Si含量對Al-Cu-Mg-Ag合金微觀組織與力學性能的影響①

劉銅銅，劉志義，柏 松，趙娟剛，曹 靖

（中南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙410083）

Al-Cu-Mg-Ag合金具有優異的耐高溫性能，在航空航天工業廣泛應用［1－3］。在Al-Cu-Mg-Ag合金的加工生產過程中，為了優化合金的綜合性能，通常會在熔煉時加入Ti、Zr、Mn等元素，因此不可避免地引入了Fe、Si等雜質元素。早期研究發現，Si的加入會導致Al-Cu-Mg-（Ag）合金中AlCuMgSi、AlCuSiMnFe等粗大不溶相增多，同時基體中θ′析出相的密度明顯增加［4－7］。Abis等人［8］發現在Al-Cu-Mg-Ag合金中加入0．15%～0．5%Si，會導致Ω相的形核析出受到抑制。Gable等人［9］的工作也證明了這一點，發現Si含量是限制Ω相析出的關鍵，Mg／Si比大于2是Ω相成核的必要條件。本文研究了Si含量對Al-Cu-Mg-Ag合金力學性能以及微觀組織的影響，以期為調控Al-Cu-Mg-Ag合金成分、提高合金的綜合力學性能提供理論依據。

1 實驗材料與方法

實驗合金以高純鋁、純鎂、純銀以及中間合金Al-Cu、Al-Mn、Al-Ti、Al-Zr、Al-Si為原材料配制，在高強石墨坩堝中進行熔煉，熔煉溫度為750℃左右，澆注成尺寸約為190 mm×150 mm×24 mm的鑄錠。實驗中所用合金的實際成分如表1所示。

表1 實驗用合金化學成分（質量分數）／%

合金鑄錠在電阻空氣爐中進行雙級均勻化處理（480℃×24 h＋515℃×48 h）。熱軋成厚度為3 mm的合金板材，將所得合金板材在鹽浴爐中進行515℃×3 h固溶處理，水淬后進行190℃×1 h＋155℃×12 h雙級峰時效。

利用Instron-MTS 810試驗機對固溶雙級峰時效后合金板材進行室溫、高溫拉伸試驗，拉伸速率為2 mm／min。所有試樣的力學性能均取3個試樣測試結果的算術平均值。分別采用FEI Quanta 200型環境掃描電鏡、TECNAI G20 ST型透射電鏡和TECNAI F20高分辨透射電子顯微鏡觀察合金微觀組織。

2 實驗結果及分析

2．1 拉伸實驗結果

圖1為不同Si含量（質量分數，下同）試樣在室溫和300℃下的力學性能。

圖1 不同Si含量Al-Cu-Mg-Ag合金力學性能

從圖1（a）可以看出，當Si含量0．03%時，合金具有最好的拉伸性能，抗拉強度531 MPa、屈服強度470 MPa，延伸率達到6．8%。隨著Si含量增多，合金室溫拉伸強度下降，延伸率明顯下降。當Si含量增加到0．20%時，合金抗拉強度493 MPa、屈服強度452 MPa，延伸率只有3．6%。從室溫拉伸數據可以看出，Al-Cu-Mg-Ag合金中Si含量增多，會導致合金室溫力學性能明顯下降。

由圖1（b）可知，添加了Si元素后，300℃下合金的高溫力學性能呈現出更為明顯的下降趨勢。隨著Si含量從0．03%增加到0．20%，合金高溫拉伸抗拉強度從236 MPa減少到191 MPa，屈服強度從227 MPa下降到180 MPa，延伸率從11．9%降低到了7．9%。結果表明，合金高溫力學性能隨著Si含量增多而下降。

2．2 掃描電鏡組織觀察與分析

不同Si含量Al-Cu-Mg-Ag合金固溶時效處理后的SEM圖如圖2所示。從圖2可以看到，0．03Si合金基體中的殘余第二相數量較少，在晶界處呈現出半連續分布；當Si元素添加量達到0．15%時，基體中可以觀察到許多大尺寸的第二相，集中分布在晶界附近。對比可知，Si的增加會導致合金基體中大尺寸第二相數量的增多，從而導致合金強度的下降。

圖2 不同Si含量Al-Cu-Mg-Ag合金固溶時效處理后的SEM圖

圖3為圖2（c）中矩形框處的元素面掃描圖。可以看到，基體中主要有A、B兩種襯度的第二相。根據EDS分析結果，A粒子處出現Al、Cu元素的偏聚，可以判斷A粒子為Al2Cu相；同時，Al、Mn、Fe、Si元素在B粒子附近出現明顯的團聚，說明B粒子屬于AlMnFeSi型化合物粒子，這種高熔點的化合物屬于硬脆相，一般很難通過熱處理消除［10－11］。結果表明，Si含量達到0．15%，合金基體中出現大尺寸AlMnFeSi型化合物粒子，在合金的拉伸變形過程中，這種硬脆相容易產生開裂，從而導致合金延伸率整體下降。這與圖1結果一致。

圖3 圖2（c）中矩形框處的元素面掃描結果

2．3 透射電鏡組織觀察與分析

圖4為不同Si含量固溶時效態Al-Cu-Mg-Ag合金＜110＞α晶帶軸下的TEM圖像和相應的選區電子衍射圖。由圖4可知，0．03Si合金中有大量的盤狀Ω相析出，同時也可以觀察到少量的針狀θ′析出；選區電子衍射圖可以看到明顯的Ω相和θ′相斑點。0．10Si合金中仍然有Ω相和θ′相析出，但是Ω相析出密度明顯降低，選區電子衍射圖中Ω相斑點強度變得微弱。隨著Si含量增多，0．15Si、0．20Si合金基體中Ω相析出受到抑制，密度不斷降低；相反，基體中θ′相密度有所增加。

圖4 不同Si含量固溶時效態Al-Cu-Mg-Ag合金＜110＞α晶帶軸下TEM圖片及對應的衍射花樣圖

圖5為不同Si含量固溶時效態Al-Cu-Mg-Ag合金＜100＞α晶帶軸下的TEM圖像和相應的選區電子衍射圖。從圖5可以看出，0．03Si合金基體中的析出相主要是Ω相和θ′相；0．10Si基體中θ′相析出密度增大；而0．15Si、0．20Si合金基體中θ′相析出越來越密集。當合金中Si含量超過0．10%時，基體中可以觀察到黑色顆粒狀析出相出現（如圖中黑色箭頭所示）；隨著Si含量進一步增多，黑色顆粒狀析出相密度明顯增多。正是這些黑色顆粒狀析出相的出現，導致合金基體中Ω相密度產生差異，從而導致合金力學性能特別是高溫力學性能變化。

圖5 不同Si含量固溶時效態Al-Cu-Mg-Ag合金＜100＞α晶帶軸下TEM圖片及對應的衍射花樣圖

為了明確Al-Cu-Mg-Ag合金中Si原子的作用機制，利用高分辨透射電子顯微鏡對圖5中觀察到的黑色顆粒狀析出相進行觀察，HRTEM圖片和相應的選區電子衍射圖如圖6所示。由圖6可知，這種黑色顆粒狀析出相是典型的單斜結構的β″相（MgSi相）［12］。β″相是Al-Mg-Si合金中的強化相之一，在125℃到220℃之間時效時都會產生β″相［13－14］。對比圖4可以看出，隨著Si添加量增加，合金基體中β″相密度也隨之增加。時效初期，Mg原子參與到β″相的析出過程中，導致基體中Mg溶質原子減少，Mg-Ag團簇形成被抑制。Al-Cu-Mg-Ag合金的時效沉淀序列可以表示為過飽和固溶體→Mg-Ag團簇→Ω相＋θ′相→θ相＋Ag，Mg，Cu富集相［15］。在早期的時效沉淀過程中，Mg-Ag團簇通常作為Ω相的形核位置［16］。由于Mg-Ag團簇形成受到阻礙，從而抑制了合金基體中Ω相析出，導致Ω相密度明顯下降；θ′相在與Ω相的競爭沉淀中占據優勢，促進了θ′相析出。相比于θ′相，Ω相具有更高的強度和熱穩定性［17］，因而工業生產過程中，應通過控制Al-Cu-Mg-Ag合金中的Si含量，避免合金基體中β″相析出，得到更優的合金析出相組成。

圖6 Al-Cu-Mg-Ag合金中β″相的HRTEM圖片

3 結 論

1）4種不同Si含量Al-Cu-Mg-Ag中，Si含量0．03%的合金具有最優的力學性能，其室溫抗拉強度531 MPa、屈服強度470 MPa、延伸率6．8%；300℃高溫拉伸抗拉強度236 MPa、屈服強度191 MPa、延伸率11．9%。

2）Al-Cu-Mg-Ag合金中Si含量增加，合金力學性能特別是延伸率明顯下降。Si含量達到0．15%時，基體中有許多大尺寸AlFeMnSi型化合物粒子出現，這種硬脆相是導致合金塑性大幅下降的主要原因。

3）當Al-Cu-Mg-Ag合金中Si含量大于0．10%時，基體中析出的黑色顆粒狀β″相（MgSi相）會導致基體中Mg溶質原子的消耗，抑制了Al-Cu-Mg-Ag合金時效初期Mg-Ag團簇的形成，阻礙Ω相析出；θ′相在與Ω相的競爭析出中占據優勢，促進了θ′相析出，從而導致合金強度明顯下降。