低溫球磨粉末冶金制備Al-Cu-Mg合金的微觀組織及力學性能

何天兵， 初德勝， 唐鵬鈞， 王興元，何曉磊， 李沛勇， 胡仁偉

(1. 北京航空材料研究院，北京100095;2. 北京市先進鋁合金材料及應用工程技術研究中心，北京100095;3.總參陸航部裝備發(fā)展辦公室，北京100082)

Al-Cu-Mg 系鋁合金具有密度低、強度高、加工成型性能好等優(yōu)點，在航空、航天以及軍事和民用工業(yè)領域有著極其重要的應用價值。目前Al-Cu-Mg系合金的常用強韌化方法主要有:優(yōu)化合金成分設計;采用先進的熔體凈化和變質處理技術;改進熱處理工藝以及開發(fā)先進的加工成型方法［1］。然而，即使通過上述各種方法，鋁合金的室溫抗拉強度也很難取得更大突破。近年來，通過快速凝固或機械合金化技術獲得具有非平衡結構的鋁合金，然后進行熱壓、熱擠壓等加工成為了發(fā)展超高強度鋁合金的新途徑［2］?？焖倌棠軌颢@得微晶、納米晶、準晶或非晶態(tài)組織，提高合金的固溶度，充分抑制添加元素的偏析及有害雜質的析出，形成新的亞穩(wěn)相等不同于常規(guī)合金的組織和結構特征［3］。機械合金化是將粉末在高能球磨機中進行球磨，使粉末反復產生形變、斷裂和冷焊，并在這一過程中通過原子擴散等方式形成合金粉末的一種技術。該過程可形成多極化組織;擴大合金元素的含量范圍，并通過各種組合制造出復合制品。低溫球磨是在傳統(tǒng)高能球磨過程中引入液氮(或液氬)等惰性低溫介質，不僅可以減少粉體材料氧化，還能夠有效抑制材料的回復和再結晶，從而快速實現晶粒細化［4～6］。本工作采用快速凝固和液氮球磨技術制備Al-Cu-Mg 合金粉末，并經熱擠壓和自然時效處理后，對所制得材料的微觀組織和力學性能進行分析。

1 實驗材料及方法

采用超音速氣體霧化法制備Al-Cu-Mg 合金粉末，其化學成分如表1 所示(除不含Mn 外，其余成分與2024 鋁合金相當)。將平均粒徑為30μm的上述粉末置于攪拌式球磨機中，在液氮條件下進行球磨，球磨罐由316L 不銹鋼制成，磨球材質為GCr15，球磨時間為4h，球磨轉速180r/min，球料比為39 ∶1，同時加入1% (質量分數，下同)的硬脂酸作為過程控制劑。將球磨后的粉末冷壓成塊裝入6061 鋁合金制成的包套中，經除氣、密封后，在250t的立式擠壓機上擠壓成φ15mm 的棒材。擠壓溫度為460℃，擠壓比為17∶1，擠壓速率4mm/s。固溶處理時將擠壓棒材置于空氣循環(huán)爐中，在498℃下保溫4h，室溫水淬，然后進行96h 以上的自然時效。

表1 Al-Cu-Mg 合金粉末的化學成分(質量分數/%)Table 1 Chemical compositions of Al-Cu-Mg alloy powder(mass fraction/%)

用Hitachi S4800 型掃描電鏡(SEM)觀察霧化與球磨粉末的微觀形貌，采用Mastersizer 2000 型激光粒度分析儀測量粉末的粒徑分布，采用Bruker D8 Advance X 射線衍射儀測定粉末和擠壓棒材的物相組成，輻射源為CuKα，掃描范圍為20 ～90°，掃描速率4(°)/min。采用阿基米德排水法測量材料的密度，計算其致密度。從棒材橫截面上取樣，通過金相顯微鏡觀察擠壓態(tài)及熱處理后的顯微組織特征，采用JEOL 2100 型透射電鏡觀察熱處理后合金的晶粒尺寸和析出相形態(tài)。熱處理后的棒材沿擠壓方向機加工成直徑為5mm，標距為25mm 的拉伸試樣，在Instron 拉伸試驗機上測定其室溫拉伸性能，利用SEM 觀察斷口形貌。

2 結果與分析

2.1 Al-Cu-Mg 合金粉末的形貌和相組成

圖1a 為經超音速氣體霧化后Al-Cu-Mg 合金粉末的微觀形貌，可見粉末形狀圓整，球形度較好，細粉末表面光滑，粗粉末表面有少量的衛(wèi)星球存在。如圖1b 所示，由于霧化過程中的冷卻速率較高，粉末在凝固過程中形成了胞狀組織，其胞狀晶間距在0.5 ～1.5μm。圖1c 為粉末的粒徑分布情況，峰狀曲線為某種尺寸粉末和其所占體積分數的關系，梯狀曲線給出該尺寸以下粉末所占的體積累積分數。由圖可知粉末尺寸主要分布在10 ～50μm 之間，其中位粒徑為27.5μm。

圖1 Al-Cu-Mg 合金霧化粉末的微觀形貌(a)，(b)和粒度分布曲線(c)Fig.1 SEM images (a)，(b)and particle size distributions (c)of as-atomized Al-Cu-Mg alloy powder

圖2 為Al-Cu-Mg 合金霧化粉末在液氮條件下球磨4h 后的微觀形貌，可以看出，低溫球磨使初始球形粉末轉變成片層結構。統(tǒng)計分析表明，球磨后粉末的平均直徑約為80μm，厚度約為0.6μm。球磨是一個粉末破碎和冷焊同時發(fā)生的過程，但低溫下粉末的形變動力學特性改變，粉末顆粒的顯微硬度增加，延性降低，且低溫使研磨過程中的熱量聚集減少，不利于粉末顆粒間的界面熔合，這樣粉末在球磨過程中更容易破碎和斷裂［7］。

圖2 低溫球磨后的Al-Cu-Mg 合金粉末形貌Fig.2 SEM micrographs of Al-Cu-Mg alloy powder after cryomilling for 4h

圖3 分別為霧化及球磨粉末的XRD 圖譜，由圖中的衍射峰可知，在霧化狀態(tài)下，除α(Al)外，還存在少量的θ 相(CuAl2)和S 相(Al2CuMg)。超音速氣體霧化法的冷卻速率可達104～105K/s［8］，冷卻速率越高，合金元素的過飽和固溶度越大，但由于Cu、Mg 含量較高，粉末組織中還是存在一定量的第二相。球磨4h后，α(Al)的衍射峰出現寬化，且CuAl2和Al2CuMg 相基本消失，表明這兩相已發(fā)生分解并重新過飽和于α(Al)基體中。在液氮球磨過程中，一方面低溫使粉末的延性下降，粉末顆粒界面大尺寸缺陷增加，造成嚴重的晶格畸變使擴散激活能降低;另一方面粉末嚴重塑性變形，產生高密度缺陷，晶粒顯著細化，甚至達到納米尺寸，使體系的自由能升高;這兩者均有利于擴散的進行，通過固態(tài)反應機制，合金元素逐漸固溶到α(Al)晶格之中，形成過飽和固溶體［7，9，10］。

2.2 擠壓態(tài)Al-Cu-Mg 合金的微觀組織和相組成

圖4 為擠壓態(tài)Al-Cu-Mg 合金橫截面上的金相組織，如圖4a 所示，材料的組織致密，無明顯的孔洞等缺陷存在，經計算材料的致密度達98.6% (實測密度為2.73g/cm3)。從圖4 b中可以看到，合金中散布著大量的黑色質點，它們是擠壓過程中形成的第二相。

圖3 Al-Cu-Mg 合金粉末的XRD 圖譜Fig.3 XRD patterns of as-atomized and as-milled Al-Cu-Mg alloy powder

圖4 熱擠壓態(tài)Al-Cu-Mg 合金的金相組織 (a)低倍;(b)高倍，腐蝕Fig.4 OM micrographs of hot extruded Al-Cu-Mg alloy (a)low magnification;(b)high magnification，etched

球磨過程中形成的過飽和固溶體處于不穩(wěn)定狀態(tài)，在隨后的熱擠壓過程中合金元素會從固溶體中析出［11］。從圖4b 及圖5 可見，擠壓態(tài)Al-Cu-Mg 合金中出現大量的第二相，由于熱擠壓溫度為460℃，比常規(guī)的人工時效溫度(120 ～190℃)高很多，第二相析出后發(fā)生Ostwald 粗化，大尺寸第二相粒子的強化作用較弱，故需要重新固溶處理使這些第二相回溶入基體。

2.3 熱處理后Al-Cu-Mg 合金的微觀組織

圖5 熱擠壓態(tài)Al-Cu-Mg 合金的XRD 圖譜Fig.5 XRD pattern of hot extruded Al-Cu-Mg alloy

Al-Cu-Mg 合金是可熱處理強化的變形鋁合金，主要的熱處理工藝為固溶和時效。研究表明，固溶時間對Al-Cu-Mg 合金的力學性能具有顯著影響，在高溫下適當延長固溶時間，合金元素溶入更充分，分布更均勻，有利于增加時效形核率，提高材料的性能［12，13］。圖6a 為自然時效階段棒材橫截面上的金相組織，與熱擠壓態(tài)的材料相比，其中的黑色質點已基本消失，說明經固溶處理后粗大第二相已基本回溶。圖6b 為其透射電鏡照片，可見Al-Cu-Mg 合金的晶粒細小，平均尺寸約900nm，且晶粒具有一定的取向性。從熱擠壓態(tài)材料的XRD 圖譜(圖5)也可以發(fā)現，其(220)峰的強度很弱。合金的晶內和晶界附近可觀察到較多灰黑色襯度的橢圓狀粒子(圖6b 中箭頭所示)，在自然時效初期，過飽和Cu 與Mg原子從基體中析出，形成層狀的原子團簇區(qū)域，隨著時效時間延長，析出物從GP 區(qū)轉變?yōu)镾″相。

圖6 熱處理后Al-Cu-Mg 合金的微觀組織(橫向) (a)OM，腐蝕;(b)TEMFig.6 Microstructure of Al-Cu-Mg alloy after heat treatment (transverse) (a)OM，etched;(b)TEM

2.4 Al-Cu-Mg 合金的力學性能和斷口形貌

圖7 為T4 態(tài)Al-Cu-Mg 合金的應力-應變曲線，表2 為其對應的力學性能，其抗拉強度和屈服強度分別為526MPa 和397MPa，與鑄造法制備的2024鋁合金(T4 態(tài))相比，分別提高12%和22%，而塑性仍保持在較高水平(δ =15%)。根據Hall-Petch 公式，晶粒尺寸越小，阻礙滑移的晶界越多，材料的屈服強度越高。液氮球磨下會原位生成少量納米尺度的AlN 和，氮氧化物顆粒的釘扎效應使加熱過程中的界面遷移變得困難，晶粒長大得到控制。此外，這些彌散質點也能夠阻礙位錯的運動。Al-Cu-Mg 合金在時效過程中析出GP 區(qū)和S″相，細小彌散分布的析出相引起晶格畸變增大，應力場相互作用加強，產生內應變強化，同時位錯切過析出相，通過Orwan 機制使沉淀硬化效果進一步加強。

圖7 熱處理后Al-Cu-Mg 合金的應力-應變曲線Fig.7 Stress-strain curve of Al-Cu-Mg alloy after heat treatment

表2 T4 態(tài)Al-Cu-Mg 合金的力學性能Table 2 Mechanical properties of Al-Cu-Mg alloy after T4 heat treatment

經自然時效后Al-Cu-Mg 合金的拉伸斷口形貌如圖8 所示，可見粉末界面之間焊合良好，試樣斷口上韌窩數量較多，分布均勻且較深，表現出韌性斷裂的特征。韌窩內有第二相粒子，一些地方還可以觀察到第二相脫落產生的孔洞，材料受到拉應力作用時，由于第二相粒子與基體變形不協(xié)調，引起應力集中現象，導致兩者界面發(fā)生剝離，這些微孔聚集長大形成微裂紋，最終使材料發(fā)生斷裂。

圖8 T4 態(tài)Al-Cu-Mg 合金的拉伸斷口形貌Fig.8 Fracture morphology of Al-Cu-Mg alloy after T4 treatment

3 結論

(1)低溫球磨4h 后，Al-Cu-Mg 合金球形粉末全部變?yōu)閷悠瑺?，CuAl2和Al2CuMg 相發(fā)生分解，回溶入α(Al)基體中形成過飽和固溶體。

(2)經冷壓、熱擠壓制備的Al-Cu-Mg 合金組織致密(致密度達98.6%)，熱處理后其晶粒細小，平均尺寸約900nm，自然時效階段合金中析出大量彌散分布的GP 區(qū)和S″相。

(3)T4 態(tài)Al-Cu-Mg 合金的抗拉強度和屈服強度為526MPa 和397MPa，與鑄造法制備的2024 鋁合金(T4 態(tài))相比，分別提高12%和22%，而塑性仍保持在較高水平(δ =15%)，其強化方式主要是細晶強化和沉淀強化。

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