鐘繼發(fā)，鄭子樵，羅先甫，程 彬

（中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙410083）

0 引 言

鋁銅鎂系鋁合金是航空航天領(lǐng)域應(yīng)用最廣的結(jié)構(gòu)材料之一［1－2］，向該系合金中添加某些微合金化元素可以調(diào)控其微觀組織從而改善其性能，如添加鋅元素除可以起固溶強(qiáng)化作用之外［3］，還能夠促進(jìn)S′相的析出［4］；同時(shí)添加微量鈧和鋯元素不僅可以形成細(xì)小彌散、均勻分布的Al3Sc和Al3（Sc1－xZrx）粒子［5－6］，起到彌散強(qiáng)化的作用，還可以通過釘扎晶界和位錯(cuò)，阻礙再結(jié)晶，細(xì)化晶粒，Al3（Sc1－xZrx）粒子還可以成為S′相的形核點(diǎn)，促進(jìn)S′相的細(xì)小彌散析出，從而改善鋁合金的微觀組織和綜合力學(xué)性能［7－8］。

近期，美國鋁業(yè)公司（Alcoa）在傳統(tǒng)2024鋁合金的基礎(chǔ)上，通過添加微量鈧和鋯元素研發(fā)了2023鋁合金，目前，國內(nèi)外對(duì)該新型2023鋁合金的研究報(bào)道甚少?；诖?，作者在實(shí)驗(yàn)室制備了2023鋁合金板材，研究了微量鈧和鋯元素及時(shí)效工藝對(duì)其組織與力學(xué)性能的影響，并考察了鈧和鋯的微合金化作用。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

以高純鋁、純鋅、純鎂、鋁－錳、鋁－銅、鋁－鉻、鋁－鈦、鋁－鋯及鋁－鈧中間合金為原料，用石墨坩堝在電阻爐中進(jìn)行熔煉，制備了含鋯、鈧以及不含鋯、鈧的試驗(yàn)用鋁合金鑄錠，分別記為1＃（2023）合金和2＃合金，其化學(xué)成分如表1所示。將鑄錠進(jìn)行雙級(jí)均勻化處理（420℃×8h＋490℃×16h）后再切頭銑面、熱軋、中間退火，最后冷軋至2mm。經(jīng)500℃固溶處理、冷水淬火后進(jìn)行T6（175℃時(shí)效）、T8（5%預(yù)變形＋175℃時(shí)效）兩種人工時(shí)效處理。

表1 試驗(yàn)合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of tested aluminum alloys（mass）%

顯微硬度測(cè)試在MTK1000A型顯微硬度計(jì)上進(jìn)行，加載時(shí)間為15s，加載載荷為1.96N；拉伸試樣取自板材的縱向，拉伸試驗(yàn)在MTS858型試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度為2mm·min－1；顯微組織觀察在Leica型光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行；透射電鏡試樣經(jīng)機(jī)械減薄后采用體積比為1∶3的硝酸與甲醇的混合溶液雙噴而成，溫度約為－30℃；微細(xì)結(jié)構(gòu)觀察以及微區(qū)成分分析在TECNAI G220型透射電鏡（TEM）及其附帶的能譜儀（EDS）上進(jìn)行，加速電壓為200kV。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 時(shí)效硬化曲線

由圖1可見，在T6狀態(tài)下，兩種合金的時(shí)效硬化規(guī)律相似，時(shí)效初期合金的硬度均隨時(shí)效時(shí)間的延長而不斷增大，達(dá)到峰值后繼續(xù)時(shí)效時(shí)，硬度的變化很小，趨于穩(wěn)定。T8狀態(tài)下，合金的硬度達(dá)到峰值后有較大幅度下降，并在時(shí)效60h后達(dá)到穩(wěn)定。1＃合金的時(shí)效響應(yīng)速度較2＃合金的略快，且硬度較2＃合金的也大，這說明鈧和鋯的添加能加快鋁合金的時(shí)效響應(yīng)速度，并提高其時(shí)效硬化能力。對(duì)于同一種鋁合金，T8峰時(shí)效狀態(tài)下的硬度較T6峰時(shí)效狀態(tài)下的明顯增大（如，1＃合金在T8峰時(shí)效態(tài)下的硬度比T6峰時(shí)效態(tài)下的高25HV），說明預(yù)變形有利于提高其時(shí)效硬化能力。另一方面，在T8狀態(tài)下，兩種合金的硬度差別不如T6狀態(tài)下的大，說明預(yù)變形的引入減弱了鈧和鋯對(duì)2023鋁合金的時(shí)效硬化作用。

2.2 拉伸性能

由圖2可知，時(shí)效初期兩種合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均隨著時(shí)效時(shí)間的延長而不斷增大，當(dāng)達(dá)到峰值后，強(qiáng)度不斷減小，最后趨于穩(wěn)定，而且合金在T8狀態(tài)下達(dá)到峰時(shí)效的時(shí)間要略短些；另外，兩種合金的伸長率均隨時(shí)效時(shí)間的延長而不斷下降，最后趨于穩(wěn)定。從圖2（a）中可以看出，T6狀態(tài)下1＃合金的抗拉強(qiáng)度（σb）比2＃合金的高，峰時(shí)效時(shí)高23MPa；T8狀態(tài)下1＃合金的σb與2＃合金的相差不大。從圖2（b）中可以看出，T6狀態(tài)下1＃合金的屈服強(qiáng) 度 （σ0.2）比 2＃合金的高，峰時(shí)效態(tài)下高21MPa，T8峰時(shí)效態(tài)下1＃合金的σ0.2比2＃合金的高28MPa。從圖2（c）中可以看出，1＃合金在T6、T8峰時(shí)效態(tài)下的伸長率均比2＃合金的大，說明1＃合金的塑性比2＃合金的好。對(duì)于同種合金，T8狀態(tài)下的σb及σ0.2均遠(yuǎn)高于T6狀態(tài)下的，但伸長率卻較低，這說明預(yù)變形在提高合金強(qiáng)度的同時(shí)，降低了其塑性。試驗(yàn)合金在T6、T8峰時(shí)效態(tài)下的力學(xué)性能如表2所示。

2.3 微觀組織

表2 試驗(yàn)合金在T6、T8峰時(shí)效態(tài)下的拉伸性能Tab.2 Tensile properties of tested alloys in peak－aging of T6and T8states

從圖3中可以看出，試驗(yàn)合金在縱截面和橫截面上的變形都非常明顯，在T8狀態(tài)下兩合金均呈典型的纖維狀組織，在T6狀態(tài)下晶粒被拉長。在軋制平面內(nèi)，兩合金中大小晶粒并存，且兩種狀態(tài)下1＃合金中小尺寸晶粒的數(shù)量比2＃合金中的少，1＃合金中的大尺寸晶粒較2＃合金的小；從圖3（b）中可明顯看出2＃合金的再結(jié)晶非常明顯?？梢姡瑫r(shí)添加鈧和鋯能有效抑制合金的再結(jié)晶。

圖5 1＃合金晶內(nèi)球狀粒子的EDS譜Fig.5 EDS spectrum of spherical particle in 1＃alloy

在T6峰時(shí)效態(tài)下，1＃合金晶內(nèi)析出了大量S′相以及球狀粒子，如圖4（a）所示，對(duì)球狀粒子進(jìn)行EDS分析（圖5），可知其為Al3（Sc1－xZrx）；2＃合金晶內(nèi)也有棒狀的S′相析出，但其分布較1＃合金中的稀疏且粗大，另外還有少量粗大的棒狀析出相Al6Mn［9］。在T8峰時(shí)效態(tài)下，1＃合金晶內(nèi)析出了細(xì)小且均勻分布的S′相，以及細(xì)小彌散的Al3（Sc1－xZrx）粒子，2＃合金中析出S′相的數(shù)量、尺寸與1＃合金中的相差不大，所以其硬度與抗拉強(qiáng)度也相差不大。另外由圖4（c），（d）可以看到，1＃合金中的部分針狀S′相依附 Al3（Sc1－xZrx）粒子生長，可知，鈧和鋯在合金中形成的Al3（Sc1－xZrx）粒子促進(jìn)了2023合金中S′相的析出。通過圖4（a），（b）與圖4（c），（d）的對(duì)比可知，兩種合金在T8峰時(shí)效態(tài)下存在的強(qiáng)化相S′相比T6峰時(shí)效態(tài)下的更彌散細(xì)小，說明預(yù)變形增加了S′相的形核點(diǎn)，促進(jìn)了S′相的彌散析出。

2.4 討 論

2023合金屬于中等銅鎂比的鋁銅鎂系合金，其析出相的脫溶順序?yàn)椋害吝^飽和固溶體→α＋GPB區(qū)→α＋S″→α＋S′→α＋S［10］。S′相是2023合金的主要強(qiáng)化相，其主要析出方式為在位錯(cuò)上非均勻形核析出和以GPB區(qū)為核心均勻形核析出。另外，在含有鈧和鋯的合金中，S′相還可以依附于細(xì)小彌散的Al3（Sc1－xZrx）粒子形核長大。

大量文獻(xiàn)報(bào)道［11－13］，在含有鈧和鋯的鋁合金中將析出 Al3（Sc1－xZrx）粒子，F(xiàn)uller等［5］的研究表明該粒子主要以基體的（100）和（110）晶面為慣析面析出。Al3（Sc1－xZrx）粒子具有較高的熱穩(wěn)定性，在2023合金的熔煉鑄造過程中，鈧和鋯優(yōu)先從熔體中析出初生Al3（Sc1－xZrx）粒子，該粒子與基體共格而成為鋁合金中晶粒非均勻形核的核心，能細(xì)化鑄態(tài)晶粒，起到細(xì)晶強(qiáng)化的作用，如圖3（a），（b）所示。另外，在鑄錠的均勻化退火以及其后的熱軋變形甚至固溶后的預(yù)變形過程中，鑄錠中的鈧和鋯過飽和溶質(zhì)原子將析出次生Al3（Sc1－xZrx）粒子，該粒子細(xì)小彌散分布于基體中，起到彌散強(qiáng)化的作用；同時(shí)該粒子能有效釘扎晶界、位錯(cuò)，抑制再結(jié)晶，使合金形成細(xì)小的亞晶組織［14］，如圖3（c～f）所示，從而起到亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化的作用。因此，在T6狀態(tài)下，含有鈧和鋯的1＃合金的硬度、強(qiáng)度比2＃合金的高。另外，1＃合金的時(shí)效響應(yīng)速度較2＃合金的快，這是因?yàn)楹辖鹪诠倘芎螳@得了較多的空位，在鋁合金中添加鋯后，由于鋯原子－空位結(jié)合能高（0.24eV），易與空位結(jié)合［15］。當(dāng)同時(shí)加入鋯和鈧時(shí)，將降低鈧和鋯彼此在鋁合金基體中的溶解度，促進(jìn)次生Al3（Sc1－xZrx）相的形成，從而釋放出過飽和溶質(zhì)原子鋯或鈧所捕獲的空位，使基體中含有較多的空位，從而加快合金元素在基體中的擴(kuò)散速度，促進(jìn)GPB區(qū)的形成，進(jìn)而促進(jìn)S′相的析出。

在T8狀態(tài)下，試驗(yàn)合金通過預(yù)變形引入了大量位錯(cuò)，位錯(cuò)作為空位湮沒的陷阱，使自由空位的數(shù)量減少，使得T8狀態(tài)下鈧和鋯的以上一些作用減弱，所以兩種合金在T8狀態(tài)下的時(shí)效響應(yīng)速度基本一樣。由于大量位錯(cuò)將成為S′相非均勻形核的位置，從而促進(jìn)了S′相的大量析出，加上位錯(cuò)纏結(jié)等位錯(cuò)間的相互作用，使合金形成的再結(jié)晶晶粒較T6狀態(tài)下的更細(xì)小，且含有較多的纖維組織，這就削弱了T8狀態(tài)下鈧和鋯對(duì)合金強(qiáng)化的作用。因此，兩種合金在T8狀態(tài)下的硬度以及抗拉強(qiáng)度的差別較小，但其硬度、強(qiáng)度較T6狀態(tài)下的高，而伸長率有所下降。由于1＃合金中含有Al3（Sc1－xZrx）粒子，它能有效釘扎位錯(cuò)，從而使位錯(cuò)脫釘滑移時(shí)需要更大的應(yīng)力，導(dǎo)致其在T6、T8狀態(tài)下的屈服強(qiáng)度增大。Al3（Sc1－xZrx）粒子對(duì)位錯(cuò)、晶界的釘扎作用易使合金在熱軋、冷軋過程中呈現(xiàn)強(qiáng)的變形織構(gòu)，使滑移易于穿過晶界，減少位錯(cuò)在晶內(nèi)的滑移距離，從而減弱晶界處位錯(cuò)塞積和應(yīng)力集中的程度，改善合金的塑性。所以在兩種時(shí)效制度下，1＃合金的伸長率比2＃合金的都大。從圖2中還可以看出預(yù)變形對(duì)2＃合金強(qiáng)度提高的幅度比對(duì)1＃合金（2023合金）提高的幅度大，這主要是因?yàn)?Al3（Sc1－xZrx）粒子降低了合金性能對(duì)時(shí)效制度的敏感性造成的。

3 結(jié) 論

（1）2023合金在T8峰時(shí)效態(tài)下的硬度、抗拉強(qiáng)度以及屈服強(qiáng)度分別比T6峰時(shí)效態(tài)下的高25HV、37MPa、108MPa，但 伸 長 率 卻 降 低 了67%。

（2）鈧和鋯的添加能使合金中形成細(xì)小彌散分布的 Al3（Sc1－xZrx）粒子，促進(jìn)S′相均勻細(xì)小地析出，而且該粒子能有效釘扎位錯(cuò)，細(xì)化晶粒，抑制晶粒再結(jié)晶和長大，使合金獲得較少的再結(jié)晶組織。

（3）微量鈧和鋯能加快2023合金在T6態(tài)下的時(shí)效響應(yīng)速度，提高其時(shí)效硬化能力，并改善其強(qiáng)度和塑性；但在T8態(tài)下，隨著位錯(cuò)的大量引入，鈧和鋯的這些作用被減弱。

［1］肖亞慶.鋁加工技術(shù)實(shí)用手冊(cè)［M］.北京：冶金工業(yè)出版社，2005：13－27.

［2］彭志輝.航空用高強(qiáng)度鋁合金［J］.材料導(dǎo)報(bào)，1997，11（6）：18－21.

［3］鄭子樵，李勁風(fēng)，陳志國，等.鋁鋰合金的合金化與微觀組織演化［J］.中國有色金屬學(xué)報(bào)，2011，12（10）：2337－2351.

［4］羅先甫，鄭子樵，葛婧萱，等.Zn及熱處理制度對(duì)2056鋁合金力學(xué)性能及局部腐蝕行為的影響［J］.粉末冶金材料科學(xué)與工程，2012，17（1）：55－62.

［5］FULLER C B，SEIDMAN D N.Temporal evolution of the nanostructure of Al（Sc，Zr）alloys－Part II：coarsening of Al3（Sc1－xZrx）precipitates［J］.Acta Materialia，2005，53（20）：5415－5428.

［6］HANSSON L H，TACK W T.Aluminum alloys containing scandium with zirconium additions：US，5620652［P］.1997－04－15.

［7］KOLOBNEV N I.Aluminum－lithium alloys with scandium［J］.Metal Sci and Heat Treatment，2002，44（7／8）：297－299.

［8］TAN C Y，ZHENG Z Q，XIA C Q.The aging feature of Al－Li－Cu－Mg－Zr alloy containing Sc［J］.Journal of Central South University of Technology，2000，7（2）：65－67.

［9］郭加林，尹志民，王華，等.微量Sc和Zr對(duì)2524SZ合金薄板疲勞裂紋擴(kuò)展特性的影響［J］.中國有色金屬學(xué)報(bào)，2010，20（5）：827－832.

［10］李成功，巫世杰，戴圣龍，等.先進(jìn)鋁合金在航空航天工業(yè)中的應(yīng)用與發(fā)展［J］.中國有色金屬學(xué)報(bào)，2002，12（增1）：14－21.

［11］蔣春麗，姜鋒，許栩達(dá)，等.Al－Cu－Mg－Sc－Zr合金均勻化制度的研究［J］.熱加工工藝，2008（4）：10－12.

［12］王芝秀，鄭子樵，李海.少量Sc對(duì) Al－Mg－Cu－Li－Zr合金組織與性能的影響［J］.材料熱處理學(xué)報(bào)，2008，29（2）：90－94.

［13］NORMAN A F，PRANGNELL P B，MCEWEN R S.The solidification behavior of dilute aluminium－scandium alloys［J］.Acta Materialia，1998，46（16）：5715－5732.

［14］蔣曉軍，李依依.Sc對(duì) Al－Li－Cu－Mg－Zr合金組織與性能的影響［J］.金屬學(xué)報(bào)，1994，30（8）：A355－A360.

［15］HUANG B P，ZHENG Z Q.Independent and combined roles of trace Mg and Ag additions in properties precipitation process and precipitation kinetics of Al－Cu－Li－（Mg）－（Ag）－Zr－Ti alloys［J］.Acta Materialia，1998，46（12）：4381－4393.