Ag含量對(duì)Al-Cu-Mg合金組織和性能的影響

宋艷芳， 潘清林，2， 曹素芳， 王 迎， 李 晨

（1.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙410083;2.有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083）

與現(xiàn)有的2000系耐熱鋁合金相比，Al-Cu-Mg合金作為Al-Cu系合金基礎(chǔ)上開發(fā)的一種新型材料，具有較高的強(qiáng)度和良好的耐熱性能，被廣泛用作航空航天工業(yè)結(jié)構(gòu)材料［1～4］。然而該系合金主要用于100℃以下的工作環(huán)境，當(dāng)工作溫度超過100℃時(shí)，強(qiáng)化相粗化，性能下降［5］。在高Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金中加入微量的Ag能促進(jìn)合金在{111}面析出一種Ω相，這種相尺寸較小，體積分?jǐn)?shù)較大［6～8］，在 200 ～ 250℃ 有著優(yōu)良的抗粗化能力，從而使Al-Cu-Mg系合金具有較高的沉淀硬化能力和熱穩(wěn)定性［9］，獲得較高的室溫強(qiáng)度及耐損傷性能，且合金的高溫性能得到改善，從而能夠廣泛應(yīng)用于航天結(jié)構(gòu)材料。其耐熱性能比目前使用的2618、2124等鋁合金優(yōu)異得多，可滿足下一代超音速飛機(jī)以及超音速巡航導(dǎo)彈的使用要求，該系列鋁合金具有優(yōu)異的熱穩(wěn)定性，有著廣闊的應(yīng)用前景［10］。目前對(duì)Al-Cu-Mg-Ag合金的研究主要集中在合金成分設(shè)計(jì)、熱處理工藝以及復(fù)合添加等方面，但在Ag含量變化對(duì)合金組織和性能的影響方面還未做出細(xì)致、系統(tǒng)的研究，作者設(shè)計(jì)和制備了不添加 Ag、添加0.2%Ag、添加0.5%Ag和添加0.8%Ag四種 Al-Cu-Mg合金，系統(tǒng)地研究了Ag含量對(duì)合金組織和性能的影響，進(jìn)而優(yōu)化Al-Cu-Mg-Ag耐熱鋁合金的成分，具有很強(qiáng)的現(xiàn)實(shí)意義。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)用原料為工業(yè)純鋁、純鎂、純銀以及A1-Cu，A1-Mn和A1-Zr中間合金。采用鑄錠冶金方法制備了Al-Cu-Mg-Ag合金鑄錠。該合金的化學(xué)成分見表1，試樣經(jīng)500℃均勻化退火24h，再進(jìn)行銑面。在箱式電阻爐中加熱至470℃，保溫2 h，熱軋至6 mm，經(jīng)中間退火冷軋至3 mm的板材。合金在515℃固溶處理1.5 h，水淬，之后于185℃進(jìn)行時(shí)效處理。

表1 實(shí)驗(yàn)合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical composition of the present alloys（mass fraction/%）

合金在401MVDTM數(shù)顯顯微維氏硬度計(jì)下測(cè)定不同時(shí)效態(tài)下的硬度值，加載載荷0.2 kg，加載時(shí)間10 s。合金的室溫力學(xué)性能在CSS-44100電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)上完成，拉伸速率為2 mm/min。金相顯微分析在XJZ-A3金相顯微鏡下進(jìn)行。DSC分析在差示掃描量熱儀（DSC-5p）上進(jìn)行，掃描速率為10℃/min。透射電鏡樣品經(jīng)機(jī)械預(yù)減薄后雙噴穿孔而成，雙噴液采用硝酸、甲醇混合液（1∶3）（容積比），溫度控制在 -30℃以下，TEM分析在 TECNAIG220型透射電鏡上進(jìn)行，加速電壓為200 kV。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 時(shí)效硬化曲線

圖1為合金在185℃等溫時(shí)效后的時(shí)效硬化曲線。由圖可知，四種合金的時(shí)效過程均包括三個(gè)階段，即欠時(shí)效、峰時(shí)效和過時(shí)效。合金1在欠時(shí)效過程中有一平緩階段，這是GP區(qū)析出所致。隨著合金中Ag含量的增加，這一平緩階段逐漸消失，初始硬化速率明顯加快，欠時(shí)效過程縮短。且硬化水平逐漸提高，合金4的峰值硬度提高到168 HV，比合金1提高了38HV。合金中Ag含量的增加縮短了達(dá)到峰時(shí)效的時(shí)間，有效加速了合金的時(shí)效過程。

由此，可制定出各合金的峰時(shí)效處理制度，見表2。

表2 合金峰時(shí)效處理制度Table 2 The peak aging treatment condition of the alloys

圖1 合金在185℃等溫時(shí)效的硬化曲線Fig.1 Vickers hardness versus ageing time at 185℃for the alloys

2.2 合金的室溫拉伸性能

圖2為四種合金進(jìn)行峰時(shí)效處理后，在室溫下進(jìn)行拉伸測(cè)試的結(jié)果。由圖可知，微量Ag的添加可有效提高Al-Cu-Mg合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，但會(huì)在一定程度上降低合金的塑性，且隨著Ag含量的增加，室溫時(shí)Al-Cu-Mg-Ag合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均在一定程度上逐漸提高，合金的塑性逐漸降低，但總體保持在較高水平。

圖2 合金峰時(shí)效拉伸性能Fig.2 Tensile properties of peak-aged alloys

2.3 合金的金相組織

圖3為四種實(shí)驗(yàn)合金鑄態(tài)金相組織。由圖可知，四種實(shí)驗(yàn)合金鑄態(tài)組織中存在明顯的樹枝狀晶，枝晶偏析都較為嚴(yán)重，需要通過后續(xù)熱處理工藝來消除。且隨著Ag含量的增加，枝晶組織更為發(fā)達(dá)，枝晶臂更為粗大。

圖3 四種合金鑄態(tài)的金相組織 （a）合金1;（b）合金2;（c）合金3;（d）合金4Fig.3 Optical microscope of as-cast alloys （a）alloy 1;（b）alloy 2;（3）alloy 3;（4）alloy 4

圖4為四種實(shí)驗(yàn)合金固溶態(tài)金相組織。由圖可知，合金經(jīng)過固溶處理后，均發(fā)生完全再結(jié)晶，形成等軸狀晶，說明添加Ag并沒有阻止或延緩合金再結(jié)晶的發(fā)生，但不同Ag含量的合金經(jīng)固溶處理后，晶粒大小不一。合金1的固溶組織晶界較模糊，添加Ag后的組織晶界清晰。

圖4 四種合金時(shí)效態(tài)的金相組織（a）合金1;（b）合金2;（c）合金3;（d）合金4Fig.4 Optical microscope of Solution-anneal alloys:（a）alloy 1;（b）alloy 2;（3）alloy 3;（4）alloy 4

2.4 差示掃描量熱法分析結(jié)果（DSC）

圖5為淬態(tài)合金的DSC曲線。由圖5可看出，隨著合金中Ag含量的增加，峰A和峰B越來越不明顯，峰A和峰B對(duì)應(yīng)于合金時(shí)效早期過程中GP區(qū)的析出和溶解，表明微量Ag的添加抑制了GP區(qū)的析出，且隨著Ag含量的增加，這種抑制作用逐漸增強(qiáng)。這與時(shí)效硬化過程的實(shí)驗(yàn)結(jié)果一致。合金2的峰C峰位較寬，隨合金中Ag含量的增加，峰位逐漸變窄，并向低溫方向移動(dòng)，且逐漸變得尖銳，說明微量Ag促進(jìn)了合金中Ω相的析出。合金2的峰C對(duì)應(yīng)于Ω相和θ'相的析出，是兩種相析出放熱峰的疊加。合金3和合金4中峰C對(duì)應(yīng)于Ω相的析出，說明Ag含量越高，Ag元素對(duì)Ω相析出的促進(jìn)作用越強(qiáng)，Ω相的析出量越多。

圖5 淬火態(tài)合金的DSC曲線（掃描速率10℃/min）Fig.5 DSC analyses of austemper alloys（sweep rate 10℃/min）

淬火態(tài)合金DSC曲線各峰對(duì)應(yīng)相度見表3。

表3 淬火態(tài)合金DSC曲線各峰對(duì)應(yīng)相變Table 3 Phase versus peaks in DSC analyses of austemper alloys

2.5 TEM顯微組織

為了研究Ag對(duì)合金沉淀析出相的影響，以及力學(xué)性能和顯微組織的關(guān)系，對(duì)峰時(shí)效態(tài)的四種合金進(jìn)行了透射電子顯微觀察。圖6入射電子束方向?yàn)椋?00＞方向。合金1在峰時(shí)效態(tài)下沿基體［001］和［010］方向均勻分布著大量片狀 θ'相，以及少量針狀的S'相。添加了0.2%Ag的合金2中，同樣析出了大量θ'相（圖6b）。當(dāng)合金中Ag含量增加到0.5%時(shí)，θ'相的數(shù)量減少（圖 6c）。

圖7入射電子束方向均為＜110＞Al方向。四種合金都析出了片狀相，片狀相沿3個(gè)晶面分布，Ω相與θ'相之間存在著一個(gè)特殊的方向關(guān)系（兩個(gè)Ω片夾著一個(gè) θ'片）:一個(gè) θ'片沿［001］方向分布，同時(shí)兩個(gè)Ω片分別沿［1-11］和［11-1］方向分布。由圖可知，不添加Ag時(shí)，合金1中只存在少量的Ω相（圖7a），隨著合金中Ag含量的增加，片狀Ω相的析出量明顯增加，表明Ag含量的增加并不改變強(qiáng)化析出相的種類，但有助于提高Ω相的析出體積分?jǐn)?shù)，同時(shí)θ'相的數(shù)量減少。

另外，由圖7可知，Ω析出相的側(cè)向長(zhǎng)度及其片的厚度隨Ag含量的增加而遞減，使強(qiáng)化相更加彌散細(xì)小，從而有效地提高合金的強(qiáng)度。但由于四種合金所采用的時(shí)效時(shí)間不同，時(shí)效時(shí)間較長(zhǎng)的合金中，Ω相可能發(fā)生了側(cè)向長(zhǎng)大和增厚，這還有待后續(xù)的進(jìn)一步研究做出判斷。

3 討論

不添加Ag的合金1的時(shí)效過程可表示如下［11］:

SSS→Cu 共聚團(tuán)（GPⅠ）→GPⅡ/θ″→θ'→θ（Al2Cu）

SSS→Cu-Mg共聚團(tuán)（GPB/GPBⅠ）→GPBⅡ/S″→S'/S（Al2CuMg）

圖1中合金1表現(xiàn)出的平緩階段對(duì)應(yīng)于GP區(qū)的析出，峰時(shí)效對(duì)應(yīng)于θ'相的析出。TEM實(shí)驗(yàn)結(jié)果顯示，在不含Ag的合金1中也存在少量Ω相，研究表明［12～14］，這是由于在 Al-Cu-Mg 合金中，Mg 原子與Cu原子之間存在強(qiáng)烈的相互作用，使較大的Mg原子團(tuán)簇形成幾率降低，只有少量的Mg原子團(tuán)簇形成，這些團(tuán)簇偏聚在{111}α面上，為Ω相的形核提供了有利的位置，因而Ω相的形核位置明顯減少。

而在Al-Cu-Mg合金中加入Ag元素之后，合金的時(shí)效過程改變，可表示如下［15］:

SSS→Mg共聚團(tuán)/Mg-Ag共聚團(tuán)→Ω（Al2Cu）→θ（Al2Cu）

SSS→ Cu 共聚團(tuán)（GPⅠ）→ GPⅡ/θ″→ θ'（Al2Cu）→θ（Al2Cu）

此時(shí)，主要強(qiáng)化相由θ'相和S'相變?yōu)棣赶嗪挺?相，且隨著Ag含量的增加，Ω相的數(shù)量逐漸增多。

由于合金時(shí)效析出過程的改變，因此也出現(xiàn)了一系列時(shí)效特性的變化。由DSC結(jié)果可知，隨著Ag含量的增加，GP區(qū)逐漸消失，表明Ag的添加在一定程度上抑制了GP區(qū)的析出。同時(shí)，由時(shí)效硬化曲線可知，隨著合金中Ag含量的增加，合金的初始硬化速率明顯加快，欠時(shí)效過程縮短，且硬化水平逐漸提高。另外，本實(shí)驗(yàn)中，隨著Ag含量從0.2%到0.5%，再到0.8%，合金的室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都明顯提高。

從微觀組織來看，由 TEM實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知，在185℃等溫時(shí)效過程中含Ag的Al-Cu-Mg合金中析出了片狀Ω相，且Ag含量的增加提高了Ω相的析出體積分?jǐn)?shù)，減小了Ω析出相的側(cè)向長(zhǎng)度及其片的厚度，使得強(qiáng)化相更加彌散細(xì)小，從而有效地提高合金的強(qiáng)度。這是由于Ag原子與Mg原子的相互作用比Cu原子與Mg原子之間的相互作用強(qiáng)烈，因此，合金淬火后快速形成Mg/Ag原子團(tuán)簇。Mg的原子半徑比Al的大，而Ag的原子半徑與Al的相當(dāng)，因此，Mg/Ag原子團(tuán)簇傾向于{111}面偏聚，以減小彈性應(yīng)變能，并為Cu原子沿{111}面偏聚提供有利條件。隨著Ag含量的增加，這種相互作用就越強(qiáng)烈，形成的Mg/Ag原子團(tuán)簇越多，為Cu原子的偏聚提供更多有利條件，進(jìn)而Ω相的形核位置越多，使得其相互之間發(fā)生碰撞的幾率增大，間接降低了其長(zhǎng)大速率，使其尺寸減小，并均勻分布于晶內(nèi)。同時(shí)由于從合金4到合金1，采取的峰時(shí)效時(shí)間是遞增的，Ω相可能隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而發(fā)生了長(zhǎng)大。

Ω相在基體的{111}α面上形核，與基體成共格關(guān)系，這使得Ω相與α相之間具有較低的界面能，有助于形核析出［16］。Ag元素對(duì)Ω相的形核析出的影響作用很大，這可能是Ag元素改變了Ω相形核析出的熱力學(xué)因素，降低了Ω相長(zhǎng)大的激活能，加速了Cu原子的擴(kuò)散速率，從而大大加快了富Cu析出相Ω相的析出速率，進(jìn)而加快了時(shí)效硬化速率，提高了合金的強(qiáng)度。

關(guān)于Ω相的結(jié)構(gòu)和化學(xué)成分，通常認(rèn)為是一種面心正交晶系結(jié)構(gòu)的相（Fmmm，a=0.496 nm，b=0.859 nm，c=0.848 nm），呈六方薄片狀，在基體的{111}α面上形成。與基體的位向關(guān)系為［17］:

{001}Ω∥ {111}α;［010］Ω∥［101-］α;及［100］Ω∥［12-1］α

在時(shí)效過程中析出的這種片層Ω相的尺寸小于不含Ag的合金中析出的θ'片層，具有較高的密度和較小的間距，Ω相細(xì)小彌散地分布于基體中，提高了合金室溫的拉伸強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度［18］。

鋁為FCC晶體結(jié)構(gòu)，最密堆積面為{111}α面，是原子受剪切應(yīng)力時(shí)的主要滑移面。Al-Cu-Mg-Ag合金在{111}α面共格析出了Ω相，能有效阻止位錯(cuò)滑動(dòng)，使得該相具有很好的沉淀硬化能力，可大幅度地提升材料力學(xué)性能。Ω相與基體在平行于{111}α方向的錯(cuò)配度較小，但在垂直于片的方向下的錯(cuò)配度較大（9%），這種垂直方向上的高錯(cuò)配度使合金產(chǎn)生了較大的應(yīng)變場(chǎng)，應(yīng)變場(chǎng)的增大促進(jìn)了位錯(cuò)與應(yīng)變場(chǎng)的相互作用，使其釘扎位錯(cuò)的作用進(jìn)一步加強(qiáng)，阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力增大，有效地引起合金的強(qiáng)化。Ω相與位錯(cuò)的相互作用是通過多重切割機(jī)制進(jìn)行的［19］，這種切割機(jī)制不同于一般的共格切割，Ω相與位錯(cuò)的多重切割導(dǎo)致Ω相發(fā)生強(qiáng)化，從而提高位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，提高強(qiáng)度。

這也就解釋了隨著合金中Ag含量的增加，合金力學(xué)性能逐漸提高的原因。

4 結(jié)論

（1）微量Ag的添加可有效加快Al-Cu-Mg合金的時(shí)效過程，提高合金的時(shí)效硬化水平，且隨著Ag含量的增加，合金的硬化水平越高，達(dá)到峰值硬度所需的時(shí)間越短。同時(shí)，Ag的添加抑制了合金中GP區(qū)的析出，改變了合金的時(shí)效過程。

（2）隨著Ag含量的增加，室溫時(shí)Al-Cu-Mg合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均在一定程度上提高，塑性在一定程度上逐漸降低，但總體保持在較高水平。

（3）不添加Ag的Al-Cu-Mg合金中的主要強(qiáng)化相為θ'相和少量S″相。添加微量 Ag的 Al-Cu-Mg-Ag合金的主要強(qiáng)化相為Ω相和少量θ'相，且隨著Ag含量的增加合金中的Ω相的數(shù)量逐漸增加，使得合金的強(qiáng)度逐漸提高。微量Ag促進(jìn)了合金中Ω相的析出。

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