田 哲 ，易丹青 ，劉會群 ，王 斌 ，涂曉萱 ，江 勇 ，唐 聰

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083； 2. 中南大學(xué) 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點實驗室，長沙 410083)

Al-Cu-Mg-Ag系鋁合金具有優(yōu)異的高溫力學(xué)性能和耐損傷性能，可在200 ℃長期服役，作為耐熱件被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域中。隨著航空航天技術(shù)的發(fā)展，對耐熱鋁合金的服役溫度提出了更高的要求，促使人們利用合金化開發(fā)一種新型高強耐熱鋁合金[1-3]。

肖代紅等[4-6]通過研究發(fā)現(xiàn)：與傳統(tǒng)的Al-Cu-Mg- Ag系鋁合金相比，添加稀土元素的合金具有更好的室溫和高溫力學(xué)性能，可在250 ℃下長期服役，這是由于添加合適的稀土元素可以有效地抑制Ω相的生長速率，提高Ω相的形核密度和熱穩(wěn)定性。張新明等[7]研究Nd對2519 Al-Cu-Mg系鋁合金組織與耐熱性能的影響，表明Nd主要以稀土化合物Al8Cu4Nd的形式沿晶界分布，熱穩(wěn)定性強，高溫下有效地阻礙基體的變形和晶界遷移。

Al-Cu-Mg-Ag-RE是一種典型的時效強化鋁合 金[8]。固溶處理是為了使Cu、Mg、Ag和RE等元素溶入基體中[9]，獲得較大的過飽和度，從而有利于合金的時效強化過程。影響固溶處理的兩個重要參數(shù)為固溶溫度和固溶時間。提高固溶溫度能夠促使更多的初生相溶解，但易導(dǎo)致晶界熔化、晶粒異常長大等危害；降低固溶溫度將削弱固溶效果，從而降低時效強化[10]。同時，有研究表明，在2.5 h內(nèi)，固溶時間對Al- Cu-Mg-Ag合金的組織和力學(xué)性能影響很小[11]。因此，從工程應(yīng)用角度來說，有必要研究固溶處理制度，尤其是固溶溫度對Al-Cu-Mg-Ag-RE合金性能的影響。

但是，目前針對Al-Cu-Mg-Ag-RE這一類新型高強耐熱鋁合金的固溶處理研究還鮮見報道。本文作者添加通過稀土元素Nd，旨在研究Al-5.8Cu-0.6Mg- 0.6Ag-0.3Nd合金固溶處理對組織和力學(xué)性能的影響，確定合金的最優(yōu)固溶處理制度，提高其綜合性能。

1 實驗

實驗所用合金由高純Al (99.99%)、純Mg (99.95%)、純Ag(99.9%)、Al-50Cu、Al-10Mn、Al-5Zr、Al-5Ti及Al-20Nd中間合金等原料配比熔煉而成，鑄錠規(guī)格為d 55 mm×230 mm，化學(xué)成分如表1所列。實驗合金采用雙級均勻化制度，(420 ℃、6 h)+(515 ℃、18 h)，然后將圓錠擠壓成d10 mm規(guī)格的棒材，擠壓溫度為440 ℃，擠壓速度為4 m/min，擠壓比為30。擠壓棒材采用5種固溶處理制度：510 ℃、2 h，515 ℃、2 h，520 ℃、2 h，525 ℃、2 h，530 ℃、2 h，固溶處理結(jié)束后立即水淬，隨后進行185 ℃、7 h峰時效處理。

表1 實驗合金的化學(xué)成分 Table1 Chemical composition of test alloys (mass fraction,%)

采用NETZSCH STA 449儀器對合金進行差熱分析，升溫速率為10 K/min。在MTS-810型試驗機上測試合金的室溫拉伸性能，拉伸速率為2 mm/min，每個結(jié)果取3個試樣的平均值。采用POLYVER-MET金相顯微鏡觀察陽極覆膜后的合金顯微組織，覆膜液為25 g/L的氟硼酸，覆膜電壓為18 V。采用Quanta 200掃描電鏡觀察合金中的第二相粒子和拉伸斷口形貌。使用Image-Pro Plus軟件統(tǒng)計掃描電鏡照片中第二相的面密度和韌窩的平均尺寸。

2 結(jié)果與討論

2.1 擠壓態(tài)合金的熱分析

圖1所示為擠壓態(tài)合金的熱分析結(jié)果。在532.1℃和643.7 ℃時，合金發(fā)生明顯的吸熱反應(yīng)。532.1 ℃對應(yīng)的是合金中低熔點共晶組織的熔化，根據(jù)Al-Cu-Nd三元相圖[12]可初步判斷共晶組織由Al8Cu4Nd和Al2Cu兩相組成。當固溶溫度達到共晶轉(zhuǎn)變溫度時，低熔點共晶組織在晶界和晶內(nèi)復(fù)熔，凝固后降低了過燒前組織的緊密程度，對合金的力學(xué)性能產(chǎn)生嚴重影響[13]。因此，本實驗中在低于此溫度下選擇了5種固溶溫度：510、515、520、525和530 ℃，固溶時間均為2 h。643.7 ℃對應(yīng)的是合金基體的熔化溫度。

圖1 擠壓態(tài)合金的DSC曲線 Fig.1 DSC curve of as-extruded alloy

2.2 擠壓態(tài)合金的顯微組織

圖2 所示為擠壓態(tài)合金的顯微組織。由圖2可知，大量具有不規(guī)則形狀的粗大初生相和短棒狀相沿擠壓方向分布，同時在基體中均勻分布著細小點狀相。根據(jù)能譜分析，具有不規(guī)則形狀的粗大相為AlCuMgNd相，而短棒狀相為AlCuFeMn相，表2所列為擠壓態(tài)合金中初生相的能譜分析結(jié)果。

圖2 擠壓態(tài)合金的顯微組織 Fig.2 Microstructures of as-extruded alloy: (a) At low magnification; (b) Enlargement image of (a)

表2 擠壓態(tài)合金中初生相的能譜分析結(jié)果 Table2 EDX results of primary particles in as-extruded alloy shown in Fig.2(b)

圖3 經(jīng)過不同溫度固溶處理2 h后合金的顯微組織 Fig.3 Microstructures of solution treated alloys at different temperatures for 2 h: (a) 510 ℃; (b) 515 ℃; (c) 520 ℃; (d) 525 ℃; (e) 530 ℃; (f) 530 ℃

圖3 所示為合金經(jīng)過不同溫度固溶處理后的顯微 組織。由圖3(a)~(e)可以看出，固溶處理后，大量均勻分布的細小點狀相回溶基體，且隨著固溶溫度的升 高，粗大初生相的尺寸逐漸減小，數(shù)量逐漸減少。在530 ℃固溶2 h后，未溶相仍為AlCuMgNd相和AlCuFeMn相(見表3)。

表3 530 ℃、2 h固溶后合金中未溶相的能譜分析結(jié)果 Table3 EDX results of residual primary particles in alloy solution treated at 530 ℃ for 2 h shown in Fig.3(f)

圖4所示為不同固溶處理條件下合金中初生相的面分布密度。由圖4可知，隨著固溶溫度的升高，面分布密度逐漸減小，而當固溶溫度繼續(xù)增大時，面分布密度減小程度趨于平緩；當固溶溫度高于525 ℃時，面分布密度基本不再變化，這說明在525 ℃固溶2 h和大部分可溶相均回溶至基體。當再提高固溶溫 度時，僅微量的殘余相回溶，但是，過高的固溶溫度必然導(dǎo)致再結(jié)晶晶粒長大，不利于獲得優(yōu)異的綜合性 能[14]。

圖4 不同固溶處理條件下合金中初生相的面分布密度 Fig.4 Area distribution density of residual primary particles in alloys solution-treated under different conditions

2.3 固溶處理對固溶態(tài)合金組織和力學(xué)性能的影響

圖5 所示為不同固溶處理條件下合金的顯微組織。由圖5(a)可知，在擠壓態(tài)合金中，密集、細小的纖維狀組織沿擠壓方向分布。由圖5(b)~(f)可知，固溶處理中合金發(fā)生再結(jié)晶，形成扁平狀的再結(jié)晶晶粒，隨著固溶溫度的升高，再結(jié)晶晶粒的尺寸增大。

圖6所示為不同固溶處理條件下合金的力學(xué)性能。合金的屈服強度隨固溶溫度的升高而降低，主要原因有兩個方面：一方面，大量尺寸較大、不易變形的AlCuFeMn和AlCuMgNd顆粒等均勻地分布在基體中，因此，在塑性變形過程中位錯只能以奧羅萬機制繞過這些顆粒。經(jīng)過510 ℃固溶處理后，這些粗大顆粒的溶解使顆粒間的距離增大，位錯能夠較容易地繞過這些顆粒，導(dǎo)致屈服強度降低；同時，隨著固溶溫度的升高，更多的粒子溶入到基體中，合金屈服強度進一步降低。另一方面，合金發(fā)生再結(jié)晶也導(dǎo)致屈服強度的降低。再結(jié)晶的程度主要依賴于擠壓態(tài)合金中形變儲能的多少，在擠壓過程中，大部分能量轉(zhuǎn)化為熱量，尚有一部分能量以晶體缺陷的形式，如位錯和堆垛層錯等，保留在合金中，這些形變儲能為再結(jié)晶提供驅(qū)動力。在固溶處理中，新的無畸變晶粒形核，通過消耗相鄰亞晶界上的位錯而長大，固溶溫度由510 ℃升高到530 ℃時，再結(jié)晶過程中的形核率和長大速率都增大，位錯密度急劇減小，削弱了加工硬化效應(yīng)，降低位錯運動的阻力，導(dǎo)致屈服強度下降，而且固溶溫度的升高也促使晶粒長大，根據(jù)霍爾-配奇關(guān)系，粗大的再結(jié)晶晶粒不利于合金的強化。

圖7所示為不同固溶處理條件下合金的斷口形貌。由圖7可以看出，所有試樣的斷口都由一些大小不等的圓形和橢圓形韌窩組成，這些韌窩分布均勻，表現(xiàn)為明顯的韌性斷裂特征。擠壓態(tài)合金中韌窩的平均直徑約為3 μm，隨著固溶溫度的升高，韌窩明顯變大變深，在530 ℃固溶2 h后，韌窩的平均直徑達到10 μm左右。不同固溶處理條件下斷口形貌特征與圖6中伸長率的變化相匹配。韌窩特征的形成機理為空洞聚集，即顯微空洞形核、長大、集聚直至斷裂。首先，材料內(nèi)部分離形成空洞，在滑移的作用下空洞逐漸長大并與其他空洞連接在一起，形成了韌窩斷口，合金的空洞主要在第二相顆粒處形成，一般在韌窩底部可以發(fā)現(xiàn)第二相顆粒脫離基體[15-16](見圖7(e))。在固溶處理過程中，隨著固溶溫度的升高，第二相顆粒逐漸減少，降低空洞的形核點，阻礙了空洞的長大和聚集，提高了合金的塑性。

2.4 固溶處理對時效態(tài)合金組織和力學(xué)性能的影響

圖8所示為不同固溶處理后再經(jīng)(185 ℃，7 h)時效后合金的力學(xué)性能。由圖8可知，隨著固溶溫度由510 ℃升高到525 ℃，合金的屈服強度由520 MPa提高到587 MPa；但隨著固溶溫度的繼續(xù)升高，達到530 ℃時，合金屈服強度卻有所降低，這主要是因為溫度從525 ℃升高到530 ℃時，初生相并未進一步回溶，合金的過飽和度沒有提高，因此，后續(xù)時效過程 不受影響，析出相的數(shù)量及尺寸沒有發(fā)生明顯變化，但是由溫度升高引起的晶粒尺寸增大導(dǎo)致屈服強度有所降低。與屈服強度的變化規(guī)律相比，合金的伸長率呈現(xiàn)出相反的變化趨勢。

圖5 不同固溶處理條件下合金的顯微組織 Fig.5 Microstructures of solution-treated alloys under different conditions: (a) As-extruded; (b) 510 ℃,2 h; (c) 515 ℃,2 h; (d) 520 ℃,2 h; (e) 525 ℃,2 h; (f) 530 ℃,2 h

圖6 不同固溶處理條件下合金的力學(xué)性能 Fig.6 Mechanical properties of alloys solution-treated under different conditions

圖9 所示為不同固溶處理條件下時效態(tài)合金的斷口形貌。由圖9可以看出，所有試樣的斷口都由一些大小不等的圓形和橢圓形的韌窩組成，這些韌窩分布均勻，表現(xiàn)為明顯的韌性斷裂特征。當固溶溫度由510 ℃升高到525 ℃時，韌窩逐漸變小變淺，由最初平均直徑約8 μm變?yōu)? μm左右，在530 ℃固溶2 h后，韌窩的平均直徑又增加到約6.5 μm。不同固溶處理條件下合金的斷口形貌特征與圖8中所示的伸長率的變化相匹配。

圖7 不同固溶處理條件下合金的斷口形貌 Fig.7 Fracture surface morphologies of alloys solution-treated under different conditions: (a) As-extruded; (b) 510 ℃,2 h; (c) 515 ℃,2 h; (d) 520 ℃,2 h; (e) 525 ℃,2 h; (f) 530 ℃,2 h

圖8 不同固溶處理條件下時效態(tài)合金的力學(xué)性能 Fig.8 Mechanical properties of aged alloys solution-treated under different conditions

圖10 (a)所示為不同固溶處理條件下固溶態(tài)、時效 態(tài)合金與擠壓態(tài)合金抗拉強度的變化量。隨著固溶溫度的升高，固溶態(tài)合金的強度逐漸降低，時效態(tài)合金的強度以525 ℃分界，先升高后降低。眾所周知，時效強化的效果取決于固溶態(tài)合金中合金元素的固溶程度，固溶程度越大，時效過程中析出的強化相越多，越有利于提高合金的強度。根據(jù)前面的實驗結(jié)論，提高固溶溫度使更多的初生相溶入基體，但達到525 ℃以后，更高的固溶溫度沒有使初生相進一步溶解，卻加重了合金的軟化程度，使時效態(tài)合金的強度下降。相比于強度的變化規(guī)律，合金的伸長率呈現(xiàn)出相反的趨勢，如圖10(b)所示。

圖9 不同固溶處理條件下時效態(tài)合金的斷口形貌 Fig.9 Fracture surface morphologies of aged alloys solution-treated under different conditions: (a) 510 ℃,2 h; (b) 515 ℃,2 h;(c) 520 ℃,2 h; (d) 525 ℃,2 h; (e) 530 ℃,2 h

圖10 不同固溶處理條件下固溶態(tài)、時效態(tài)合金抗拉強度的變化量和伸長率的變化量 Fig.10 Variation values of tensile strength (a) and elongation (b) of alloys solution-treated under different conditions

根據(jù)上述分析討論，可以得出合金的力學(xué)性能是固溶軟化和時效強化的綜合體現(xiàn)，圖11所示為合金的抗拉強度和伸長率隨固溶溫度升高的變化趨勢。由于固溶溫度高于525 ℃后，沒有更多的初生相回溶到基 體中，因此無法進一步提高合金的過飽和固溶程度，時效強化的效果沒有明顯增加，但是，由于發(fā)生再結(jié)晶及晶粒長大，合金的軟化程度仍在加劇，在這兩者的耦合作用下，可以得到兩者綜合影響的規(guī)律，進而確定合金的最優(yōu)固溶溫度為525 ℃，在此溫度下，合金具有優(yōu)異的力學(xué)性能。

圖11 合金抗拉強度和伸長率隨固溶溫度的變化趨勢 Fig.11 Variation trend of strength (a) and elongation (b) of aged alloy with solution temperature

3 結(jié)論

1) 當固溶溫度由510 ℃升高到525 ℃，更多的初生相回溶至基體中；當固溶溫度繼續(xù)升至530 ℃時，則沒有進一步的回溶。再結(jié)晶晶粒的尺寸隨固溶溫度的升高顯著增大。這兩個方面的共同作用導(dǎo)致合金產(chǎn)生固溶軟化，隨溫度的升高，合金軟化程度加劇。

2) 時效態(tài)合金的力學(xué)性能由時效強化和固溶軟化共同影響。Al-5.8Cu-0.6Mg-0.6Ag-0.3Nd合金的最優(yōu)固溶處理制度為(525 ℃，2 h)，經(jīng)(525 ℃，2 h)+(185 ℃，7 h)峰時效處理后，合金的抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為608 MPa、587 MPa和10.4%。

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