稀土Er 對Al?Cu?Mg?Ag 合金微觀組織和力學性能的影響①

謝浩宇， 劉志義， 趙娟剛， 曹 靖， 寧國棟， 袁豪杰

（1.中南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙410083； 2.北京機電工程研究所，北京100083）

稀土元素對鋁合金具有許多積極作用，主要表現在凈化熔體［1］、細化晶粒、改善枝晶組織［2］、強化和穩定晶界［3］等方面。 文獻［4］發現，在Al?4Cu 合金中添加少量稀土Er 元素后，晶粒得到顯著細化，然而合金中的Al8Cu4Er 相卻使合金力學性能明顯下降；文獻［5］研究發現，在Al?4Cu?1.3Mg 合金中添加少量稀土Er元素后，合金枝晶臂間距明顯減小，且Er 元素主要以Al3Er 相存在于晶粒中。 然而在Al?Cu?Mg?Ag 合金中添加稀土Er 的研究較少，為此，本文以新型耐熱Al?Cu?Mg?Ag 合金為研究對象，探究Er 元素對其微觀組織和力學性能的影響，為開發新型高強耐熱Al?Cu?Mg?Ag合金提供依據。

1 試樣制備與實驗方法

采用工業高純鋁、純鎂、純銀以及Al?Cu、Al?Er、Al?Ti 和Al?Mn 中間合金為原料，按一定配比熔煉鑄造成Al?5.0Cu?0.4Mg?1.50Ag 合金（元素前數據表示質量分數，%，下同），并在此基礎上，分別添加0.1%Er和0.2%Er 元素制得實驗合金（具體成分見表1）。 鑄錠經雙級均勻化（480 ℃× 24 h + 515 ℃× 32 h）處理后，熱軋成2 mm 板材。 板材經510 ℃× 2 h 固溶處理后立即水淬至室溫，接著立即置于電阻空氣爐中進行165 ℃× 12 h 峰時效處理（T6 態）。

表1 Al?Cu?Mg?Ag?（Er）合金化學成分（質量分數）／%

合金室溫和高溫力學性能測試在MTS?810 萬能電子拉伸試驗機上進行，拉伸速率為2 mm／min，每種合金每種溫度取3 個平行樣，取算術平均值作為最終實驗結果。 采用CaiKon DMM?900C 型金相顯微鏡、FEI Quanta 200 型掃描電鏡和Tecnai G220 ST 型透射電鏡對合金微觀組織進行觀察。 采用電解雙噴法獲得透射試樣，電解雙噴液為硝酸和甲醇的混合溶液（體積比3 ∶7），電壓15～20 V，電流60～80 mA，溫度-30±5 ℃。利用軟件Nano Measurer 1.2 對不同熱處理狀態下的Al?Cu?Mg?Ag?（Er）合金中的析出相尺寸和數量密度進行統計。

2 實驗結果

2.1 不同溫度下合金的拉伸性能

合金在不同溫度下的拉伸力學性能如圖1 所示。從圖1 看出，在室溫拉伸條件下，隨著Er 含量升高，合金抗拉強度逐漸降低，合金1，2，3 的抗拉強度分別為536 MPa，528 MPa，503 MPa。 300 ℃高溫拉伸時，合金抗拉強度同樣隨著Er 含量升高而逐漸降低。 此外，合金屈服強度也隨著Er 含量升高而呈遞減趨勢。 室溫拉伸條件下，合金1 的屈服強度為485 MPa，比合金2（473 MPa）和合金3（426 MPa）分別高出2.5%和13.8%。高溫拉伸條件下，合金1 的屈服強度仍然處于最高值（207 MPa），比合金2（194 MPa）和合金3（174 MPa）分別高出6.7%和18.9%。 與此同時，合金延伸率也隨著Er 含量升高而逐漸下降。

圖1 不同Er 含量的Al?Cu?Mg?Ag 合金（T6 態）力學性能

2.2 不同合金的金相組織

圖2 為不同Er 含量合金經過峰時效處理后的金相組織。 從圖2 看出，所有合金都完成再結晶，并且未添加Er 的合金晶粒明顯大于添加Er 后的合金。 通過觀察圖2（b）、（c）可發現，合金晶粒大小隨著所添加Er 元素含量逐漸升高而進一步減小。 經過統計，合金1 晶粒平均大小為71 μm，合金2 晶粒平均大小為25 μm，合金3 晶粒平均尺寸減小至22 μm。

圖2 不同Er 含量的Al?Cu?Mg?Ag 合金（T6 態）的金相組織

2.3 不同合金的掃描電鏡組織

圖3 和圖4 分別為Al?Cu?Mg?Ag 合金的熱軋態和峰時效態的背散射電子圖（BSE）。 從圖3（a）可以看出，合金1 基體中存在少量第二相粒子，該相體積較小且分布較均勻；由EDS 分析結果（見表2）可知，該第二相粒子為Al2Cu 相。 通過圖3（b）、（c）可以看出，向合金中加入Er 元素后，基體中除了少量均勻分布的Al2Cu（灰色襯度）外，同時出現了大量塊狀的第二相粒子（7～12 μm），并且隨著Er 含量逐漸升高，基體中第二相粒子變得更粗大且分布更加集中。

圖3 不同Er 含量的Al?Cu?Mg?Ag 合金熱軋態BSE 圖

圖4 不同Al?Cu?Mg?Ag 合金峰時效態BSE 圖

表2 圖3 中各點的EDS 分析結果

由圖4 可知，當合金中加入Er 元素后，合金基體內部還出現了大量細小彌散的顆粒相（1～2 μm），并且經過固溶處理，合金中彌散分布的第二相部分回溶到基體中，但基體中粗大的第二相并沒有完全消失。 EDS 結果（見表3）表明，該粗大第二相的Al、Cu、Er 原子比接近8 ∶4 ∶1，結合面掃描圖可以確定其為Al8Cu4Er 相。

表3 圖4 中各點的EDS 分析結果

2.4 不同合金的透射電鏡組織

圖5 為不同合金經過峰時效處理后的透射電鏡組織及對應選區電子衍射圖。 從圖5（a）可以看出，合金1中有大量盤狀Ω 相析出，對應的選區電子衍射圖也可以看到明顯的Ω 相斑點。 從圖5（b）可以看到，加入Er 元素后，合金中仍然有明顯的Ω 相析出，但是Ω 相的析出密度顯著降低。 對比圖5（b）、（c）可以看出，隨著Er 含量增加，基體中析出的Ω 相明顯減少，密度不斷降低。

圖5 不同Er 含量Al?Cu?Mg?Ag 合金的透射組織和選區電子衍射圖（近＜110＞α 方向）

不同Er 含量下合金Ω 相的平均直徑、平均厚度和數量密度見表4。 由表4 可知，合金1 中Ω 相的平均直徑為30.01±6.79 nm，稍大于合金2、合金3 中Ω 相的平均直徑。Er 的添加對Ω 相平均厚度沒有太大影響。 合金2 基體中Ω 相數量密度降到（53.43±1.75）×103個／μm3；合金3基體中Ω 相的數量密度只有（41.93±2.74）×103個／μm3。由此可見，Er 對Al?Cu?Mg?Ag 合金中Ω 相的析出存在一定影響，并且隨著Er 含量升高，合金基體中Ω相析出受到明顯抑制，其數量密度呈現下降趨勢，合金中Ω 相平均直徑略微減小，而Ω 相平均厚度變化不大。

表4 不同Er 含量Al?Cu?Mg?Ag 合金中Ω 相在峰時效狀態下的尺寸和數量密度

2.5 不同合金的XRD 分析

不同Er 含量Al?Cu?Mg?Ag 合金的XRD 圖譜如圖6 所示。 從圖6 可知，合金1 主要由α?Al 和Al2Cu 相組成，此結果和Al?Cu 相圖結果相吻合。 添加Er 元素后，合金組織的相組成除了α?Al 相以外，還含有Al8Cu4Er 相，但未觀察到Al3Er 相，此結果與BSE 觀察結果一致。

圖6 不同Er 含量Al?Cu?Mg?Ag 合金熱軋態XRD 圖譜

3 分析討論

由拉伸實驗結果可知，加入Er 后，Al?Cu?Mg?Ag合金力學性能有所下降。 對峰時效態合金進行BSE 觀察發現，含Er 合金中出現了大量粗大的Al8Cu4Er 相，并且隨著Er 含量增加，該相數量逐漸增多。 該相因其高溫穩定性，經過固溶處理后并未消失。 Al?Cu?Mg?Ag合金在室溫和高溫拉伸過程中，大量微孔洞在此處發生聚集長大形成微裂紋，最終在此處斷裂，從而導致合金延伸率下降。

文獻［6］表明，高Cu／Mg 比Al?Cu?Mg?Ag 合金的析出序列為：過飽和固溶體（SSS）→Mg?Ag 原子團簇+GPⅠ／Ⅱ區→Ω+θ′相→θ 相。 Al?Cu?Mg?Ag 合金中主要強化相為Ω 相。 該相的析出與時效初期的Mg?Ag原子團簇有很大關系，這種Mg?Ag 原子團簇可以作為時效過程中Ω 相的形核場所。 與此同時，基體中空位對Ω 相的析出扮演著重要作用，因為空位會影響基體中原子的擴散過程。 在Al?Cu?Mg?Ag 合金中，Mg 原子和Ag 原子的相互擴散主要是通過與空位之間的交換機制實現的［7］，空位濃度越高，Mg、Ag 原子的擴散速率也就越快，Mg?Ag 原子團簇的形成速率也越快。 由于Er 的原子半徑（0.176 nm）遠大于Al 的原子半徑（0.143 nm），當Er 原子固溶到Al 基體中后，將會造成嚴重晶格畸變，引起彈性應變能升高。 為了彈性應變能的穩定，Er 原子和空位之間將會產生強烈的交互作用，這樣Er 原子將會捕捉更多的空位，從而降低Er 周圍的彈性應變能。 根據Al?Er 相圖［8］，雖然Er 在Al 中的固溶度很低（640 ℃時只有0.046%，原子分數），但BSE 和EDS 分析結果表明，合金基體中仍然固溶了少量Er 原子。 因此可以判斷，添加了Er 元素的Al?Cu?Mg?Ag 合金中，Er 原子周圍空位富集，導致基體中可用的空位濃度降低，影響了時效初期Mg／Ag／空位復合原子團簇的形成，最終導致合金中Ω 相數量密度大量減小，從而導致合金力學性能顯著下降［9-10］。

4 結 論

1） 添加Er 元素可以顯著細化Al?Cu?Mg?Ag 合金的晶粒。

2） 添加Er 元素會使Al?Cu?Mg?Ag 合金的拉伸強度、延伸率降低。

3） Er 元素在Al?Cu?Mg?Ag 合金中主要以Al8Cu4Er相形式存在，并且隨著Er 含量增加，合金中剩余第二相數量顯著增加。

4） 添加Er 元素會抑制Al?Cu?Mg?Ag 合金時效初期Mg?Ag 原子團簇的形成，阻礙了合金中Ω 相的析出。