曾延琦， 王 鋒， 熊柏青， 張永安， 李錫武， 李志輝， 劉紅偉

（北京有色金屬研究總院有色金屬材料制備加工國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100088）

Al-Cu-Mg系鋁合金（2000系）由于其較高的強(qiáng)度和良好的耐熱性能，長(zhǎng)期以來(lái)作為重要的結(jié)構(gòu)材料廣泛應(yīng)用于航空航天等領(lǐng)域。隨著新一代戰(zhàn)機(jī)和超音速運(yùn)輸機(jī)的發(fā)展，其高巡航速度將使機(jī)身蒙皮的長(zhǎng)期工作溫度提高到150℃以上［1］。目前獲得廣泛應(yīng)用的2x24，2618，2D70等Al-Cu-Mg系耐熱鋁合金的長(zhǎng)期使用溫度均在150℃以下，難以滿足超音速航空器材料的耐熱性能要求［2，3］。為了充分挖掘Al-Cu-Mg系合金的潛能使其滿足超音速航空器材料對(duì)耐熱性能等的要求，可以通過(guò)合金化設(shè)計(jì)、噴射成形、粉末冶金等方法。在合金化方面主要是通過(guò)在Al-Cu-Mg系合金中優(yōu)化合金成分、添加微量合金元素如 Ag，Si，Ti，Zr和稀土元素，改善合金的綜合力學(xué)性能［4～6］。

Al-Cu-Mg系合金是典型的時(shí)效強(qiáng)化型鋁合金，其性能主要取決于析出相的種類(lèi)、數(shù)量、大小、分布等微觀組織特征。研究表明在Al-Cu-Mg合金中添加適量的Si能減少空位和位錯(cuò)數(shù)量、促進(jìn)多原子團(tuán)簇的形成，進(jìn)而影響合金中各析出相（如S相、Ω相、σ 相等）析出的熱力學(xué)條件［7～10］。為此，本研究在總結(jié)前人的研究基礎(chǔ)上，通過(guò)優(yōu)化Cu/Mg比，Mg/Si比［11～14］，設(shè)計(jì)了 Al-4Cu-1.3Mg-0.9Si合金，研究了合金的時(shí)效析出行為及其力學(xué)性能。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%，下同）為:Al-4Cu-1.3Mg-0.9Si。采用水冷金屬模鑄造，鑄錠直徑為200mm。合金鑄錠經(jīng)均勻化熱處理后，熱擠壓成截面為102mm×25mm的板帶。固溶制度采用500℃，3h，水淬;隨后在不同溫度（160℃，190℃，20℃）下進(jìn)行單級(jí)時(shí)效，時(shí)效時(shí)間為0～48h。為了比較合金的性能，在同等條件下制備了Al-4Cu-1.3Mg合金。

DSC測(cè)試采用NETZSCH STA409C/CD分析，升溫速率為10K/min。硬度測(cè)試在沃伯特-430SVD維氏硬度計(jì)上進(jìn)行，載荷和保載時(shí)間分別為:10kgf，10s;常溫拉伸性能測(cè)試依據(jù)GB/T228—2002在MTS-810型試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行;高溫拉伸性能測(cè)試依據(jù)GB/T4338—2006在島津AG-50KNE型試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。微觀組織觀察在JEM-2010FX高分辨透射電鏡上進(jìn)行，工作電壓為200kV。TEM樣品采用MTP-1雙噴電解減薄儀制取，電解液為25%HNO3的甲醇溶液，溫度控制在-30～-20℃之間，電壓為15～20V。

2 結(jié)果與分析

2.1 合金在不同時(shí)效溫度時(shí)效硬化行為

圖1為合金經(jīng)500℃/3h固溶處理后分別在160℃，190℃，220℃下進(jìn)行單級(jí)時(shí)效處理，其硬度隨時(shí)間的變化曲線。從圖中可以看出，在欠時(shí)效階段合金時(shí)效硬化響應(yīng)較快，合金硬度迅速上升，在190℃時(shí)效6h左右其硬度就可達(dá)到峰值，表明合金具有很強(qiáng)的時(shí)效強(qiáng)化能力。時(shí)效過(guò)程是合金中的強(qiáng)化相不斷析出和長(zhǎng)大的過(guò)程，兩者共同決定合金的強(qiáng)化效果。在欠時(shí)效階段，彌散強(qiáng)化相的析出速度遠(yuǎn)大于其長(zhǎng)大速度，因此合金的硬度迅速上升。時(shí)效溫度越高，彌散強(qiáng)化相的析出速度就越快，合金達(dá)到峰時(shí)效時(shí)間越短。合金在160℃下時(shí)效30h才達(dá)到峰值硬度，而在220℃下時(shí)效時(shí)僅需要2h。在過(guò)時(shí)效階段，不同溫度下合金的硬化趨勢(shì)稍有不同。在160℃時(shí)效時(shí)，合金的硬度呈現(xiàn)一個(gè)較長(zhǎng)的時(shí)效平臺(tái)，硬度變化不明顯;而在較高溫度220℃時(shí)效時(shí)，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的硬度明顯下降。在190℃時(shí)效時(shí)硬度變化趨勢(shì)介于兩者之間。這是因?yàn)?，在過(guò)時(shí)效階段，彌散強(qiáng)化相析出基本完成，強(qiáng)化相的長(zhǎng)大主導(dǎo)著合金性能的變化;時(shí)效溫度較低時(shí)，強(qiáng)化相長(zhǎng)大速度緩慢，合金性能變化不明顯;而當(dāng)時(shí)效溫度較高時(shí)，強(qiáng)化相長(zhǎng)大速度顯著加快，合金的硬度明顯下降。

2.2 合金固溶淬火態(tài)的DSC和時(shí)效態(tài)顯微組織分析

圖2為合金經(jīng)500℃/3h固溶淬火后的DSC曲線。圖中的放熱峰對(duì)應(yīng)著沉淀析出反應(yīng)，吸熱峰對(duì)應(yīng)著溶解反應(yīng)。從圖中可以看出，合金在加熱過(guò)程中出現(xiàn)了四個(gè)明顯的放熱峰。這表明合金在30～500℃的加熱過(guò)程中發(fā)生了四次明顯的放熱反應(yīng)，分別可能對(duì)應(yīng)的是GPB區(qū)的形成、S'相的析出、S相的析出以及σ相的析出，對(duì)此還需要做進(jìn)一步的實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證。

圖3和圖4分別給出了合金在190℃下時(shí)效6h和24h的透射電鏡照片?？梢钥闯龊辖鹪?90℃下時(shí)效6h其主要析出相為針狀的S相（箭頭所示），隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)S相進(jìn)一步析出和長(zhǎng)大，析出相之間的距離也變大。合金在190℃下時(shí)效24h后，組織中局部還發(fā)現(xiàn)了方塊狀的相，其尺寸約為30nm，如圖5（箭頭所示）。由此，可以初步判斷，合金在190℃下時(shí)效其主要析出相為針狀的S相，以及少量的方塊狀相。

圖2 合金固溶淬火態(tài)的DSC曲線Fig.2 DSC curve of as-quenched alloy

根據(jù)有關(guān)研究報(bào)道［8，13］，該合金在此時(shí)效狀態(tài)下析出的方塊狀相為σ相，認(rèn)為這是由于合金中Si的存在促進(jìn)了σ相的析出。Si在Al基體中的固溶度隨溫度的降低而快速下降，合金在淬火時(shí)溫度的迅速下降促使合金中形成了Si原子團(tuán)簇，使得其與基體交界處產(chǎn)生了壓應(yīng)力，這時(shí)，淬火空位迅速靠近Si原子團(tuán)簇來(lái)協(xié)助松弛應(yīng)力，由于空位數(shù)量有限，只有小部分應(yīng)力在空位作用下得以松弛;這種情況下，原子體積較小的Cu原子就會(huì)向Si原子團(tuán)簇與基體的結(jié)合處運(yùn)動(dòng)，來(lái)協(xié)助應(yīng)力的進(jìn)一步松弛。應(yīng)力松弛的結(jié)果，在Si原子團(tuán)簇附近形成了富Cu區(qū)，這些區(qū)域成為σ相便形核的理想場(chǎng)所;與此同時(shí)，該區(qū)域的空位使原子快速混合，加劇了σ相的形核速度。對(duì)于該合金中方塊狀σ相的確認(rèn)，還需要進(jìn)一步開(kāi)展更加深入的研究工作。2.3 合金190℃/24h時(shí)效態(tài)室溫和高溫拉伸性能

圖5 合金在190℃/24h時(shí)效下方塊狀相的透射電鏡像Fig.5 TEM images of cubic phase in the alloy aged at 190℃for 24h

表1列出了Al-4Cu-1.3Mg-0.9Si合金和Al-4Cu-1.3Mg合金分別經(jīng)190℃/24h時(shí)效后的室溫與高溫（300℃）拉伸力學(xué)性能?？梢?jiàn)，Al-4Cu-1.3Mg合金添加0.9%Si后常溫和高溫拉伸強(qiáng)度均提高了50MPa左右。這是因?yàn)镾i的加入影響了合金的時(shí)效析出行為。一方面，合金添加微量Si促進(jìn)時(shí)效初期Cu原子的偏聚，抑制Mg原子過(guò)度偏聚，使得Mg原子團(tuán)簇更加細(xì)小彌散，從而促使時(shí)效前期GPB區(qū)的細(xì)化和彌散，提高合金時(shí)效強(qiáng)化能力和熱力學(xué)穩(wěn)定性，同時(shí)，Si原子具有較強(qiáng)的空位捕捉能力，導(dǎo)致合金淬火態(tài)組織中缺陷濃度降低，從而降低了S相在缺陷上非均勻形核的幾率，促使S相主要在GPB區(qū)均勻形核，進(jìn)而使S相彌散分布［15］;另一方面，Si添加促進(jìn)了少量方塊狀相的析出，由于方塊狀析出相的界面能較低，使其具有較強(qiáng)的抗粗化長(zhǎng)大能力［16］，從而使Al-4Cu-1.3Mg-0.9Si合金室溫和高溫抗拉強(qiáng)度均得以提高。

表1 Al-4Cu-1.3Mg-0.9Si合金和Al-4Cu-1.3Mg合金在190℃時(shí)效24h的拉伸性能Table 1 Mechanical properties of Al-4Cu-1.3Mg-0.9Si and Al-4Cu-1.3Mg aging at 190℃for 24h

3 結(jié)論

（1）合金具有較強(qiáng)的析出強(qiáng)化能力，合金在160～220℃下時(shí)效，隨時(shí)效溫度的升高，合金硬度峰值下降，達(dá)到硬度峰值所需要的時(shí)間縮短。

（2）合金在經(jīng)190℃處理后其主要析出相為S相，合金經(jīng)190℃/24h處理后除S相外還發(fā)現(xiàn)了少量的方塊狀相;合金經(jīng)190℃/24h時(shí)效后的常溫和高溫抗拉強(qiáng)度較Al-4Cu-1.3Mg合金有明顯的提高。

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