Ag含量對Al-Cu-Mg合金組織和性能的影響

宋艷芳， 潘清林，2， 曹素芳， 王 迎， 李 晨

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

與現有的2000系耐熱鋁合金相比，Al-Cu-Mg合金作為Al-Cu系合金基礎上開發的一種新型材料，具有較高的強度和良好的耐熱性能，被廣泛用作航空航天工業結構材料［1～4］。然而該系合金主要用于100℃以下的工作環境，當工作溫度超過100℃時，強化相粗化，性能下降［5］。在高Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金中加入微量的Ag能促進合金在{111}面析出一種Ω相，這種相尺寸較小，體積分數較大［6～8］，在 200 ～ 250℃ 有著優良的抗粗化能力，從而使Al-Cu-Mg系合金具有較高的沉淀硬化能力和熱穩定性［9］，獲得較高的室溫強度及耐損傷性能，且合金的高溫性能得到改善，從而能夠廣泛應用于航天結構材料。其耐熱性能比目前使用的2618、2124等鋁合金優異得多，可滿足下一代超音速飛機以及超音速巡航導彈的使用要求，該系列鋁合金具有優異的熱穩定性，有著廣闊的應用前景［10］。目前對Al-Cu-Mg-Ag合金的研究主要集中在合金成分設計、熱處理工藝以及復合添加等方面，但在Ag含量變化對合金組織和性能的影響方面還未做出細致、系統的研究，作者設計和制備了不添加 Ag、添加0.2%Ag、添加0.5%Ag和添加0.8%Ag四種 Al-Cu-Mg合金，系統地研究了Ag含量對合金組織和性能的影響，進而優化Al-Cu-Mg-Ag耐熱鋁合金的成分，具有很強的現實意義。

1 實驗

實驗用原料為工業純鋁、純鎂、純銀以及A1-Cu，A1-Mn和A1-Zr中間合金。采用鑄錠冶金方法制備了Al-Cu-Mg-Ag合金鑄錠。該合金的化學成分見表1，試樣經500℃均勻化退火24h，再進行銑面。在箱式電阻爐中加熱至470℃，保溫2 h，熱軋至6 mm，經中間退火冷軋至3 mm的板材。合金在515℃固溶處理1.5 h，水淬，之后于185℃進行時效處理。

表1 實驗合金化學成分（質量分數/%）Table 1 Chemical composition of the present alloys（mass fraction/%）

合金在401MVDTM數顯顯微維氏硬度計下測定不同時效態下的硬度值，加載載荷0.2 kg，加載時間10 s。合金的室溫力學性能在CSS-44100電子萬能材料試驗機上完成，拉伸速率為2 mm/min。金相顯微分析在XJZ-A3金相顯微鏡下進行。DSC分析在差示掃描量熱儀（DSC-5p）上進行，掃描速率為10℃/min。透射電鏡樣品經機械預減薄后雙噴穿孔而成，雙噴液采用硝酸、甲醇混合液（1∶3）（容積比），溫度控制在 -30℃以下，TEM分析在 TECNAIG220型透射電鏡上進行，加速電壓為200 kV。

2 實驗結果

2.1 時效硬化曲線

圖1為合金在185℃等溫時效后的時效硬化曲線。由圖可知，四種合金的時效過程均包括三個階段，即欠時效、峰時效和過時效。合金1在欠時效過程中有一平緩階段，這是GP區析出所致。隨著合金中Ag含量的增加，這一平緩階段逐漸消失，初始硬化速率明顯加快，欠時效過程縮短。且硬化水平逐漸提高，合金4的峰值硬度提高到168 HV，比合金1提高了38HV。合金中Ag含量的增加縮短了達到峰時效的時間，有效加速了合金的時效過程。

由此，可制定出各合金的峰時效處理制度，見表2。

表2 合金峰時效處理制度Table 2 The peak aging treatment condition of the alloys

圖1 合金在185℃等溫時效的硬化曲線Fig.1 Vickers hardness versus ageing time at 185℃for the alloys

2.2 合金的室溫拉伸性能

圖2為四種合金進行峰時效處理后，在室溫下進行拉伸測試的結果。由圖可知，微量Ag的添加可有效提高Al-Cu-Mg合金的屈服強度和抗拉強度，但會在一定程度上降低合金的塑性，且隨著Ag含量的增加，室溫時Al-Cu-Mg-Ag合金的屈服強度和抗拉強度均在一定程度上逐漸提高，合金的塑性逐漸降低，但總體保持在較高水平。

圖2 合金峰時效拉伸性能Fig.2 Tensile properties of peak-aged alloys

2.3 合金的金相組織

圖3為四種實驗合金鑄態金相組織。由圖可知，四種實驗合金鑄態組織中存在明顯的樹枝狀晶，枝晶偏析都較為嚴重，需要通過后續熱處理工藝來消除。且隨著Ag含量的增加，枝晶組織更為發達，枝晶臂更為粗大。

圖3 四種合金鑄態的金相組織 （a）合金1;（b）合金2;（c）合金3;（d）合金4Fig.3 Optical microscope of as-cast alloys （a）alloy 1;（b）alloy 2;（3）alloy 3;（4）alloy 4

圖4為四種實驗合金固溶態金相組織。由圖可知，合金經過固溶處理后，均發生完全再結晶，形成等軸狀晶，說明添加Ag并沒有阻止或延緩合金再結晶的發生，但不同Ag含量的合金經固溶處理后，晶粒大小不一。合金1的固溶組織晶界較模糊，添加Ag后的組織晶界清晰。

圖4 四種合金時效態的金相組織（a）合金1;（b）合金2;（c）合金3;（d）合金4Fig.4 Optical microscope of Solution-anneal alloys:（a）alloy 1;（b）alloy 2;（3）alloy 3;（4）alloy 4

2.4 差示掃描量熱法分析結果（DSC）

圖5為淬態合金的DSC曲線。由圖5可看出，隨著合金中Ag含量的增加，峰A和峰B越來越不明顯，峰A和峰B對應于合金時效早期過程中GP區的析出和溶解，表明微量Ag的添加抑制了GP區的析出，且隨著Ag含量的增加，這種抑制作用逐漸增強。這與時效硬化過程的實驗結果一致。合金2的峰C峰位較寬，隨合金中Ag含量的增加，峰位逐漸變窄，并向低溫方向移動，且逐漸變得尖銳，說明微量Ag促進了合金中Ω相的析出。合金2的峰C對應于Ω相和θ'相的析出，是兩種相析出放熱峰的疊加。合金3和合金4中峰C對應于Ω相的析出，說明Ag含量越高，Ag元素對Ω相析出的促進作用越強，Ω相的析出量越多。

圖5 淬火態合金的DSC曲線（掃描速率10℃/min）Fig.5 DSC analyses of austemper alloys（sweep rate 10℃/min）

淬火態合金DSC曲線各峰對應相度見表3。

表3 淬火態合金DSC曲線各峰對應相變Table 3 Phase versus peaks in DSC analyses of austemper alloys

2.5 TEM顯微組織

為了研究Ag對合金沉淀析出相的影響，以及力學性能和顯微組織的關系，對峰時效態的四種合金進行了透射電子顯微觀察。圖6入射電子束方向為＜100＞方向。合金1在峰時效態下沿基體［001］和［010］方向均勻分布著大量片狀 θ'相，以及少量針狀的S'相。添加了0.2%Ag的合金2中，同樣析出了大量θ'相（圖6b）。當合金中Ag含量增加到0.5%時，θ'相的數量減少（圖 6c）。

圖7入射電子束方向均為＜110＞Al方向。四種合金都析出了片狀相，片狀相沿3個晶面分布，Ω相與θ'相之間存在著一個特殊的方向關系（兩個Ω片夾著一個 θ'片）:一個 θ'片沿［001］方向分布，同時兩個Ω片分別沿［1-11］和［11-1］方向分布。由圖可知，不添加Ag時，合金1中只存在少量的Ω相（圖7a），隨著合金中Ag含量的增加，片狀Ω相的析出量明顯增加，表明Ag含量的增加并不改變強化析出相的種類，但有助于提高Ω相的析出體積分數，同時θ'相的數量減少。

另外，由圖7可知，Ω析出相的側向長度及其片的厚度隨Ag含量的增加而遞減，使強化相更加彌散細小，從而有效地提高合金的強度。但由于四種合金所采用的時效時間不同，時效時間較長的合金中，Ω相可能發生了側向長大和增厚，這還有待后續的進一步研究做出判斷。

3 討論

不添加Ag的合金1的時效過程可表示如下［11］:

SSS→Cu 共聚團（GPⅠ）→GPⅡ/θ″→θ'→θ（Al2Cu）

SSS→Cu-Mg共聚團（GPB/GPBⅠ）→GPBⅡ/S″→S'/S（Al2CuMg）

圖1中合金1表現出的平緩階段對應于GP區的析出，峰時效對應于θ'相的析出。TEM實驗結果顯示，在不含Ag的合金1中也存在少量Ω相，研究表明［12～14］，這是由于在 Al-Cu-Mg 合金中，Mg 原子與Cu原子之間存在強烈的相互作用，使較大的Mg原子團簇形成幾率降低，只有少量的Mg原子團簇形成，這些團簇偏聚在{111}α面上，為Ω相的形核提供了有利的位置，因而Ω相的形核位置明顯減少。

而在Al-Cu-Mg合金中加入Ag元素之后，合金的時效過程改變，可表示如下［15］:

SSS→Mg共聚團/Mg-Ag共聚團→Ω（Al2Cu）→θ（Al2Cu）

SSS→ Cu 共聚團（GPⅠ）→ GPⅡ/θ″→ θ'（Al2Cu）→θ（Al2Cu）

此時，主要強化相由θ'相和S'相變為Ω相和θ'相，且隨著Ag含量的增加，Ω相的數量逐漸增多。

由于合金時效析出過程的改變，因此也出現了一系列時效特性的變化。由DSC結果可知，隨著Ag含量的增加，GP區逐漸消失，表明Ag的添加在一定程度上抑制了GP區的析出。同時，由時效硬化曲線可知，隨著合金中Ag含量的增加，合金的初始硬化速率明顯加快，欠時效過程縮短，且硬化水平逐漸提高。另外，本實驗中，隨著Ag含量從0.2%到0.5%，再到0.8%，合金的室溫抗拉強度和屈服強度都明顯提高。

從微觀組織來看，由 TEM實驗結果可知，在185℃等溫時效過程中含Ag的Al-Cu-Mg合金中析出了片狀Ω相，且Ag含量的增加提高了Ω相的析出體積分數，減小了Ω析出相的側向長度及其片的厚度，使得強化相更加彌散細小，從而有效地提高合金的強度。這是由于Ag原子與Mg原子的相互作用比Cu原子與Mg原子之間的相互作用強烈，因此，合金淬火后快速形成Mg/Ag原子團簇。Mg的原子半徑比Al的大，而Ag的原子半徑與Al的相當，因此，Mg/Ag原子團簇傾向于{111}面偏聚，以減小彈性應變能，并為Cu原子沿{111}面偏聚提供有利條件。隨著Ag含量的增加，這種相互作用就越強烈，形成的Mg/Ag原子團簇越多，為Cu原子的偏聚提供更多有利條件，進而Ω相的形核位置越多，使得其相互之間發生碰撞的幾率增大，間接降低了其長大速率，使其尺寸減小，并均勻分布于晶內。同時由于從合金4到合金1，采取的峰時效時間是遞增的，Ω相可能隨著時效時間的延長而發生了長大。

Ω相在基體的{111}α面上形核，與基體成共格關系，這使得Ω相與α相之間具有較低的界面能，有助于形核析出［16］。Ag元素對Ω相的形核析出的影響作用很大，這可能是Ag元素改變了Ω相形核析出的熱力學因素，降低了Ω相長大的激活能，加速了Cu原子的擴散速率，從而大大加快了富Cu析出相Ω相的析出速率，進而加快了時效硬化速率，提高了合金的強度。

關于Ω相的結構和化學成分，通常認為是一種面心正交晶系結構的相（Fmmm，a=0.496 nm，b=0.859 nm，c=0.848 nm），呈六方薄片狀，在基體的{111}α面上形成。與基體的位向關系為［17］:

{001}Ω∥ {111}α;［010］Ω∥［101-］α;及［100］Ω∥［12-1］α

在時效過程中析出的這種片層Ω相的尺寸小于不含Ag的合金中析出的θ'片層，具有較高的密度和較小的間距，Ω相細小彌散地分布于基體中，提高了合金室溫的拉伸強度和屈服強度［18］。

鋁為FCC晶體結構，最密堆積面為{111}α面，是原子受剪切應力時的主要滑移面。Al-Cu-Mg-Ag合金在{111}α面共格析出了Ω相，能有效阻止位錯滑動，使得該相具有很好的沉淀硬化能力，可大幅度地提升材料力學性能。Ω相與基體在平行于{111}α方向的錯配度較小，但在垂直于片的方向下的錯配度較大（9%），這種垂直方向上的高錯配度使合金產生了較大的應變場，應變場的增大促進了位錯與應變場的相互作用，使其釘扎位錯的作用進一步加強，阻礙位錯的運動，使位錯運動阻力增大，有效地引起合金的強化。Ω相與位錯的相互作用是通過多重切割機制進行的［19］，這種切割機制不同于一般的共格切割，Ω相與位錯的多重切割導致Ω相發生強化，從而提高位錯運動的阻力，提高強度。

這也就解釋了隨著合金中Ag含量的增加，合金力學性能逐漸提高的原因。

4 結論

（1）微量Ag的添加可有效加快Al-Cu-Mg合金的時效過程，提高合金的時效硬化水平，且隨著Ag含量的增加，合金的硬化水平越高，達到峰值硬度所需的時間越短。同時，Ag的添加抑制了合金中GP區的析出，改變了合金的時效過程。

（2）隨著Ag含量的增加，室溫時Al-Cu-Mg合金的屈服強度和抗拉強度均在一定程度上提高，塑性在一定程度上逐漸降低，但總體保持在較高水平。

（3）不添加Ag的Al-Cu-Mg合金中的主要強化相為θ'相和少量S″相。添加微量 Ag的 Al-Cu-Mg-Ag合金的主要強化相為Ω相和少量θ'相，且隨著Ag含量的增加合金中的Ω相的數量逐漸增加，使得合金的強度逐漸提高。微量Ag促進了合金中Ω相的析出。

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