热处理对挤压铸造2024铝合金组织与性能的影响*

陈 刚，高平平，范才河，陈喜红

（1.湖南大学 材料科学与工程学院，湖南 长沙 410082；2.中国南车时代电气股份有限公司，湖南 株洲 412001）

Al-Cu合金是应用最早的一类铸造铝合金，其特点是具有很高的室温和高温力学性能，尤其是强度和伸长率的搭配范围宽，热处理强化效果明显，主要应用于制造承受较大载荷的航空、航天及民用机械构件[1-3].

随着我国铁路的不断提速，机车簧下质量对轮轨动作用力影响也越来越明显，降低簧下质量是高速机车车辆设计时必须解决的一项技术难题[4].传动空心轴是机车簧下机构中的重要组成部分，其轴身为一厚壁长管件.目前采用了铸钢件，质量大，研究表明，通过优化铸造及后续热处理工艺，可制备出达到性能要求的铸铝空心轴，实现机车传动轴的轻量化，而目前国内外对挤压铸造态的2024铝合金热处理研究较少.鉴于此，本文对挤压铸造2024铝合金大型管件的热处理方面展开了研究，通过力学性能测试、扫描电镜（SEM）观察和能谱分析等，对合金热处理过程中共晶相的溶解过程及其产生的固溶强化作用进行全面的分析与探讨，为铝合金转动空心轴或大型管件研制提供参考.

1 实验方法

1.1 合金熔炼

试验用原料为购置工业纯铝（Al≥99.85%）、纯Mg锭（Mg≥99.5%）自行熔炼的Al-10%Mn，Al-20%Cu中间合金，按2024名义成分进行称重配比，在750℃的坩埚炉中，先熔炼Al锭后，依次加入Al-Mn，Al-Cu中间合金，Mg按10%烧损计最后加入，添加少量Al-Ti-B作为晶粒细化剂.合金完全熔融后，搅拌均匀、精炼除气、除渣.最后加少量的覆盖剂，在730℃保温静置备用.熔炼后取样实测成分如表1所示.

表1 合金的化学成分Tab.1 Chemical composition of 2024 alloy %

1.2 铸造工艺

试验所用模具如图1所示.模具通过电热管加热.压力由100吨的四柱液压机来施加.模具腔内涂上一层石墨和机油混合液充当润滑剂.经过工艺摸索试验后，确定试验浇注温度采用730℃，模具温度250℃，压制压力120 MPa.维氏硬度值为6个测点的平均.依据标准GB145-59制备托伸试样5 mm×25 mm，试样经固溶时效处理后，在WDW-E200微机控制电子万能拉伸机上测试抗拉强度和伸长率，拉伸速率为1 mm/min，原始标距采用划线20 mm的方法，断后伸长用精度为0.02 mm的游标卡尺测量.在配有能谱分析系统的JEOL公司JEM-5600LV型扫描电子显微镜上观察合金组织形态和拉伸断口.

图1 实验用模具示意图Fig.1 The die of the experimentation

2 结果与分析

2.1 固溶处理对合金组织的影响

铝合金的固溶处理温度根据其共晶反应温度而定.为了加速固溶过程，在保证不过烧的前提下，尽可能使固溶温度接近共晶温度.图2为本实验合金的DSC分析，实验合金共晶温度为504.98℃，过烧温度在500.33℃，因此本研究采用495℃进行固溶处理.由于A12Cu（θ相）溶解缓慢，保温时间应尽量充分[5-6].

图2 合金DSC分析Fig.2 The DSC analysis of alloy

图3为合金为不同固溶时间的2024合金组织SEM 形貌.图 3（a）（未固溶处理）表明在挤压铸造过程中，Cu，Mg等合金元素在晶界偏析，形成大量的网状共晶相，共晶相主要为θ相和S相，铸造组织产生偏析.经过8 h固溶处理后（图3（b）），合金中共晶相组织逐渐变细，逐步固溶进入基体.随固溶时间延长，合金中的共晶相由原网状分布转变为不连续的点状分布（图3（c））.固溶时间达到 16 h，晶界看不到呈线状分布的共晶相，共晶相基本固溶进入晶粒内部（图3（d））.继续延长时间，合金的共晶相基本不发生变化，表明合金已经充分固溶，若合金固溶时间过长将会导致晶粒长大（图3（e））.

进一步对合金进行了固溶时间为0和16 h的扫描电镜能谱分析，表2选取了晶界及晶粒中的Al，Cu，Mg含量.表明合金经495 ℃固溶 16 h后，相已基本发生溶解，淬火后合金基体中过饱和Cu原子的数量多，对合金起到良好的固溶强化作用，为后续的时效做好准备.2024铝合金的主要合金元素为Cu和Mg.其溶入α（A1）基体形成过饱和固溶体的溶质原子对合金产生固溶强化[7].为了证实合金经过16 h固溶处理，合金中主要合金元素固溶完全进行了线扫描分析，选取没有析出相的地方进行线扫，结果表明16 h后合金元素在晶界和晶内的含量差别较小.溶质原子与溶剂原子的尺寸差别越大，所引起的晶格畸变也越大，强化效果也越好[8].挤压铸造产品Cu，Mg等合金元素偏析在晶界，形成网状共晶相，造成合金成分不均.经过长时间固溶处理后，合金基体中Cu，Mg含量增加，晶界处的共晶相大部分固溶进入基体，合金强度和硬度随溶质原子过饱和度的增大而逐渐提高.

图3 2024铝合金经时间不断的固溶处理后的扫描电镜照片Fig.3 The SEM picture of 2014 aluminium alloy under different solution time

表2 不同固溶时间晶界及晶粒的能谱分析Tab.2 Results of EDS analysis of solution time %

2.2 时效对合金硬度的影响

图4 时效时间对合金硬度的影响Fig.4 The hardness of the alloy as function of age time

图4为合金经固溶处理后，在190℃下不同时效时间的硬度-时间曲线.合金在初始阶段硬度变化很小，当超过2 h后，合金的硬度呈直线上升，到达12 h后，合金的硬度达到最大值.时效过程是饱和固溶体脱溶分解的过程，脱溶可分为共格、部分共格和非共格3种变化[9-10].在时效初始阶段合金中的各相呈共格，此时合金的硬度变化较小，当时效时间延长时，中间相呈部分共格析出，此时合金的硬度呈直线上升.当到达12 h后，共晶相的时效强化效果达到最大，继续延长时间后，中间相开始长大以及软化，硬度下降.表明挤压铸造2024铝合金固溶时效经历由过饱和固溶体→GP区→过渡相→平衡相的过程.

2.3 热处理后合金的力学性能

图5所示为经过不同时间固溶处理，时效后合金的力学性能，合金时效工艺均采用190℃+12 h.合金的抗拉强度随固溶时间的延长而逐渐增大，在固溶14～16 h达到了峰值，继续延长固溶时间，合金的强度有所下降.固溶时间很短，不能将偏聚于晶界的合金元素固溶进入基体，铸件中成分不均匀，而合金元素能够起到固溶强化效果，同时时效强化也主要是θ相和S相的脱融析出，合金元素的均匀化有助于铸件力学性能的提高.

图6所示为合金分别在铸态、固溶8 h和16 h（T6态）后的拉伸断口形貌.可以看出，铸态合金的断口组织呈脆性沿晶断裂的冰糖状形貌和河流状的解理台阶（图 6（a））；固溶 8 h合金的断口合金解理断裂减少，部分区域出现韧窝，同时由于固溶不完全，晶界处还存在大量的共晶相（图 6（b）），当合金的固溶时间增加到16 h后，合金的断口韧窝明显（图6（c）），合金的抗拉强度达到峰值.

图5 固溶时间对合金力学性能的影响Fig.5 Mechanical properties of 2024 Al alloy as function of solution time

图6 不同固溶时间2024铝合金的拉伸断口形貌Fig.6 SEM images of 2024 Al alloy solution at 495 for various times

3 结 论

1）挤压铸造2024合金管材晶界存在大量的网状共晶相，经过固溶处理后，合金的偏析现象得到减轻.

2）固溶处理初期，组织中θ，S相的数量逐渐减少，但在晶界的共晶相中还有一定的Cu含量；而固溶后期，合金基体中Cu和Mg的含量逐渐增多，晶界处的共晶相完全溶解.

3）合金经过 495 ℃，16 h固溶和 190℃，12 h时效处理后，管材的抗拉强度达到435 MPa，延伸率为6.9%.

[1]林高用，张胜华，胡泽豪.2024铝合金挤压过程动态再结晶问题的研究[J].兵器材料科学与工程，2000，23（1）:40-44.LIN Gao-yong，ZHANG Sheng-hua，HU Ze-hao.Study on dynamic re-crystallization of 2024 aluminum alloy[J].Ordnance Material Science and Engineering，2000，23（1）:40-44.（In Chinese）

[2]NO RMAN A F，HYDE K，COST ELLO F，et al.Ex amination of the effect of Sc on 2000 and 7000 Series aluminum alloy casting:for improvements in fusion welding[J].Mater Sci Eng A ，2003，354（1/2）:188-198.

[3]宁爱林，刘志义，曾苏民，等.大冷变形对2024铝合金组织和性能的影响[J].金属热处理，2006，31（9）:22-24.NING Ai-lin，LIU Zhi-yi，ZENG Su-ming ，et al.Effects of severe cold plastic deformation on the microstructure and properties of 2024 aluminum alloy[J].Heat T reatment of Metals，2006，31（9）:22-24.（In Chinese）

[4]郭国文.高强韧铸造铝合金材料及其挤压铸造技术的研究[D].广州:华南理工大学，2002.GUO Guo-wen.Research on high strength，high toughness cast aluminum alloy and its squeeze casting technology[D].Guangzhou:South China University of Technology，2002.（In Chinese）

[5]李润霞，李荣德，吕伟，等.固溶处理对铸造A1-Si-Cu-Mg合金组织与性能的影响[J].中国有色金属学报，2007，17（2）:193-199.LI Run-xia，LI Rong-de，LU Wei，et al.Effects of solution heat treatment on microstructures and properties of Al-Si-Cu-Mg cast alloys[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2007，17（2）:193-199.（In Chinese）

[6]丁惠麟，辛智华.实用铝、铜及其合金金相热处理和失效分析[M].北京:机械工业出版社，2007:239-250.DING Hui-Ling，QIN Zhi-Hua.Practical heat treatment of aluminum and copper and its alloys metallurgical failure analysis[M].Beijing:Machinery Industry Press，2007:239-250.（In Chinese）

[7]KHAN I N，STARINK M J，YAN J L，etal.A model for precipitation kinetics and strengthening in Al-Cu-Mg alloys[J].Materials Science and Engineering A，2008 ，472（1/2）:66-74.

[8]赵玉华，刘越，黄震威，等.挤压铸造2A70合金及热处理工艺研究[J].铸造，2006，55（5）:470-472.ZHAO Yu-hua，LIU Yue，HUANG Zhen-wei，et al.Study on technologies of squeeze casting and heat treatment of 2A70 alloy[J].Foundry，2006，55（5）:470-472.（In Chinese）

[9]NING Ai-lin，LIU Zhi-yi.Effect of large deformation after solution treatment on precipitation characteristic and deformation strengthening of 2024 and 7A04 aluminum alloys[J].T ransactions of Nonferrous Metals Society of China，2006，16:1341-1347.

[10]李润霞，李荣德，何立子，等.可热处理铸造Al-Si系合金时效行为研究[J].稀有金属材料与工程，2004，33（2）:172-175.LI Run-xia，LI Rong-de，HE Li-zi，et al.Age-hardening behavior of heat-treatable Al-Si-Base cast alloy[J].Rare Metal Materials and Engineering，2004，33（2）:172-175.（In Chinese）