動態(tài)時(shí)效對Al-Cu-Mg-Ag合金組織與力學(xué)性能的影響

王路路，劉曉艷，劉彥鵬，楊鴻儒，王艷琴，鄭立允

(河北工程大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，河北 邯鄲 056038)

Al-Cu-Mg系鋁合金具有較好的力學(xué)性能，被廣泛地應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域，但當(dāng)使用的溫度超過100 ℃時(shí)，該合金的主要強(qiáng)化相θ′粗化，性能降低[1]。近年來有研究發(fā)現(xiàn)在Al-Cu-Mg合金中加入較少的Ag元素，合金中會析出一種更穩(wěn)定的強(qiáng)化相Ω，合金的高溫性能大幅度提高[2]。Al-Cu-Mg-Ag合金迅速發(fā)展起來，成為一種新型的高強(qiáng)度耐熱鋁合金，引起了材料研究者們的關(guān)注[3-4]。

熱機(jī)械變形是近年來為提高金屬材料綜合性能一種新型熱機(jī)械處理(Thermo-mechanical treatment, TMT)工藝。通過TMT處理后材料不僅能夠提高力學(xué)性能和抗腐蝕性能，還可以減化生產(chǎn)流程、降低成本，創(chuàng)造可觀的經(jīng)濟(jì)效益，因此在世界各國受到極大地重視并得到飛速的發(fā)展[5]。陳瑞強(qiáng)等[6]研究不同形變熱處理制度對Al-Cu-Mg-Ag合金薄板組織與高溫性能的影響，在正交試驗(yàn)下確定了最佳形變熱處理制度為515 ℃下固溶20 min，預(yù)拉伸4%，人工時(shí)效185 ℃×6 h。采用該形變熱處理工藝，合金可獲得高溫持久拉伸強(qiáng)度≥200 MPa、高溫短時(shí)拉伸強(qiáng)度≥285 MPa、室溫抗拉強(qiáng)度≥473 MPa、室溫屈服強(qiáng)度≥428 MPa、延伸率≥11.3%的良好綜合性能，滿足了當(dāng)前航空工業(yè)對于鋁合金高溫持久強(qiáng)度的要求。劉平等[7]發(fā)現(xiàn)采用合適的時(shí)效+中溫軋制變形后，隨著變形量的增加，晶內(nèi)析出相發(fā)生變形并向晶界移動，導(dǎo)致無沉淀析出帶(precipitation free zone, PFZ)變窄，抗晶間腐蝕性能得到提高，但是，沿著軋制方向晶粒變細(xì)小又會降低合金的抗剝落腐蝕性能。由此可見熱機(jī)械變形處理可以在一定程度上改善鋁合金的綜合性能，對其研究具有重要的工程價(jià)值。

本文設(shè)計(jì)了一種新型熱機(jī)械變形處理工藝，其工藝為預(yù)時(shí)效+中溫軋制變形+終時(shí)效，也可稱為動態(tài)時(shí)效。以Al-Cu-Mg-Ag新型耐熱鋁合金為研究對象，探索動態(tài)時(shí)效對合金的微觀組織與力學(xué)性能的影響，并對其機(jī)理進(jìn)行探討，這可以為開發(fā)Al-Cu-Mg-Ag合金和其他時(shí)效硬化鋁合金提供依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)合金為Al-5.3Cu-0.8Mg-0.5Ag-0.3Mn-0.15Zr(wt.%)，在電阻爐中用石墨坩堝熔煉，用水冷銅模澆鑄。鑄錠在515 ℃下均勻化24 h后，熱軋至6 mm，經(jīng)過中間退火后，冷軋至2 mm。試樣在515 ℃下固溶處理1.5 h，然后在185 ℃下預(yù)時(shí)效1 h，之后經(jīng)過軋制變形，最后在150 ℃下再時(shí)效，每隔2 h取樣測試硬度以得到時(shí)效硬化曲線圖。獲得峰值時(shí)效時(shí)間后，對板材進(jìn)行峰時(shí)效處理，然后進(jìn)行力學(xué)性能測試和微觀分析。熱處理過程如圖1所示。傳統(tǒng)時(shí)效未變形，變形量為0，編號1號，動態(tài)時(shí)效變形量為30%、50%的試樣編號分別為2號、3號。

圖1 熱處理示意圖Fig.1 Schematic diagram of the heat treatment employed in this study

硬度測試在TMVS-IS型電子顯微硬度計(jì)上進(jìn)行，施加載荷時(shí)間為10 s，加載載荷為0.2 kg。拉伸試驗(yàn)用萬能電子試驗(yàn)機(jī)YT8000-A，拉伸速率為2 mm/s。用Olympus DSX500光學(xué)顯微鏡觀察樣品的金相組織。TEM樣品通過雙噴電解減薄制備，工作電流設(shè)定為75 mA，工作電壓設(shè)定為20 V。然后在TECNAI G2F30透射電子顯微鏡下觀察，加速電壓設(shè)置為300 kV。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 動態(tài)時(shí)效對Al-Cu-Mg-Ag合金時(shí)效硬化行為的影響

圖2給出了Al-Cu-Mg-Ag合金的時(shí)效硬化曲線。淬火后樣品的硬度約為111 HV，并在預(yù)時(shí)效后達(dá)到156 HV。通過軋制處理，由于位錯(cuò)的存在，初始硬度急劇增加。2號樣品為170 HV，3號樣品為174 HV。隨后在終時(shí)效過程中，合金硬度隨著時(shí)效時(shí)間的增加而逐漸增加。隨著變形量的增加，合金峰值時(shí)效時(shí)間縮短，峰值硬度增加。對于1號、2號和3號樣品，峰值時(shí)效時(shí)間分別為15、10和8 h，峰值硬度分別為170、181和186 HV。由此可見，動態(tài)時(shí)效能夠提高合金的時(shí)效硬化速率，縮短峰值時(shí)效時(shí)間，提高合金的峰值硬度。

圖2 時(shí)效硬化曲線圖Fig.2 Age hardening curves of the samples

2.2 動態(tài)時(shí)效對Al-Cu-Mg-Ag合金力學(xué)性能的影響

對不同變形量動態(tài)時(shí)效峰值時(shí)效試樣進(jìn)行拉伸性能測試，結(jié)果列于表1。可以看出，時(shí)效過程中的軋制變形對Al-Cu-Mg-Ag合金的拉伸性能起重要作用，軋制變形能夠提高合金的強(qiáng)度。隨著變形量的增加，拉伸強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均增加，而伸長率降低。3號樣品具有最高的抗拉強(qiáng)度527.4 MPa和屈服強(qiáng)度467.0 MPa，而伸長率仍保持較高值，為9.1%。

表1 抗拉強(qiáng)度數(shù)據(jù)

2.3 顯微組織

圖3給出了Al-Cu-Mg-Ag合金的金相組織。從圖3(a)可以看出1號樣品中晶粒沿著軋制方向分布，發(fā)生了部分再結(jié)晶(圖中箭頭所示)。圖3(b)中，經(jīng)軋制后2號樣品中可以明顯看到晶粒沿著軋制方向拉長，隨著變形量進(jìn)一步增加到50%，晶粒拉長的趨勢更加明顯，縱橫比變大，可以觀察到明顯的纖維結(jié)構(gòu)如圖3(c)所示。

圖4給出了峰時(shí)效下Al-Cu-Mg-Ag合金的TEM圖像，其中圖4(a)、圖4(c)、圖4(e)電子束沿近<110>α方向入射。在1號樣品中有大量的析出相并均勻分布(圖4(a))。如圖4(a)所示，基體中均勻分布著大、小兩種尺寸的Ω相，大尺寸的Ω相在預(yù)時(shí)效過程中析出，并在終時(shí)效過程中繼續(xù)長大，與此同時(shí)基體中仍有小尺寸Ω相不斷析出。在2號(圖4(c))和3號(圖4(e))樣品中，經(jīng)過動態(tài)時(shí)效處理后這兩種析出相的尺寸減小、數(shù)量增加。3號樣品中析出了大量尺寸細(xì)小的Ω相，彌散分布在基體中。并且在2號和3號樣品中都出現(xiàn)了大量的位錯(cuò)(圖4(c)和圖4(f)中箭頭所示)。在1號樣品中只有少量的θ′相，而在2、3號樣品中均沒有觀察到θ′相。形變也會對晶界結(jié)構(gòu)產(chǎn)生影響。在圖4(b)中可觀察到當(dāng)樣品變形量為0時(shí)有明顯的無沉淀區(qū)析出帶(PFZ)。PFZ是某些時(shí)效鋁合金中的常見現(xiàn)象[8-10]。當(dāng)變形量為30%時(shí)，在圖4(d)可觀察到PFZ寬度明顯變窄；當(dāng)變形量增加到50%時(shí)， PFZ幾乎消失 (圖4(f))。

實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，軋制變形會顯著影響動態(tài)時(shí)效Al-Cu-Mg-Ag合金的組織和力學(xué)性能。隨著變形量的增加，晶粒沿著軋制方向伸長，晶粒內(nèi)和晶界處的微觀結(jié)構(gòu)也隨之改變。Al-Cu-Mg-Ag合金的強(qiáng)化相為Ω相和少量θ′相[11]。這兩種相都具有相同的化學(xué)成分Al2Cu，它們在時(shí)效過程中競爭析出。微量元素Mg或Mg和Ag可以加速Ω相的析出[12-13]。文獻(xiàn)[14]表明，位錯(cuò)的存在可以加速θ′相的析出，同時(shí)抑制了Ω相的析出。但是，在本文中有與上述文獻(xiàn)不同的實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象產(chǎn)生。與1號樣品相比，2、3號樣品中的小尺寸Ω相的析出相更多，且在其中觀察不到θ′相(圖4)，這可能與不同的熱處理過程有關(guān)。在其他文獻(xiàn)[15]中，熱處理過程是固溶處理+變形+時(shí)效處理，而在本課題中是預(yù)時(shí)效+變形+再時(shí)效處理。預(yù)時(shí)效過程對Al-Cu-Mg-Ag合金的組織和力學(xué)性能有著重要的作用。根據(jù)課題組早期研究[15]，在預(yù)時(shí)效過程中(185 ℃/1 h)，一些細(xì)小的Ω相沿{111}α晶面析出。這些強(qiáng)化相可在變形過程中釘扎位錯(cuò)并使晶粒沿特定方向旋轉(zhuǎn)，有利于后續(xù)時(shí)效處理過程中Ω相的析出。如圖4(c)和圖4(e)所示，在終時(shí)效之后，Ω相沿{111}α晶面析出，并且沒有觀察到θ′相。均勻分布的Ω相加上大量的位錯(cuò)使2、3號樣品的強(qiáng)度顯著升高，并隨變形量的增加而增加。在無變形樣品中，晶界處粗大的第二相的析出需要消耗大量的溶質(zhì)原子，在晶界附近形成PFZ。軋制變形后，一些位錯(cuò)出現(xiàn)在晶粒內(nèi)和晶界附近。位錯(cuò)也可以吸收附近的空位，這些空位有利于原子的擴(kuò)散從而促進(jìn)強(qiáng)化相的形成，晶界附近也有強(qiáng)化相析出，導(dǎo)致PFZ變窄。

圖4 峰值時(shí)效Al-Cu-Mg-Ag合金的TEM圖Fig.4 TEM images for the peak aged Al-Cu-Mg-Ag alloy

3 結(jié)論

1) 動態(tài)時(shí)效能夠提高Al-Cu-Mg-Ag合金的時(shí)效硬化速率，隨著變形量的增大，合金的峰值時(shí)效時(shí)間逐漸減小，硬度逐漸增大。

2) 動態(tài)時(shí)效能夠提高合金的抗拉強(qiáng)度，隨著變形量的增大，合金的強(qiáng)度逐漸增大，但伸長率逐漸減小，變形量為50%合金的強(qiáng)度最高，抗拉強(qiáng)度為527.4 MPa，屈服強(qiáng)度為467.0 MPa，伸長率保持在較高值9.1%。

3) 動態(tài)時(shí)效能夠促進(jìn)Ω相的析出，隨著變形量的強(qiáng)化相數(shù)量增多，尺寸減小，強(qiáng)化效果增強(qiáng)。隨著變形量的增大，晶粒沿軋制方向拉長趨勢更加明顯，縱橫比增大，亞結(jié)構(gòu)增多，位錯(cuò)數(shù)量增多，也同樣會提高合金強(qiáng)度。