固溶时效处理对Al-Cu-Mn-Er铸造合金力学性能和显微组织的影响

2022-06-29文胜平吴晓蓝

金属热处理 2022年6期

吴杨，黄晖，石薇，文胜平，吴晓蓝，荣莉，魏午

（1.北京工业大学新型功能材料教育部重点实验室，北京 100124；2.广东腐蚀科学与技术创新研究院，广东广州 510530）

铸造铝合金具有密度低、力学性能好、耐腐蚀好的特点，被广泛应用于航空航天和汽车工业[1]。Al-Cu-Mn系合金中合金元素的含量对材料性能有很大影响，在自然或人工时效条件下，添加5.0%Cu（质量分数）可使合金具有很高的强度和良好的韧性[2]。Mn会与Al、Cu形成稳定的T相（Al12CuMn2），可以提高合金的抗拉强度和屈服强度[3]。稀有金属Er加入Al-Cu合金中，没有与Al作用形成Al3Er颗粒，而是与Al和Cu发生交互作用，形成了低熔点共晶相Al8Cu4Er[4]。在ZL205A合金中，添加微量Er、Zr，可以有效改善液态合金的流动性、细化晶粒、提高热裂性，并获得良好的综合性能[5]。Al-Cu合金可以通过热处理工艺进行强化，经固溶时效处理后的合金具有较高的强度，较优异的成形及加工性能[6]。迄今为止，热处理制度对添加Er后的新型Al-Cu-Mn-Er铸造合金力学性能和显微组织的影响还缺乏充分研究。为此，本文主要探究新型Al-Cu-Mn-Er铸造合金的热处理制度对其力学性能和显微组织的影响。

1 试验材料与方法

试验材料为水冷模圆形铸锭，表1为采用X射线荧光分析和ICP分析方法测量的铸造Al-Cu-Mn-Er合金元素含量。

表1 Al-Cu-Mn-Er铸造合金的化学成分（质量分数，%）Table 1 Chemical composition of the Al-Cu-Mn-Er cast alloy（mass fraction，%）

在圆形铸锭上截取10 mm×10 mm×4 mm的铸造Al-Cu-Mn-Er合金，在520、530、540、550℃下固溶12 h后迅速进行室温水淬，然后进行175℃×8 h时效，最后进行硬度测试，得到最佳固溶温度。在最佳固溶温度下固溶2～14 h后迅速进行室温水淬，然后进行175℃×8 h时效，最后进行硬度测试，得到最佳固溶时间。随后，试样在最佳固溶制度下进行固溶处理后迅速水淬，在165、175、185℃分别时效0～24 h，最后进行硬度测试，绘制硬度曲线，确定不同时效温度的T6态（峰时效），并对峰时效态进行拉伸试验，得到相应力学性能。

铸造Al-Cu-Mn-Er合金在DSC404F3示差扫描量热仪上进行DSC分析，升温速率为15.0℃/min，升温范围为30～700℃；在HXD-1000TM/LCD维氏硬度计上测量硬度值，对同一试样的不同区域打点测硬度，一般测量6～7个点，取平均值，载荷砝码为100 g，加载时间为10 s；按照GB/T 228.1—2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》，用MTS810万能力学试验机对试样进行室温拉伸试验，得到屈服强度（Rm）、拉伸强度（Rp0.2）及伸长率（A）；用Keller试剂（95%H2O+2.5%HNO3+1.5%HCl+1.0%HF，体积分数）对试样腐蚀10～15 s后，采用OLYMPUS PMG3型光学显微镜观察光学组织；使用D8 Advance型号X射线衍射仪，再配合Jade软件对试样进行物相分析；用Gemini SEM 300场发射扫描电镜观察试样的显微组织，并与EDS能谱仪组合使用，分析各物相的元素和含量。

2 试验结果及分析

2.1 DSC结果

图1是铸态Al-Cu-Mn-Er合金的DSC曲线。凝固过程中，合金熔体中首先析出α-Al初晶相，随着温度的降低发生L→α-Al+θ（A12Cu）二元共晶反应及L→α-Al+θ（A12Cu）+T（Al12CuMn2）三元共晶反应[7]。DSC曲线中第一个峰是这两个反应的叠加，第二个峰是合金的熔化峰[8]。根据DSC曲线结果，选择520、530、540、550℃作为固溶处理温度。

图1 铸态Al-Cu-Mn-Er合金的DSC曲线Fig.1 DSC curve of the as-cast Al-Cu-Mn-Er alloy

2.2 固溶时效制度

图2为试样在520、530、540、550℃下固溶12 h后迅速进行室温水淬，然后进行175℃×8 h时效处理后的硬度。可以发现，经固溶时效处理后硬度值较铸态（102.46 HV0.1）有了很大程度增加，且随固溶温度的升高，硬度先增加后减小。固溶温度为540℃时，对应的硬度值最大，为137.28 HV0.1。

图2 试样经不同温度固溶12 h、175℃时效8 h后的硬度Fig.2 Hardness of the specimens solution treated at different temperatures for 12 h and aged at 175℃for 8 h

图3是试样在540℃下分别固溶2、4、6、8、10、12、14 h，然后进行175℃×8 h时效后的硬度。硬度随固溶时间的延长先增加后减小。固溶时间为12 h时对应的硬度最大，为137.28 HV0.1。固溶温度一定时，固溶时间越长，扩散过程越充分，晶粒内部化学成分越均匀，θ相（Al2Cu）回溶基体的量越多，固溶效果越好。但固溶时间过长，会引起晶粒的异常长大，不利于合金力学性能。因此，540℃下固溶12 h的硬度高于14 h。与固溶时间相比，固溶温度对Al-Cu合金组织和力学性能的影响更大[9]。因此，12 h为最佳固溶时间。综上所述，Al-Cu-Mn-Er合金的最佳固溶制度为540℃×12 h。

图3 试样经540℃固溶不同时间、175℃时效8 h后的硬度Fig.3 Hardness of the specimens solution treated at 540℃for different time and aged at 175℃for 8 h

将试样在540℃固溶12 h后迅速进行室温水淬，然后在165、175、185℃时效0～24 h，最后进行硬度测试。图4为不同时效温度下试样硬度随时效时间变化的曲线。由图4可知，时效初期，硬度随时效时间的延长迅速增加，达到峰值后硬度随时效时间的延长短时间内迅速减少，最后基本不变。时效温度越高，硬度越大，整体强化效果越好。此外，时效温度越高，时效响应速度越高，达到峰时效状态所用的时间越短。当时效温度为185℃时，其峰时效硬度为142.28 HV0.1，高于其他时效温度峰值且达到峰时效所用时间最短，为6 h。

图4 540℃固溶12 h后不同时效温度下试样硬度随时效时间的变化曲线Fig.4 Hardness varieties of the specimens solution treated at 540℃for 12 h with aging time at different aging temperatures

图5为试样在铸态和不同峰时效态下进行拉伸试验后的力学性能。可以发现，经过固溶时效处理后合金的强度和塑性较铸态大幅度提升。随时效温度升高，合金的屈服强度和抗拉强度增大，伸长率也缓慢上升。其中，185℃时效6 h时，Rm为370.37 MPa，Rp0.2为300.34 MPa，A为6.50%，此时强度和伸长率均高于其余峰时效状态，实现了强度与塑性的良好综合。拉伸试验结果与图4中硬度曲线趋势一致。

图5 540℃固溶12 h后试样在不同峰时效状态下的力学性能Fig.5 Mechanical properties of the specimen under different peak aging states after solution treatment at 540℃for 12 h

Al-Cu-Mn-Er合金人工时效析出序列与传统Al-Cu合金一致，时效析出序列为：过饱和固溶体（SSS）→GP区→θ″相→θ′相→θ相[10]。本试验中硬度和力学性能的变化规律与过饱和固溶体的析出有密切的联系。空位浓度决定着GP区初期的形成速度，空位浓度越大，有利于获得较大的GP区平均尺寸，促进沉淀相的析出，使合金得到强化。此外空位浓度越大，溶质原子扩散加快，空位分布更均匀。所以时效初期时效温度越高，时效强化效果越明显。不同的时效温度会导致强化相的析出数量有差异，在一定温度范围内时效温度越高，过饱和固溶体的析出程度越大。所以时效温度越高，析出的强化相越多，力学性能更佳。同时，提高时效温度可以增大活化能进而加速Cu原子的扩散行为，最终加快强化相的析出过程[10]。

2.3 显微组织和微观结构

图6是Al-Cu-Mn-Er合金经不同温度固溶12 h、175℃时效8 h后的显微组织。可以看到，铸态合金中存在大量枝晶。固溶温度为520℃和530℃时，合金中仍存在部分枝晶，但数量相对于铸态已减少，说明晶粒内部化学成分逐渐均匀；固溶温度为540℃时，合金中的枝晶数量相对于铸态大幅度减少，几乎看不见明显的枝晶，晶粒内部化学成分达到相对稳定，但在晶内和晶界附近仍有少量的二次相；固溶温度达到550℃时，低熔点相在三角晶界处复熔，此时合金发生“过烧”，此温度就不再进行探究。整体来看晶粒尺寸随固溶温度的升高而缓慢增加。

图6 经不同温度固溶12 h、175℃时效8 h后Al-Cu-Mn-Er合金的OM图Fig.6 OM images of the Al-Cu-Mn-Er alloy solution treated at different temperatures for 12 h and aged at 175℃for 8 h

Al-Cu-Mn-Er合金固溶的实质是铸造冷却过程中形成的θ相（Al2Cu）向α-Al基体中回溶的过程。θ相（Al2Cu）最终回溶基体的量与垂直于扩散方向的单位截面积的扩散通量J及扩散时间有关[11]。根据菲克第一定律：J与扩散系数D成正比，而D随着温度升高而增大。故提高固溶温度，能够提高合金元素在基体中的溶解度，增加Cu在合金基体中的扩散速率，从而大大促进初生含Cu相的溶解。但如果固溶温度过高，合金中的共晶相熔化，出现“过烧”现象，过烧试样的力学性能会比常规试样低[12-13]。确定固溶温度的依据就是尽可能使θ相（Al2Cu）回溶基体的同时避免“过烧”。因此，540℃为最佳固溶温度。

为了进一步分析不同固溶温度对残留相回溶的影响，对试样进行扫描电镜观察。图7是Al-Cu-Mn-Er合金经不同温度固溶12 h、175℃时效8 h的SEM图像，可以看出，合金处于铸态时，大量残留相在基体上呈粗大长条状、骨骼状连续分布。配合EDS对黑框区域进行面扫描和点扫描，结果见图7（e）和表2，残留相中Cu、Fe元素大面积富集，其中Cu元素常以θ相（Al2Cu）、Al8Cu4Er相的形式存在，这与文献报道的结论一致[4]。其中，Al8Cu4Er相的熔点约为573.8℃，远高于固溶温度，经固溶处理后，Al8Cu4Er相不会溶解[11]；Fe常以AlCuMnFe相的形式存在，其是铸造过程中凝固产生的，在Al-Cu-Mn合金中十分常见，在后续加工和热处理过程中无法消除[14]；Mn、Er元素在整个区域内含量较少且分布较为均匀。经不同温度固溶处理后，可以发现残留相不同程度地回溶到基体，在基体上由连续分布逐渐转变为断续零散分布。当固溶温度为540℃时，残留相的回溶量最大，未回溶的残留相呈细小长条状或者点状在基体中断续零散分布。

图7 经不同温度固溶12 h、175℃时效8 h后Al-Cu-Mn-Er合金的SEM图像及EDS图谱Fig.7 SEM images and EDS spectra of the Al-Cu-Mn-Er alloy solution treated at different temperatures for 12 h and aged at 175℃ for 8 h

表2 图7（e）中各区域的成分（原子分数，%）Table 2 Composition of each region in Fig.7（e）（atom fraction，%）

图8是Al-Cu-Mn-Er合金经540℃固溶不同时间、175℃时效8 h后的SEM图像。可以看出，固溶2 h时，残留相数量较多，主要呈长条状，局部区域呈小块状；固溶6 h时，残留相数量有所下降，但变化不明显，主要呈细小长条状，开始呈现一定数量的点状分布，看不到块状的残留相；固溶到12 h和14 h时，残留相的数量和形貌发生了巨大的变化，视野上大部分区域没有残留相，其数量大幅度减小且形态十分细小，说明此时的固溶情况最佳。表3为Image J软件对残留相面积分数的计算结果。可以发现，随着固溶时间的延长，残留相面积分数逐渐减少。在固溶初期减少幅度较快，残留相可大量回溶；末期减少幅度放缓，回溶量已接近“饱和”。

表3 Al-Cu-Mn-Er合金经540℃固溶不同时间+175℃时效8 h后的残留相面积分数Table 3 Area fraction of residual phase in the Al-Cu-Mn-Er alloy solution treated at 540℃for different time and aged at 175℃for 8 h

图8 Al-Cu-Mn-Er合金经540℃固溶不同时间、175℃时效8 h后的SEM图像Fig.8 SEM images of the Al-Cu-Mn-Er alloy solution treated at 540℃for different time and aged at 175℃for 8 h

图9为合金铸态和540℃固溶12 h后的XRD图谱，配合Jade软件分析发现，合金有两个主要相：α-Al和θ相（Al2Cu）。合金中应该存在Al8Cu4Er相和AlCuMnFe相，但由于含量太少，所以未能检测到明显的衍射峰。铸态下α-Al的三强峰对应晶面指数分别是｛111｝、｛200｝、｛311｝，有大量θ相（Al2Cu）的衍射峰存在，说明铸态合金中存在大量的θ相（Al2Cu）；经540℃固溶12 h后，α-Al的三强峰位置发生改变，对应晶面指数分别是｛111｝、｛200｝、｛222｝，几乎看不到θ相（Al2Cu）的衍射峰，说明θ相（Al2Cu）已经大量回溶基体，此时的固溶效果最佳。还可以注意到固溶后，α-Al的三强峰位置发生变化，这是因为基体的晶格常数因为θ相（Al2Cu）的回溶发生改变，从而影响峰位置。