李國(guó)興

（華北電力大學(xué)能源動(dòng)力及機(jī)械工程學(xué)院，北京 102200）

Al-Cu-Mg合金屬于可熱處理強(qiáng)化的變形鋁合金，具有較高的強(qiáng)度、硬度及良好的斷裂韌性和抗疲勞裂紋擴(kuò)展等眾多優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空、航天等高技術(shù)領(lǐng)域。近幾十年來(lái)，國(guó)內(nèi)外學(xué)者通過(guò)微合金等調(diào)整合金成分、提高合金純度、探討新的熱處理規(guī)范以及精確調(diào)控合金的組織結(jié)構(gòu)對(duì)高強(qiáng)鋁合金的組織及其性能等進(jìn)行了大量的研究，并且取得了重大的進(jìn)展，極大地促進(jìn)了該類(lèi)材料在工業(yè)生產(chǎn)中的應(yīng)用[1-3]。

Al-Cu-Mg合金中Si的含量一般在2.0%～7.0%，在Al-Cu-Mg合金中添加微量Si，就能顯著提高合金的抗拉強(qiáng)度和抗蠕變性能[4]。Raviprasad等通過(guò)在Al-2.5Cu-1.5Mg合金中添加微量Si，發(fā)現(xiàn)Si的添加增強(qiáng)了高溫時(shí)效硬化效果，但是延遲了合金的室溫時(shí)效硬化效應(yīng)[5]。其他人也發(fā)現(xiàn)了將Si添加到具有低Cu/Mg比合金的Al-4.0Cu-1.3Mg合金（Cu/Mg比=3.07）中可以有效地提高高溫抗拉強(qiáng)度，原因是它加速了析出σ-Al5Cu6Mg2相[6]。從組織上來(lái)看微量Si的存在導(dǎo)致了合金時(shí)效早期Mg原子團(tuán)簇、Cu-Mg原子團(tuán)簇更加彌散，并間接促進(jìn)了s相的彌散析出[7]。合金的時(shí)效過(guò)程就是在過(guò)飽和固溶體中脫溶過(guò)程，通過(guò)一系列結(jié)構(gòu)的出現(xiàn)，消失，形核和長(zhǎng)大來(lái)實(shí)現(xiàn)的，時(shí)效時(shí)間對(duì)合金性能的影響是很大的[8]。研究表明，隨著時(shí)效時(shí)間的增加，合金的抗蝕性能會(huì)有所增加[9]。不同的時(shí)效時(shí)間會(huì)使合金材料的性能有很大的不同，因此，選擇合適的時(shí)效時(shí)間對(duì)于我們改善合金性能也是很重要的。

本文就添加不同含量的Si元素，改變其時(shí)效時(shí)間來(lái)探究其對(duì)材料電導(dǎo)率和力學(xué)性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

實(shí)驗(yàn)所制備的合金成分如表1所示。我們根據(jù)其成分使用A4鋁和中間合金在760℃的溫度下的工業(yè)電阻爐熔煉。在銅模中澆鑄出桿狀，放入箱式電阻爐進(jìn)項(xiàng)均勻化，溫度為495℃，時(shí)間為12h。最后軋制成寬17cm，厚1.4mm的板材。將試樣在510℃固溶半小時(shí)，水冷。將試樣分組后放入保溫箱中進(jìn)行時(shí)效，時(shí)效溫度為200℃～210℃，時(shí)效時(shí)間分別為2h，4h，6h。最后將試樣表面處理后使用Sigma 2008數(shù)字電導(dǎo)率儀測(cè)試電導(dǎo)率，用萬(wàn)能拉伸機(jī)做室溫拉伸實(shí)驗(yàn)。

表1 實(shí)驗(yàn)合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)%）

2 結(jié)果與討論

表2為這次實(shí)驗(yàn)200℃～210℃時(shí)效溫度下時(shí)效4小時(shí)的數(shù)據(jù)。從結(jié)果中可以看出，在相同的時(shí)效時(shí)間下，隨著Al-Cu-Mg合金中Si元素的增加，電導(dǎo)率由49.2%IACS下降到44.8%IACS，下降幅度很大。這是由于Si的電阻率大于Al基體，微量Si元素固溶到鋁基體中，導(dǎo)致晶格畸變變大，從而使合金的電導(dǎo)率降低，隨著Si元素的增加，基體的晶格畸變隨之變大，導(dǎo)致合金電導(dǎo)率變小[10]。

從表2中可以看出，隨著Al-Cu-Mg合金中Si含量的增加，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度增大到395MPa和370MPa的峰值，隨后又隨著Si的添加又開(kāi)始下降。當(dāng)Si含量低于0.60%的時(shí)候，Si含量的增加使合金的強(qiáng)度有所增加，少量Si使合金中有利于溶質(zhì)原子擴(kuò)散的空位缺陷減小，減慢了擴(kuò)散速度，但它也使Cu，Mg富集區(qū)加快形成。也有可能改變析出機(jī)制，使析出θ’強(qiáng)化相，增加合金的強(qiáng)度。但當(dāng)Si超過(guò)0.45%時(shí)，可能與Mg形成出粗大難容的Mg2Si相，使合金的強(qiáng)度下降[11，12]。對(duì)于合金的伸長(zhǎng)率，他隨著Si含量的增加整體呈增加趨勢(shì)，說(shuō)明微量Si的添加有利于改善Al-Cu-Mg合金的塑形。

表2 人工時(shí)效4h的材料性能

從表3中我們可以看出來(lái)含0.30Si的Al-Cu-Mg-Si合金的電導(dǎo)率隨著時(shí)效時(shí)間的增加而增加。鋁合金的電導(dǎo)率與晶格畸變程度有關(guān)，未時(shí)效前由于基體過(guò)飽和，導(dǎo)致晶格畸變很大，于是電導(dǎo)率相對(duì)來(lái)說(shuō)就低點(diǎn)。隨著時(shí)效時(shí)間的增加，析出相不斷析出，使得基體的固溶度降低，晶格畸變變小，于是電導(dǎo)率開(kāi)始增加。

從表3中我們可以看出含0.30Si的Al-Cu-Mg-Si合金的強(qiáng)度隨著時(shí)效時(shí)間的增加先變大后變小。這是由于時(shí)效處理過(guò)程中使過(guò)飽和固溶體逐步開(kāi)始析出強(qiáng)化相S’，這些細(xì)小的強(qiáng)化相使合金的強(qiáng)度得以提升。但隨著時(shí)效時(shí)間的增加強(qiáng)化相逐漸長(zhǎng)大，變粗，失去強(qiáng)化作用，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度又降了下來(lái)[13-15]。也可以看出隨著時(shí)效時(shí)間的增加合金的伸長(zhǎng)率逐漸變大，但幅度很小，說(shuō)明時(shí)效對(duì)塑形的影響不大。

表3 含0.30Si的Al-Cu-Mg-Si合金人工時(shí)效不同時(shí)間的材料性能

3 結(jié)論

（1）隨著Si含量的增加，Al-Cu-Mg合金的電導(dǎo)率減少；合金強(qiáng)度開(kāi)始時(shí)增加，但當(dāng)Si含量超過(guò)0.45%左右，合金強(qiáng)度有下降趨勢(shì)；合金塑性整體是增加趨勢(shì)。

（2）隨著時(shí)效時(shí)間的增加，Al-Cu-Mg合金的電導(dǎo)率增加；合金的強(qiáng)度先增大后減?。凰苄猿试鲩L(zhǎng)趨勢(shì)。