高Cu/Mg比AlCuMg合金的形變誘導(dǎo)Ω相析出強(qiáng)化

伍翠蘭 周斌 牛鳳姣 段石云 鞏向鵬 陳江華

摘 要：通過高分辨電子顯微技術(shù)（TEM）、硬度測試、拉伸性能測試等手段研究了預(yù)變形對高Cu/Mg比AlCuMg合金180 ℃人工時(shí)效微觀結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能的影響.結(jié)果表明，相對于傳統(tǒng)時(shí)效T6處理，冷軋預(yù)變形（10%～60%）加后續(xù)人工時(shí)效的P-T6工藝使 Al-Cu-Mg合金的屈服強(qiáng)度提高了32%～69%，而延伸率保持在6%～13%.TEM表征發(fā)現(xiàn)T6工藝時(shí)效析出相為θ′相，而P-T6工藝時(shí)效析出相為Ω相和θ′相，Ω相的徑厚比遠(yuǎn)大于θ′相，且數(shù)量上占總析出相的30%～75%.相對于θ′相而言，Ω相具有更好的強(qiáng)化能力和熱穩(wěn)定性.含Mg的AlCuMg合金可通過形變誘導(dǎo)Ω相析出，而不含Mg的AlCu合金不管是否變形均不析出Ω相.

關(guān)鍵詞：Ω相；Al-Cu-Mg合金；高Cu/Mg比；時(shí)效析出；形變熱處理

中圖分類號(hào)：TG113；TG166.3；TG156.9文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A

Abstract：The effect of pre-deformation on the age hardening behaviors， tensile properties and precipitate characteristics of an Al-Cu-Mg alloy with a high Cu/Mg atomic ratio during 180℃ artificial ageing was investigated by using transmission electron microscopy （TEM）， hardness test and tensile. The results show that room-temperature rolling of Al-Cu-Mg alloys with a thickness reduction of 10%～60% plus a subsequent artificial ageing （P-T6） can result in the strength increase of 32%～69% with elongation ranging from 6% to 13% compared with the conventional heat treatment process （T6）. Transmission electron microscopy （TEM） revealed the main precipitates are Ω and θ′ phase in P-T6 condition instead of θ′ phase in T6 condition. Furthermore， the aspect ratio of Ω phase is much bigger than θ′ and the number of Ω phase reaches the total precipitates of 30% ～75%. Compared with θ′ phase， Ω phase processes better precipitation strengthening and thermal stability. Ω phase can form through deformation-induced-precipitating in Al-Cu-Mg alloys， while Ω phase does not precipitate in Mg-free Al-Cu alloys with or without pre-deformation.

Key words：Ω phase； Al-Cu-Mg alloys； high Cu/Mg atomic ratio； precipitation； pre-deformation

Al-Cu-Mg合金以其高強(qiáng)度、優(yōu)異的損傷容限、良好的抗疲勞裂紋生長性能以及杰出的熱穩(wěn)定性等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于航空航天及軍工領(lǐng)域[1-2].析出強(qiáng)化是Al-Cu-Mg合金主要的強(qiáng)化方式.根據(jù)合金成分的不同，其析出相結(jié)構(gòu)、類型也會(huì)隨之改變.常規(guī)T6熱處理狀態(tài)下，低Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金主要強(qiáng)化相為S-Al2CuMg （Cmcm， a = 0.400 nm， b = 0.923 nm， c = 0.714 nm）；高Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金主要強(qiáng)化相為θ′-Al2Cu （I4-m2， a=0.404 nm， c=0.58 nm）.θ′相是在Al基體的{001}面上析出的一種盤片狀相，其析出序列一般為SSSS→GPI區(qū)→θ′ （GPII區(qū)）→θ′→θ[3].另外，Al-Cu-Mg合金還存在一種在Al基體的{111}面上析出的盤片狀Ω析出相[4-10].Ag的添加能促進(jìn)Al-Cu-Mg合金Ω相的析出[11].從現(xiàn)有文獻(xiàn)來看，Ω相的晶體結(jié)構(gòu)尚未確定，其可能的結(jié)構(gòu)包括單斜結(jié)構(gòu)[12]，六角結(jié)構(gòu)[13]，正交結(jié)構(gòu)[14]以及四方結(jié)構(gòu)[15]等，目前被普遍認(rèn)可的Ω相結(jié)構(gòu)為正交結(jié)構(gòu)的Ω-Al2Cu （Fmmm， a=0.496 nm， b=0.859 nm， c=0.848 nm ）[14].通常認(rèn)為，Ω相具有非常優(yōu)異的抗粗化能力[15-16]，使材料具備很好的熱穩(wěn)定性，因此引起人們大量的關(guān)注和利用.但是，在不含Ag的Al-Cu-Mg合金中，常規(guī)T6處理得到的Ω相的數(shù)量非常有限，不能作為合金的主要析出強(qiáng)化相.為了在不含Ag的Al-Cu-Mg合金中析出更多的Ω相，可以采用預(yù)變形加時(shí)效的方法來促進(jìn)Ω相的析出.

形變加時(shí)效的方法（又稱形變熱處理）不僅能夠使材料獲得加工硬化，而且后續(xù)時(shí)效釋放形變應(yīng)力的同時(shí)還能促進(jìn)析出相快速彌散形核和生長，甚至可以改變析出相的結(jié)構(gòu)和析出序列，因此形變熱處理工藝能夠在不損壞鋁合金塑性的前提下提高強(qiáng)度，非常適用于實(shí)際的工業(yè)應(yīng)用.例如， Huang等人采用冷軋40%+175 ℃ 1 h人工時(shí)效使低Cu/Mg比的Al-4.45 Cu–1.50 Mg–0.54 Mn（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）合金形成高密度細(xì)小彌散的S''相及大量的位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu)，同時(shí)賦予材料高強(qiáng)度（601 MPa）和大的斷后延伸率（12%） [17].Zhao等人通過對低Cu/Mg比的2024合金進(jìn)行不同變形量的冷軋然后人工時(shí)效的工藝，發(fā)現(xiàn)2024合金析出相發(fā)生了改變，由S相強(qiáng)化變?yōu)榱甩笍?qiáng)化，并且力學(xué)性能得到了提高[9].對高Cu/Mg比的Al-5.0Cu-0.5Mg （質(zhì)量分?jǐn)?shù)）[6]和2519合金[5]進(jìn)行少量的預(yù)變形然后人工時(shí)效，發(fā)現(xiàn)預(yù)變形加人工時(shí)效處理使合金由傳統(tǒng)T6工藝獲得的θ′系列析出強(qiáng)化轉(zhuǎn)變成θ′和Ω相共同析出強(qiáng)化，同時(shí)合金強(qiáng)度也有一定的提高[5-6].但是由于變形時(shí)引入了位錯(cuò)，并且晶粒也得到了不同程度的細(xì)化，上述文獻(xiàn)沒有定量分析Ω相對強(qiáng)度的貢獻(xiàn).綜上所述，形變量較小的預(yù)變形處理能夠促進(jìn)高Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金中Ω相的析出，同時(shí)提高合金的強(qiáng)度.但是，目前為止沒有相關(guān)文獻(xiàn)研究報(bào)道大塑性變形對高Cu/Mg比Al-Cu-Mg合金時(shí)效析出行為的影響.

本文通過對不含Ag的高Cu/Mg比Al-Cu-（Mg）合金進(jìn)行不同壓下量的冷軋，然后再進(jìn)行180 ℃人工時(shí)效（本文稱這種預(yù)變形加時(shí)效的工藝為P-T6工藝），系統(tǒng)研究了預(yù)變形對合金力學(xué)性能和析出行為的影響.研究發(fā)現(xiàn)P-T6工藝大幅提高了合金強(qiáng)度，且保持其延伸率仍然在工程應(yīng)用范圍之內(nèi).微觀結(jié)構(gòu)表征發(fā)現(xiàn)含Mg的Al-Cu-Mg合金經(jīng)T6處理形成的主要析出相為θ′相，而經(jīng)過P-T6工藝處理后的主要析出強(qiáng)化相為Ω相和θ′相，并且Ω相的相對百分含量（NΩ/N（Ω+θ′））約為30% ～ 75%.不含Mg的Al-Cu合金經(jīng)相同的T6或者P-T6處理后的主要析出相均為θ′相.通過對比含Mg和不含Mg的合金的微觀組織和性能的差異，半定量得出了Ω相對合金強(qiáng)度的貢獻(xiàn).

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

本實(shí)驗(yàn)采用含Mg和不含Mg的A、B兩種合金，其成分如表1所示，兩種合金為同一批金屬型熔煉鑄造所得，且均含有少量Mn等元素，后續(xù)實(shí)驗(yàn)將以A合金為主要研究對象，B合金將作為對比合金來研究.

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

將A、B合金鑄錠同時(shí)進(jìn)行475 ℃×24 h均勻化處理，然后450 ℃×1.5 h保溫，由20 mm熱軋至5 mm，空冷后，將其冷軋成2 mm的板材，經(jīng) 515 ℃×1 h固溶處理后，水淬.一部分試樣直接進(jìn)行180 ℃人工時(shí)效，稱為T6工藝；另一部分水淬試樣先進(jìn)行室溫下冷軋，再進(jìn)行180 ℃人工時(shí)效，此工藝簡稱為P-T6工藝.冷軋?jiān)嚇雍穸扔稍瓉淼? mm分別減少至1.8 mm、1.6 mm、1.4 mm、1.2 mm、1 mm，其變形量（即冷軋壓下量）分別為10%、20%、30%、40%、50%、60%.作為對比合金B(yǎng)合金，其P-T6工藝只選取50%冷軋變形量試樣進(jìn)行研究.

1.3 分析測試方法

采用HXD 1000T維氏硬度計(jì)，對試樣進(jìn)行顯微硬度測試，所用載荷為4.9 N，加載時(shí)間為10 s，為保證實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)準(zhǔn)確，每個(gè)試樣均取7個(gè)點(diǎn)進(jìn)行測量，并取平均值.采用50 kN級(jí)MTS Landmark電液伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)對試樣進(jìn)行靜態(tài)拉伸測試，拉伸速度為2 mm/min，每種狀態(tài)測試3個(gè)樣品，取平均值，其中靜態(tài)拉伸樣品尺寸規(guī)格參考ASTM standard E517-00進(jìn)行設(shè)計(jì)，樣品長軸方向平行于軋制方向.利用Quanta200掃描電鏡（SEM）及其電子背散射衍射（EBSD）附件觀察樣品的晶粒狀態(tài)，EBSD樣品經(jīng)機(jī)械打磨后進(jìn)行電解拋光，所用腐蝕液為體積比1∶3 的硝酸和甲醇溶液.采用JEOL-3010透射電鏡和Tecnai- F20場發(fā)射透射電鏡進(jìn)行TEM觀察，透射試樣采用電解雙噴減薄，電解液為體積比為1∶3的硝酸、甲醇混合液，處理溫度為-30 ℃～-20 ℃.為清晰觀測Ω相的直徑（D）及厚度（t），TEM電子束入射方向平行基體 [110]Al軸向.由于盤片狀析出量在像平面的正交投影，此時(shí)能觀測到1/2（2/4）數(shù)量Ω相（慣性面為{111}α）和1/3數(shù)量θ′相（慣性面為{001}α），像平面上觀測到的兩個(gè)方向的Ω相之間的二面角為70.53°或109.47°，θ′相位于不同位相下Ω相所成鈍角的角平分線上.在[110]Al方向下，Ω相和θ′相的形態(tài)和取向示意圖如圖1所示.

2 結(jié)果與分析

2.1 時(shí)效硬化曲線與力學(xué)性能

圖2分別為A、B合金經(jīng)不同變形量軋制處理后，T6工藝及P-T6工藝下180 ℃人工時(shí)效的時(shí)效硬化曲線.由圖2（a）（b）可知：A合金的硬度曲線均存在三個(gè)階段，即快速上升階段、峰值平臺(tái)階段和硬度下降階段；T6態(tài)對應(yīng)峰值硬度及峰值響應(yīng)時(shí)間分別為132 HV、10 h，經(jīng)過預(yù)變形處理后，合金硬度明顯提高，時(shí)效響應(yīng)速度加快；隨著預(yù)變形量從10%增加到50%，峰值硬度呈上升趨勢，當(dāng)預(yù)變形量繼續(xù)從50%增加到60%時(shí)，峰值硬度有所下降，其中經(jīng)50%預(yù)變形，后續(xù)時(shí)效過程中峰值硬度最高為170 HV.由圖2（c）可知：A、B兩種合金經(jīng)T6工藝處理后，硬度變化曲線基本重合；經(jīng)P-T6（50%）工藝處理后，在相同時(shí)效狀態(tài)下，A合金硬度明顯高于B合金.

為進(jìn)一步研究形變時(shí)效工藝對A、B合金力學(xué)性能的影響，分別對不同軋制變形量峰值時(shí)效態(tài)試樣進(jìn)行拉伸性能測試，圖3（a）為A合金不同軋制變形量的試樣峰值時(shí)效狀態(tài)下對應(yīng)的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線.由圖可知，合金強(qiáng)度變化趨勢與合金硬度變化趨勢基本一致，隨著冷軋量從10%增加到50%，合金強(qiáng)度逐漸增加，延伸率逐漸下降，當(dāng)預(yù)變形量繼續(xù)從50%增加到60%時(shí)，強(qiáng)度下降，延伸率有所回升.圖3（b）為B合金T6峰值及P-T6（50%）峰值時(shí)的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線，可以看出，經(jīng)過軋制預(yù)變形的B合金峰值強(qiáng)度有所提高，延伸率略有下降.表2為A、B兩種合金不同變形量的試樣在時(shí)效峰值狀態(tài)下的拉伸性能數(shù)據(jù).其中A合金50%預(yù)變形試樣的綜合性能最優(yōu)，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷后延伸率分別為570 MPa、539 MPa、6.0%.相比于未預(yù)變形峰值時(shí)效態(tài)（T6）試樣，50%預(yù)變形試樣的抗拉強(qiáng)度提高約25%；相比2014#T651、2024#T86商業(yè)合金[18]，50%預(yù)變形試樣抗拉強(qiáng)度分別提高約19%、11%.

2.2 微觀結(jié)構(gòu)分析

2.2.1 EBSD表征

由于180 ℃時(shí)效會(huì)使形變后的合金發(fā)生回復(fù)過程，即相當(dāng)于低溫退火處理.該處理溫度不會(huì)使合金發(fā)生再結(jié)晶，不會(huì)使合金的晶粒大小產(chǎn)生明顯變化，因此只以固溶態(tài)和固溶軋制態(tài)樣品的反極圖來分別代表T6與P-T6狀態(tài)合金的晶粒組織.圖4表示A、B合金固溶態(tài)及固溶軋制態(tài)試樣的EBSD反極圖.對比圖4（a）和（c）可知，A、B合金固溶態(tài)試樣晶粒均以等軸晶為主，且晶粒尺寸分布較為均勻，晶粒大小分別為13.8 μm和36 μm；經(jīng)過50%的軋制變形后，如圖4（b）和4（d）所示，合金組織中出現(xiàn)大量缺陷（黑點(diǎn)），晶粒沿軋制方面被明顯拉長，部分晶粒出現(xiàn)破碎，小角度晶界比例增大.A、B合金晶粒平均直徑為9.9 μm和11.9 μm.由此可以看出，變形前后，A、B合金的晶粒尺寸均發(fā)生了細(xì)化.

2.2.2 析出序列及位錯(cuò)密度

圖5為A合金T6峰值狀態(tài)時(shí)的TEM低倍明場像及高分辨圖像.未經(jīng)預(yù)變形的A合金經(jīng)180 ℃人工時(shí)效處理后主要析出強(qiáng)化相為θ′相，偶爾能觀察到少量的Ω相及S相，而且Ω相多在T相（Al20Cu2Mn3）附近異質(zhì)形核生長.

A合金經(jīng)過P-T6工藝處理后的主要析出強(qiáng)化相為Ω相及θ′相.圖6、圖7分別為A合金經(jīng)過不同P-T6工藝后峰值時(shí)效試樣和時(shí)效21 h試樣的TEM低倍明場像，從圖中可以看出，A合金經(jīng)預(yù)變形及后續(xù)時(shí)效處理后，基體中產(chǎn)生大量細(xì)小彌散的析出相，經(jīng)高分辨TEM分析得出析出相為Ω相及θ′相.由于Ω相和θ′相的慣習(xí)面不同，沿[110]Al方向觀察時(shí)，他們的形貌存在明顯的差異（如圖1所示），因此可以輕易地從低倍形貌圖中分辨出Ω相和θ′相.對比圖5、圖6和圖7可以得出，A合金經(jīng)P-T6工藝處理后，析出相的數(shù)量和密度明顯增多、尺寸明顯減少，更重要的是其主要析出相由θ′相演變成Ω相和θ′相，在某些樣品中Ω相的數(shù)量超過了θ′相.

2.2.3 析出相數(shù)量及尺寸

對A合金不同工藝的P-T6試樣和T6試樣中的析出相類型、尺寸、徑厚比及Ω相的相對數(shù)量進(jìn)行相關(guān)統(tǒng)計(jì)，統(tǒng)計(jì)數(shù)據(jù)如圖8和表3所示.A合金所有P-T6試樣中Ω相的統(tǒng)計(jì)平均直徑大于θ′相，且Ω相數(shù)量占所有析出相總和的30%以上，有時(shí)Ω相的相對百分含量NΩ/N（Ω+θ′）達(dá)到75%.峰值時(shí)效狀態(tài)下，變形量較小時(shí)（10%），析出相尺寸整體較大，Ω相的相對含量較低（31%）；而變形量較大時(shí)（50%、60%），析出相尺寸較小，Ω相的相對數(shù)量大幅增加（>50%）.時(shí)效時(shí)間延長到21 h時(shí)，析出相的直徑普遍增大.分別對A合金P6、P-T6不同熱處理狀態(tài)的時(shí)效析出相徑厚比進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，發(fā)現(xiàn)在峰值狀態(tài)下，A合金T6峰值時(shí)效試樣的θ′相的平均徑厚比約為13.9，大于所有觀察過的P-T6試樣中θ′相的徑厚比.A合金P-T6峰值時(shí)效試樣中Ω相的徑厚比在20～32范圍變化，遠(yuǎn)大于θ′相的徑厚比.當(dāng)時(shí)效時(shí)間為21 h時(shí)（即過時(shí)效狀態(tài)時(shí)），A合金P-T6試樣中析出相θ′相及Ω相的徑厚比均略有減小.圖9表示A合金不同預(yù)變形量峰值時(shí)效試樣中θ′相和Ω相的高分辨TEM圖像，發(fā)現(xiàn)Ω相平均厚度明顯小于θ′相，而且預(yù)變形不同的同一時(shí)效階段P-T6試樣中的Ω相和θ′相的平均厚度相似，經(jīng)統(tǒng)計(jì)后得出峰值時(shí)效階段，Ω相和θ′相的平均厚度分別約為1.5 nm和3.9 nm；過時(shí)效階段（21h），Ω相和θ′相的平均厚度分別約為2.4 nm和6.8 nm.

圖10表示B合金50%預(yù)變形P-T6峰值時(shí)效樣品的TEM圖像，B合金經(jīng)過P-T6（50%）工藝處理后，主要析出相仍然為θ′相，未出現(xiàn)Ω相.采用TEM對B合金中θ′相進(jìn)行觀察和統(tǒng)計(jì)，得出B合金T6和P-T6峰值時(shí)效試樣中的θ′相的平均徑厚比分別為13.2和7.9.盡管B合金經(jīng)預(yù)變形再時(shí)效的樣品中的θ′相徑厚比有所降低但數(shù)量密度卻大幅增加了.B合金為不含Mg的Al-Cu合金（如表1所示），根據(jù)文獻(xiàn)[12]報(bào)道，Mg元素的存在是Ω相析出的必要條件，本文研究結(jié)果與此規(guī)律相符.綜合分析A、B合金硬度曲線（圖2（a））和析出相類型可以得出：經(jīng)T6工藝處理后，A、B兩種合金的硬度變化曲線基本重合，原因?yàn)閮煞N合金主要析出相均為θ′相，此外，兩合金中元素含量大致相同，析出相總體積分?jǐn)?shù)相差不大；經(jīng)P-T6（50%）工藝處理后，在相同時(shí)效狀態(tài)下，A合金硬度明顯高于B合金， A合金硬度達(dá)到峰值后存在一個(gè)明顯的峰值平臺(tái)，而B合金硬度達(dá)到峰值后迅速下降.原因在于，兩種合金中位錯(cuò)密度、析出相總量基本相同，但A合金經(jīng)過預(yù)變形處理后，時(shí)效析出序列發(fā)生改變，形成大量Ω相，Ω相不易粗化，所以導(dǎo)致A合金的峰值硬度均高于B合金，因此Ω相的大量析出是A合金形變時(shí)效過程中強(qiáng)度提升的主要原因.

綜上分析可知，未經(jīng)預(yù)變形處理的A合金T6試樣強(qiáng)度相對較低，其主要析出相為θ′相.A合金經(jīng)預(yù)變形處理后，P-T6試樣的強(qiáng)度明顯提升，析出相類型也發(fā)生了改變，由θ′相強(qiáng)化轉(zhuǎn)變?yōu)棣赶?、θ′相共同?qiáng)化，且Ω相直徑略大于θ′相，徑厚比遠(yuǎn)大于θ′相.除了預(yù)變形量較少（10%）P-T6試樣，其他試樣在峰值時(shí)效狀態(tài)時(shí)Ω相數(shù)量幾乎與θ′相的數(shù)量相當(dāng)，甚至多于θ′相的數(shù)量，因此徑厚比大、數(shù)量多的Ω相為A合金P-T6狀態(tài)的時(shí)效強(qiáng)化的主要貢獻(xiàn)者.

由硬度曲線、強(qiáng)度數(shù)據(jù)可知，預(yù)變形量不高于50%時(shí)，隨變形量的增大，試樣時(shí)效峰值硬度、強(qiáng)度逐漸增大，且當(dāng)50%預(yù)變形時(shí)時(shí)效硬度和強(qiáng)度達(dá)到最大.但是當(dāng)預(yù)變形為60%時(shí)，時(shí)效峰值硬度、強(qiáng)度反而開始下降.原因在于，預(yù)變性試樣在180 ℃時(shí)效過程發(fā)生兩種動(dòng)態(tài)變化，即析出硬化過程以及位錯(cuò)密度降低（回復(fù)）的軟化過程.預(yù)形變量越大，位錯(cuò)密度越大，在時(shí)效過程中析出相的形核密度越大，材料硬度和強(qiáng)度越大.另一方面，位錯(cuò)密度增加會(huì)增加形變組織在時(shí)效過程中回復(fù)再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力，當(dāng)預(yù)形變量增大到某個(gè)臨界值時(shí)就有可能促使合金在180 ℃時(shí)效時(shí)發(fā)生回復(fù)現(xiàn)象，使變形組織的硬度和強(qiáng)度下降.

2.2.4 Ω析出相對合金強(qiáng)度貢獻(xiàn)估計(jì)

對于本文實(shí)驗(yàn)所用鋁合金，主要的強(qiáng)化來源有四種，分別為固溶強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化及析出強(qiáng)化，用公式可以表達(dá)為：

其中，ΔσYS為材料的屈服強(qiáng)度，Δσss、 ΔσHP、Δσd、Δσppt分別為固溶強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化和析出相強(qiáng)化的強(qiáng)度增量.

對于本文實(shí)驗(yàn)合金而言，起主要固溶強(qiáng)化作用的Cu原子在A、B合金中含量相似，盡管A合金含有Mg原子，但Mg原子半徑與Al原子相近，且含量較低，Mg原子的固溶強(qiáng)化作用可暫忽略不計(jì)，因此，兩合金固溶強(qiáng)化作用相似.

細(xì)晶強(qiáng)化可用Hall-Petch[19]公式表示：

其中k對于鋁合金約為0.12 MPa·m，d為晶粒直徑.對于A合金變形前后晶界對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)分別為32 MPa、38 MPa， B合金變形前后晶界對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)分別約為20 MPa、35 MPa.

位錯(cuò)（dislocation）強(qiáng)化與位錯(cuò)密度ρ緊密相關(guān)，可用公式[21]表示為：

其中， M=3.06， α=0.2，G為剪切模量，b為伯格斯矢量，ρ為位錯(cuò)密度.位錯(cuò)密度與形變量密切相關(guān)，對于本文所用A、B合金，形變量均為50%時(shí)，可以認(rèn)為位錯(cuò)密度近似相同，位錯(cuò)強(qiáng)化對屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)也基本相同.

對于A、B合金，提供主要析出相組成部分的Cu原子含量相同，熱處理工藝一致，因此我們可以合理地推測，兩種合金析出相體積分?jǐn)?shù)基本相近.對于盤片狀的析出強(qiáng)化相，如θ′相、Ω相，在體積分?jǐn)?shù)相似的情況下，析出相的強(qiáng)化效果與徑厚比大小正相關(guān)，詳細(xì)的公式推導(dǎo)過程可見文獻(xiàn)[22]，可以簡單表達(dá)為：σppt=f（dm/t），其中，dm為測量出的析出相直徑，t為析出相厚度.

由表3可知，A、B合金在T6狀態(tài)主要析出相均為θ′相，徑厚比分別約為13.9、13.2，A合金略高于B合金，從細(xì)晶強(qiáng)化的角度討論，A合金（32 MPa）高出B合金（20 MPa）約12 MPa，因此可以推測，在T6峰值狀態(tài)，A合金的屈服強(qiáng)度（318 MPa）略高于B合金（308 MPa）的原因來源于A合金細(xì)晶強(qiáng)化，而析出相對合金的強(qiáng)度貢獻(xiàn)是相似的.

經(jīng)過相同的P-T6（50%）工藝后，在峰值時(shí)效狀態(tài)下，A、B合金的屈服強(qiáng)度分別提高了221 MPa、95 MPa.屈服強(qiáng)度的提高來源于細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化和析出強(qiáng)化.由變形前后的晶粒反極圖及相應(yīng)的晶粒尺寸可以看出，A合金的晶粒尺寸由13.8 μm減小至9.9 μm，B合金的晶粒尺寸由36 μm減小至11.9 μm，A、B合金變形前后晶粒細(xì)化所帶來的強(qiáng)度增量分別約為6 MPa、15 MPa，相差約10 MPa.位錯(cuò)的密度正比于形變量，因此，在形變量相同的情況下，位錯(cuò)強(qiáng)化對A、B合金強(qiáng)度的貢獻(xiàn)大致相同.那么，P-T6工藝相對于T6工藝，A合金比B合金的屈服強(qiáng)度增量大的主要原因是A合金析出了徑厚比大的Ω相.從表3可知，B合金P-T6（50%）峰值時(shí)效析出相全部為θ′相，θ′相平均徑厚比為7.9.A合金P-T6（50%）峰值時(shí)效析出相中θ′相占41%，Ω相占59%，其中θ′相平均徑厚比為6.3，Ω相平均徑厚比為20.3.假設(shè)A、B合金P-T6（50%）峰值時(shí)效析出相總體積分?jǐn)?shù)相似，因?yàn)樗麄兊摩取湎嗥骄鶑胶癖认嗖畈淮?，因此又假設(shè)單位體積的θ′相對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)相似，根據(jù)方程（1），則A、B合金強(qiáng)度增量的差異為：

其中，Δσθ′、ΔσΩ分別指單位體積Ω相和θ′相對強(qiáng)度的貢獻(xiàn).根據(jù)合金的成分，可以推算出A、B合金中析出相的體積分?jǐn)?shù)f的最大值均約為6%[22-23].假設(shè)A、B合金P-T6峰值時(shí)效析出相的體積分?jǐn)?shù)相同，則Ω相比θ′相的析出強(qiáng)化多出來的增量為：

也就是說，Ω析出相每取代一個(gè)百分比的θ′相，其屈服強(qiáng)度至少可增加38.14 MPa，因此在AlCuMg合金中Ω析出相比θ′析出相具有更好的析出強(qiáng)化效果，值得在AlCuMg合金中大力推廣.

3 結(jié) 論

本文采用顯微硬度測試、拉伸實(shí)驗(yàn)、SEM、EBSD、TEM等檢測手段研究了不同預(yù)變形對高Cu/Mg比的Al-4.9Cu-0.49Mg（質(zhì)量分?jǐn)?shù)%）合金力學(xué)性能及微觀結(jié)構(gòu)的影響，為了了解形變時(shí)效析出強(qiáng)化的機(jī)理，對比研究了不含Mg的Al-5.0Cu（質(zhì)量分?jǐn)?shù)%）合金相同工藝的試樣的微觀組織和性能，得出以下結(jié)論：

1） 含Mg合金經(jīng)預(yù)變形加180 ℃人工時(shí)效（P-T6）工藝處理后，合金強(qiáng)度得以大幅提升，其中預(yù)變形50%+180 ℃/4 h工藝處理后，合金強(qiáng)度達(dá)到最高值，σb、σ0.2及δ%分別為570 MPa、539 MPa、6%，相較于傳統(tǒng)T6態(tài)峰值強(qiáng)度，σ0.2提升約69%，且延伸率仍然在工程應(yīng)用范圍之內(nèi).

2） 含Mg和不含Mg的合金的T6時(shí)效峰值硬度基本相同，時(shí)效硬化規(guī)律也相似.但是預(yù)變形使兩合金的P-T6時(shí)效硬化出現(xiàn)了大的差異，主要表現(xiàn)為不含Mg合金的P-T6工藝使過時(shí)效時(shí)間提前，硬度下降速度較快；含Mg合金的P-T6工藝的硬度和強(qiáng)度大幅提高，且峰值后硬度不容易下降.

3） 含Mg和不含Mg的合金的T6工藝主要析出相均為θ′相，不含Mg的合金的P-T6工藝主要析出相仍然為θ′相，而含Mg的合金的P-T6工藝主要析出相均為Ω相和θ′相，預(yù)變形使含Mg合金的時(shí)效析出相發(fā)生了改變.

4） 慣習(xí)面為{111}Al的盤片狀Ω相的徑厚比大于θ′相，其強(qiáng)化效果遠(yuǎn)大于θ′相，對50%預(yù)變形試樣而言，峰值時(shí)效析出的單位體積Ω相對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)比單位體積的θ′相高出38.14 MPa.

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