù)式(2),優(yōu)先結(jié)晶的柱狀晶尖端中溶質(zhì)元素的含量總是小于其周?chē)合嘀腥苜|(zhì)元素的含量。那么在左右軋輥對(duì)稱(chēng)冷卻條件下,軋輥兩側(cè)柱狀晶連續(xù)沿著熱傳導(dǎo)反方向相對(duì)生長(zhǎng),柱狀晶前端的合金元素也被迫向熔池中心聚集,直到在圖11所示的Kiss點(diǎn)前相遇,此時(shí)隨著鑄軋薄板繼續(xù)向上移動(dòng),在軋輥軋制力的作用下,首先在中心區(qū)域發(fā)生變形,這是由于與薄板表面區(qū)域相比,中心區(qū)域液相含量和溫度較高從而導(dǎo)致中心區(qū)域強(qiáng)度相對(duì)較低,這使得中心區(qū)域富集的溶質(zhì)元素受到了擠壓力的作用有了沿著“偏析通道”向表面運(yùn)動(dòng)的趨勢(shì),而隨著變形的進(jìn)行當(dāng)擠壓壓力大于熱浮力[16]時(shí),中心區(qū)域高濃度溶質(zhì)元素將沿著“偏析通道”運(yùn)動(dòng)到薄板表面區(qū)域,凝固后形成了圖4中所示的大尺寸帶狀偏析,從而引起了宏觀反偏析現(xiàn)象。這些粗大的脆性相在拉應(yīng)力作用下會(huì)從基體上脫離形成大量微裂紋,降低材料的強(qiáng)度和塑性。

圖11 表面帶狀偏析形成機(jī)理Fig.11 Formation mechanism of surface band segregation

不同工藝參數(shù)對(duì)宏觀偏析的影響本質(zhì)上是渦流強(qiáng)度的不同所導(dǎo)致的。渦流的存在能夠?qū)χ岸烁缓邼舛热苜|(zhì)的鋁液和遠(yuǎn)程低濃度溶質(zhì)的鋁液進(jìn)行攪拌,近而達(dá)到溶質(zhì)濃度再混合均勻化的效果,如圖12所示。不同工藝參數(shù)下的渦流峰值速率側(cè)面反映了渦流的強(qiáng)度,隨著鑄軋速率和澆注溫度的降低,渦流峰值速率越大,渦流的攪拌能力越強(qiáng), Kiss點(diǎn)前中心區(qū)域溶質(zhì)原子濃度分布越均勻,近而從中心區(qū)域沿“偏析通道”流向板帶表面的溶質(zhì)原子越少,減弱了板帶表面大尺寸帶狀偏析的形成,降低了沿厚度方向反偏析程度。

圖12 鑄軋區(qū)微觀結(jié)構(gòu)(a)沒(méi)有渦流;(b)有渦流Fig.12 Microstructures of the cast-rolling zone(a)without vortex;(b)with vortex

2.6 微觀偏析的產(chǎn)生及工藝參數(shù)對(duì)其影響機(jī)制

雙輥鑄軋過(guò)程中的界面換熱系數(shù)為5000～20000 W/(m2·K),在此亞快速冷卻的條件下固溶體的結(jié)晶速率較快,因此溶質(zhì)原子擴(kuò)散不夠充分從而導(dǎo)致非平衡結(jié)晶,而對(duì)于溶質(zhì)分配系數(shù)K<1的合金,不可避免地會(huì)造成晶粒內(nèi)部和不同晶粒之間先后結(jié)晶區(qū)域溶質(zhì)原子濃度的不同,特別是枝晶和晶界處與平均濃度有很大差別,這就導(dǎo)致了微觀偏析的出現(xiàn)。而在雙輥鑄軋亞快速冷卻條件下,固相中溶質(zhì)原子的擴(kuò)散被完全抑制,液相中的溶質(zhì)原子僅通過(guò)擴(kuò)散混合并且擴(kuò)散能力也受到很大程度的抑制,使得在凝固過(guò)程中,隨著固液界面的向前推進(jìn),從固相中排除的溶質(zhì)原子來(lái)不及擴(kuò)散而富集在固液界面附近從而產(chǎn)生一種堆集稱(chēng)之為界面層,而當(dāng)固相溶質(zhì)排出速率等于界面層溶質(zhì)向遠(yuǎn)處液相排除的速率時(shí)界面層達(dá)到穩(wěn)定,而隨著冷卻速率的增加,固液界面的推進(jìn)速率增加和液相溶質(zhì)原子的擴(kuò)散能力減弱導(dǎo)致界面層溶質(zhì)堆集很快,能夠更快地達(dá)到穩(wěn)定,這使得結(jié)晶固相中的溶質(zhì)原子能夠更快地穩(wěn)定,并且冷卻速率的增加使得更多溶質(zhì)原子固溶在固相當(dāng)中,這使得最后凝固的液相中溶質(zhì)原子濃度減弱,從而使微觀偏析程度減輕。已有研究表明,澆注溫度的降低和鑄軋速率的升高會(huì)導(dǎo)致冷卻速率的增加,因此隨著澆注溫度的降低和鑄軋速率的升高微觀偏析程度逐漸減弱。

3 結(jié)論

(1)隨著澆注溫度和鑄軋速率的降低,液穴深度由41 mm逐漸降低至30 mm,渦流峰值速率逐漸增加在730 ℃-0.65 m/min條件下達(dá)到峰值為0.2196 m/min。渦流的增強(qiáng)可以改善宏觀偏析程度,使邊部帶狀偏析尺寸逐漸減弱,厚度方向溶質(zhì)原子更加均勻分布。

(2)澆注溫度的降低和鑄軋速率的升高可以提高冷卻速率,從而可以改善微觀偏析程度。在730 ℃-0.7 m/min條件下Cu, Mg元素微觀偏析度較大分別為8.36, 3.41, 而在740 ℃-0.65 m/min條件下Cu, Mg元素微觀偏析度最弱分別為7.59, 2.83。

(3)澆注溫度的降低和鑄軋速率的升高可以提高冷卻速率,近而可以提高固溶度,從而導(dǎo)致電導(dǎo)率的降低。在740 ℃-0.65 m/min條件下合金的電導(dǎo)率最高為31.2%IACS,而在730 ℃-0.7 m/min條件下合金的電導(dǎo)率最低為30.1%IACS。

(4)隨著澆注溫度和鑄軋速率的降低, 2624合金的屈服強(qiáng)度,抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率有所提高。隨著澆注溫度和鑄軋速率從740 ℃-0.7 m/min降低到730 ℃-0.65 m/min,屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別從181, 211 MPa提高到226,275 MPa,伸長(zhǎng)率從1.7%提高到3.1%。