Al-Cu-Mn 合金鑄錠均勻化工藝及組織性能分析

2020-12-30 02:36:24馮艷飛

有色金屬材料與工程 2020年5期

吳楠，祝哮，楊路，趙鑫，張宇，馮艷飛

（營口忠旺鋁業有限公司，遼寧營口 115000）

2219 合金是Al-Cu-Mn 系應用最為廣泛的合金，屬于高強高韌鋁合金[1]，機械加工性能良好，高低溫性能優異，被廣泛應用于航空航天領域[2]。在工業生產中，2219 合金在半連續鑄造過程中冷卻速度快，凝固后的鑄態組織會偏離平衡狀態，在晶界和枝晶界上存在非平衡組織，導致枝晶偏析，降低了合金的塑性和抗蝕性，影響后續的加工成型性及應用。鑄錠通過均勻化處理，達到減少和消除枝晶偏析及晶界和枝晶界上非平衡共晶相和非平衡其他相的目的，從而提高合金的塑性以及組織和化學穩定性[3]。

目前對2219 合金的研究主要集中于焊接[4-6]、形變熱處理以及鑄造工藝的研究[7-9]，對單級均勻化組織和性能研究較少。本文通過熱力學計算模擬方法優化2219 合金均勻化制度，采用顯微組織觀察、能譜及電導率分析等手段，系統性地研究鑄態與均勻化態微觀組織和電導率性能，為鑄錠的后續擠壓加工提供良好的技術基礎。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

本試驗選用2219 合金，合金成分如表1 所示。試驗鑄錠規格為φ582 mm×700 mm。采用直接水冷半連續鑄造，鑄造之前在引錠頭鋪滿鋁屑（假底），鑄造過程中采用精煉劑、氬氣進行熔體精煉處理，鑄造溫度為720 ～740 °C，速度為25 mm/min，水流量控制在10～12 m3/h 之間，收尾階段進行回火處理。

表 1 2219 合金化學成分Tab.1 Chemical composition of 2219 alloy

1.2 試驗方法

分別在鑄錠橫截面的邊部、1/2 半徑（R）及心部切取試樣進行微觀組織結構觀察分析。使用Keller 試劑進行腐蝕處理，腐蝕時間為15 s。采用光學金相顯微鏡進行金相顯微組織觀察，之后進行陽極覆膜，在偏光下觀察高倍晶粒組織。使用配有能譜分析系統的掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope, SEM）分析枝晶組織溶解情況以及第二相的尺寸、分布形態。此次均勻化熱處理制度設定為525 °C×22 h。

2 試驗結果及分析

2.1 擬計算結果分析

通過熱力學相圖模擬計算，對2219 合金相組成進行數值模擬計算分析。圖1 為Al-6.0Cu-0.35Mn-0.15Fe-0.1Si 合金在理想狀態下相組成與溫度關系曲線。由圖1 可以看出，理想狀態下合金由Al2Cu、Al6Mn、Al7Cu2Fe （Al7Cu2M）、Al20Cu2Mn3、α-固溶體組成。

圖 1 理想狀態下2219 合金相組成與溫度關系Fig.1 Relationship between phase composition and temperature of 2219 alloy under ideal conditions

圖2 為2219 合金元在均勻化過程元素含量分布圖。從圖2（a）中可看出：在開始階段，鑄態下Cu 元素在晶界上聚集，晶內含量相對較少，含量最高處與含量最低處差值達45.00%，Mn 元素存在著輕微偏析，其含量差值為0.45%；均勻化過程結束時，合金元素成分偏析基本消除，各元素分布均勻。

2.2 微觀組織分析

圖3 為合金不同位置晶粒圖。由圖3 可以看出，晶粒內部的枝晶呈網胞狀結構，其中邊部晶粒最為細小，且分布均勻。合金中晶粒大小為：邊部＜1/2R 處＜心部。不同區域晶粒尺寸不一致是由于邊部冷卻速度快，冷卻強度大，過冷度大，形核率大，晶粒尺寸小；心部冷卻強度小，熱量擴散慢，晶粒長大時間充分，因而邊部晶粒較均勻細小，心部晶粒較大。

在直接水冷半連續鑄造過程中，較高的冷卻強度引起溶質濃度過低和溫度過冷，凝固后的鑄態組織偏離平衡狀態，在晶界和枝晶界上存在著非平衡脆性結晶相，晶內成分分布不均[10]。如圖4 所示，基體α-固溶體呈樹枝狀，枝晶網絡密集，存在嚴重枝晶偏析，晶界和枝晶界上存在非平衡相，枝晶臂間距從心部到邊部逐漸減小。

圖 2 成分偏析的模擬分析Fig.2 Simulated analysis of component segregation

圖 3 不同位置晶粒圖Fig. 3 Images of the grains at different positions

圖 4 鑄態合金不同部位的顯微組織Fig. 4 Microstructures at different positions of the as-cast alloy

圖5 為均勻化態組織形貌。由圖5（a）可以看出，經均勻化處理后，枝晶網絡稀疏，網絡基本消失，晶界和枝晶界上非平衡第二相大部分回溶到基體中；由圖5（b）可以看出，晶界附近存在無溶質析出帶，晶內存在許多細小的彌散顆粒，其形狀為塊狀或針狀。這種情況的產生是由于半連續鑄造冷卻強度較大，部分合金原子來不及從固溶體中析出，形成過飽和固溶體，在均勻化過程中，原子的擴散系數增大，且溶解度減小，合金原子從過飽和α-固溶體中均勻地擴散析出。

圖 5 均勻化態合金不同部位的顯微組織Fig.5 Microstructures at different positions of the homogenized alloy

圖 6 鑄態合金的SEM 圖及元素分布圖Fig. 6 SEM and element distribution images of the as-cast alloy

2.3 能譜分析

圖6 為鑄態下2219 合金的SEM 圖和Cu、Mn 元素面掃描圖。從圖6（a）可以看出，晶界上存在大量非平衡相（點1、3），形態呈網格狀，并有長條狀的第二相（點2）穿插其中，結合表2 能譜分析結果、圖1 模擬計算結果及相關文獻[11]，可推測網格狀非平衡第二相為共晶相θ（Al2Cu）、Al20Cu2Mn3相，長條狀的為Al7Cu2（ Fe、 Mn）。此處CuAl2相與Al7Cu2（Fe、Mn）為脆性相，使合金的塑性降低，不利于合金后期加工成型[12-13]。從圖6（b）、（c）可以看出，合金晶界處存在成分偏析，Cu 元素尤為嚴重，元素濃度由晶內向晶界遞增。

圖7 為鑄態下2219 合金的SEM 圖和Cu、Mn 元素面掃描圖。從圖7（a）可以看出，均勻化處理后亞穩態的網狀非平衡共晶相大部分溶解，枝晶網絡結構被破壞，晶界上仍存在部分未溶解、粗大的結晶相CuAl2。這是由于2219 合金中Cu 質量分數為6.0%，高于Cu 在Al 中最大溶解度5.7%（547 °C 時），因而有部分Cu 溶質原子無法回溶到鋁基體中；另外，在晶內有大量塊狀、針狀的彌散相析出，結合表2能譜分析結果推測為Al2Cu 相。由圖7（b）可知，均勻化處理后Cu 元素分布均勻，在均勻化溫度下，Cu 原子擴散系數增大，在長時間的高溫條件下，原子不斷由高濃度的晶界向低濃度的晶內擴散，原子均勻地分布，成分偏析基本消除[14]。上述能譜分析、掃描結果與模擬計算結果相符。

表 2 鑄態和均勻化態合金的能譜分析結果（質量分數/%）Tab.2 Energy spectrum analysis results of the as-cast and homogenized alloys (mass fraction/%)

圖 7 均勻化態合金的SEM 圖及元素分布圖Fig. 7 SEM and element distribution images of the homogenized alloy

2.4 性能分析

表3 為2219 合金在不同狀態下的電導率。與鑄態相比，均勻化后合金的電導率提高。這是由于在半連續鑄造急冷條件下，合金組織為亞穩態的過飽和α-固溶體，固溶度較高，溶入基體中溶質數量較多，導致晶格畸變較大，對電子的散射作用增大，使合金的電導率降低；而均勻化熱處理過的合金溶質原子從亞穩態固溶體中彌散析出，合金元素在基體中固溶度降低，電子散射減弱，電導率明顯提高[15]。