影響2026鋁合金型材特定位置強度的研究

張春旭，孫 鵬，溫 楊，劉 學，石 玲，董 博

（營口忠旺鋁業有限公司，營口 115000）

0 前言

2×××系鋁合金是近年來航空鋁材的研究熱點，其中機翼長桁用2×××系型材的生產更是納入了國家“民機鋁材上下游合作機制”。2026鋁合金屬于高強度鋁合金，是在2024鋁合金基礎上進行改良后所得。2026鋁合金減少了Fe、Si含量，并加入了少量Zr來抑制熱加工及固溶處理過程中的再結晶，廣泛應用于航空與航天領域[1]。由于其整體合金化程度高、可擠壓性差，同時具有較高的淬火敏感性，因此該合金一般采用離線固溶的熱處理方式[2]。在生產寬幅較大的厚壁型材時，由于在擠壓過程中金屬流動變形不均勻，經后續固溶處理后，擠壓變形量小的位置出現了強度低于標準要求的情況。本文研究一種機翼長桁用2026鋁合金T型材，主要通過調整擠壓工藝和熱處理制度的方法來提高特定位置的強度，為實現2026鋁合金T型材的性能均勻和穩定生產提供參考。

1 開發目標

本研究涉及的機翼長桁用2026鋁合金T型材斷面如圖1所示，標號位置為取樣位置。根據AMS 4338標準要求，其各位置強度應滿足屈服強度Rp0.2≥365 MPa，抗 拉 強 度Rm≥496 MPa，延 伸 率A50mm≥11%。

圖1 2026合金T型材截面圖

2 試驗材料與分析方法

2.1 試驗材料

本文研究實驗材料為2026鋁合金，由于該合金強度高，因此采用5500 t擠壓機，反向擠壓生產出2026合金T型材，具體工藝參數如表1所示。試驗整體工藝流程為：模具、擠壓筒及鑄棒的加熱→擠壓→冷卻→拉伸矯直→成品鋸切→離線淬火→預拉伸→性能檢測。

表1 擠壓工藝調試參數

2.2 分析檢測方法

2.2.1 成分測定試驗

成分采用ARL-MA283直讀光譜儀做定量分析，實測成分如表2所示。

表2 2026鋁合金材料成分設計（質量分數/%）

2.2.2 金相晶粒度及組織檢查

依照國標GB/T 3246.1—2012的要求，取樣尺寸為25 mm×15 mm×15 mm，檢測面為垂直于擠壓方向的橫截面即15 mm×15 mm面。該面經銑刀加工掉3 mm后依次進行磨制、拋光、腐蝕（6號浸蝕劑，HF∶HCl∶HNO3∶H2O體積比為2∶3∶5∶190），將浸蝕劑滴到試樣表面，保持約15～20 s后，再使用萬能研究級倒置式材料顯微鏡觀察型材組織形貌。

2.2.3 強度檢測

依照國標GB/T 228.1—2010要求加工力學試樣，并使用AG-X 100kN電子萬能試驗機檢測不同工藝條件下的強度。

2.2.4 掃描電鏡檢測

使用SSX-550型掃描電子顯微鏡，試樣放大到1 000倍，對特定位置使用EDX能譜進行成分分析。

3 試驗結果分析

3.1 力學性能檢測

擠壓工藝調試參數如表1所示。調試目標為在保證型材表面良好的前提下，提高擠壓速度即生產效率，共進行了4種工藝調試[3]。由表1可以看出工藝編號為B和D的型材表面出現開裂，不滿足生產要求。因此對A、C兩種制度生產的表面質量良好的型材進行離線固溶處理（495℃×3.5 h），然后檢測其力學性能及高倍組織。其中強度按照圖1中4個位置進行取樣檢測。

由表3可知工藝制度C下，1#～4#位置對應的整體強度要略高于工藝制度A，但兩種工藝的3#位置即T型材中部的屈服強度均低于標準要求。初步分析為3#位置為型材的芯部，在擠壓時變形量小，強化相聚集分布，經后續固溶處理后強度低于其他變形量大的位置。

表3 工藝制度A和C條件下不同位置強度

3.2 高倍組織及晶粒度檢測

為了分析3#位置強度較低的原因，選擇強度較高的工藝制度C，對其各位置進行高倍基體晶粒度及皮質層厚度檢測，其晶粒度等級與皮質層厚度如表4所示。由表4可以看出，3#位置基體晶粒尺寸最大，同時其皮質層厚度也最厚。然后對高倍組織形貌（見圖2）進行分析。如圖2（c）所示，擠壓變形量小的3#位置相比其他位置第二相明顯粗大且聚集，降低了第二相彌散強化作用，導致其屈服強度偏低，這與上述分析相符。其抗拉強度符合標準要求，并且相比其他位置略高，這是因為彌散強化方式主要影響到屈服強度；此位置第二相粗大且聚集，產生了強化合金成分的作用，這種強化提高了其抗拉強度。固溶溫度偏高或保溫時間較長，增加了晶界的遷移動力，在形核率不變的條件下，晶粒之間發生吞并形成大晶粒，減少了整體晶界長度，同時較高的溫度促使以Al2CuMg及Al6Mn的強化相為主的第二相發生析出長大，減少了其均勻彌散強化作用，最終降低了該位置的屈服強度[4]。因此需適當降低固溶溫度或保溫時間，固溶制度由原來的495℃×3.5 h調整為490℃×2.5 h。圖3示出了兩種熱處理制度下3#位置的皮質層厚度、基體晶粒及組織形貌。由高倍圖可以看出調整后的皮質層厚度明顯降低，基體晶粒度細化同時強化相尺寸減小，其分布狀態由聚集分布變為彌散分布，其具體數值如表5所示。3#位置取4個試樣，檢測其強度，結果表明性能均符合標準要求，如表6所示。

圖2 工藝制度C條件下的組織形貌

圖3 調整固溶制度前后的3#位置高倍圖片

表4 工藝制度C條件下的基體晶粒度及皮質層厚度

表5 調整固溶制度前后組織及晶粒度檢測對比

表6 調整固溶制度后3#位置強度

3.3 掃描電子顯微鏡檢測

對工藝制度C條件下屈服強度較低的3#位置以及屈服強度合格的4#位置進行微區成分分析，結果如表7所示。第二相形貌如圖4所示為淺褐色的塊狀組織，經EDS能譜分析可知，其為Al2CuMg的固溶強化相及Al6Mn彌散強化相，Si為雜質相。

表7 3#、4#位置EDS分析結果（原子分數/%）

圖4為工藝制度C下3#和4#位置點的掃描圖像。圖4（a）為擠壓變形量較小的3#位置掃描圖，從中可以看出，其第二相的尺寸明顯大于圖4（b），且這種聚集分布的第二相失去了彌散強化作用，使合金的屈服強度降低了，這與高倍組織圖像分析相吻合。過渡族元素Mn組成的高溫彌散質點Al6Mn相，在高溫加熱固溶處理過程中，可析出非常穩定的0.5 μm以下非共格第二相彌散粒子，其顯微硬度或大于5 000 MPa，使合金獲得彌散強化效果[5]。

圖4 工藝制度C條件下3#及4#位置點掃描（1 000倍）

4 結論

（1）2026屬于高強度高合金化程度鋁合金，擠壓型材時需嚴格控制鑄棒溫度與擠壓速度的匹配，速度過快或者棒溫稍高均容易出現邊角裂紋。

（2）對T型材各位置進行的高倍及掃描電鏡微區成分檢測對比發現，第二相是以Al2CuMg為主要成分的強化相，由于T型材的中部位置擠壓變形量小，第二相聚集分布，失去其彌散強化作用，導致此位置強度相比其他位置偏低。

（3）T型材的中部位置，由于固溶處理溫度高保溫時間長，導致基體平均晶粒尺寸大、皮質層厚且第二相粗大，失去了彌散強化作用，進而影響到屈服強度，使其低于標準要求。因此需適當降低固溶處理溫度與保溫時間，可有效減少晶粒尺寸與皮質層厚度且使第二相形貌呈細小彌散狀態，最終使型材的屈服強度提高。