【正文】 1 2124 合金的化學(xué)成分（wt.%）SiFeCuMnMgCrTiTi+ZrZn其它雜質(zhì)Al單個(gè)總和~~~余量 熱處理工藝 固溶處理工藝鋸切 20 mm 100 mm 100 mm 試塊在 XL1 型箱式茂福電爐中進(jìn)行固溶處 理，爐溫的誤差控制在177。本研究的目的就是為了滿足新一代飛 機(jī)用高性能鋁合金材料國(guó)產(chǎn)化批量生產(chǎn)的迫切需要，優(yōu)化已有的合金制備工18哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文藝，補(bǔ)充尚未研究的內(nèi)容，通過(guò)研究新型 2124 合金固溶時(shí)效制度、不同厚度 新型 2124 合金板材的斷裂韌性以及微觀組織和影響機(jī)制，保證新型 2124 合金 預(yù)拉伸厚板的性能和組織，實(shí)現(xiàn)穩(wěn)定的產(chǎn)業(yè)化批量生產(chǎn)供貨；使批生產(chǎn)的鋁合 金厚板與進(jìn)口實(shí)物水平相當(dāng)。隨 著飛機(jī)使用經(jīng)驗(yàn)的積累，對(duì)材料提出越來(lái)越高的要求。但若進(jìn)行高溫均勻化退火，富 Cr、Zr 的 第二相質(zhì)點(diǎn)粗化，失去抑制晶粒長(zhǎng)大的作用，并在熱處理后形成完全再結(jié)晶組 織，其斷裂性則不會(huì)太好[77]。而各種再結(jié)晶情況下，未 再結(jié)晶的纖維狀組織斷裂韌性最高，粗等軸晶最差[76]。17哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文合金中影響斷裂韌性的第二相，除時(shí)效時(shí)析出的強(qiáng)化相質(zhì)點(diǎn)和抗再結(jié)晶元 素在均勻化及熱加工時(shí)析出的彌散相以外，主要是在鑄造過(guò)程中形成的含有鐵 硅、錳，有時(shí)還含有銅的不可溶相和可溶相的未溶質(zhì)點(diǎn)。一般隨著第二相數(shù)量、尺寸 的減少，形狀的球化，合金的斷裂韌性值增大在晶界形成的較粗大的第二相會(huì) 進(jìn)一步削弱晶界強(qiáng)度降低合金斷裂韌性。這些 相的存在使局部塑性變形能力降低，并減弱了材料對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻力，從而降 低了材料的斷裂韌性[67]。因此良好熔煉鑄造工藝制度的確保對(duì)于提高鋁合金斷裂韌性有重要意 義。增加應(yīng)變速率和降低溫度的影響是一致的。 材料的斷裂韌性隨著板材或構(gòu)件截面尺寸的增加而逐漸減 小，最后趨于一穩(wěn)定的最低值，即平面應(yīng)變斷裂韌性 KIC[63]，這是一個(gè)從平面 應(yīng)力向平面應(yīng)變轉(zhuǎn)化的過(guò)程。圖 14 張開(kāi)型裂紋隨外應(yīng)力的增加，KI 增大，內(nèi)應(yīng)力場(chǎng)也就越大。在線彈性條件下可以證明在裂紋延長(zhǎng)線上（即圖中 x 軸上），裂紋尖端應(yīng)力場(chǎng)的存在：σ y = σ x = k I / (2πr)1/2 ， k I =Yσ(α)1/2（12）其中，r 是離裂紋尖端的距離，Y 是和裂紋形狀、試樣類(lèi)型和加載方式等有關(guān) 的量。因?yàn)閭鹘y(tǒng)力學(xué)或經(jīng)典的強(qiáng)度理論解決不了帶裂紋構(gòu)件的斷裂問(wèn) 題，斷裂力學(xué)就應(yīng)運(yùn)而生。對(duì)塑性材料而言[σ]=σs/n，對(duì)脆性材料而言[σ]=σb/n，其中 n 為安全系 數(shù)。冷加工和低溫時(shí)效通常是在固溶處理后冷變形，再自然或人工時(shí) 效。因此，與常規(guī)熱處理相比，形變熱處理后金屬的主要組織特 征是具有高的位錯(cuò)密度以及由位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)形成的亞結(jié)構(gòu)（亞晶）。反之，新相的形成往往 又對(duì)位錯(cuò)等缺陷的運(yùn)動(dòng)起釘扎、阻滯作用，使金屬中的缺陷穩(wěn)定。形變熱處理（Thermomechanical Treatment）就是塑性變形與 熱處理同時(shí)作用于合金的工藝，是把時(shí)效硬化和加工硬化相結(jié)合的一種方法， 目前被廣泛用于鋁合金以提高其強(qiáng)度和耐熱性能。從組織變化角度看，鋁合金時(shí)效過(guò)程可以分為三個(gè)階段：首先是形成 GP 區(qū)；其次是形成過(guò)渡的強(qiáng)化相（此時(shí)強(qiáng)度達(dá)到最大值）；最后是析出相聚集長(zhǎng) 大。分級(jí)時(shí)效熱處理是從顯微組織入手，改善合金力學(xué)性能，提高其抗蝕 性和斷裂韌性的有效方法。 分級(jí)時(shí)效電子顯微鏡分析固溶、時(shí)效后的鋁合金組織表明：其顯微組織是不均勻 的。由于沉淀相的尺寸隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng) 而增大，所以時(shí)效時(shí)間不宜過(guò)長(zhǎng)，以防過(guò)時(shí)效的發(fā)生[4448]。大部分熱處理可強(qiáng)化的鋁合金淬火后都有自然時(shí)效效應(yīng)。 單級(jí)時(shí)效時(shí)效就是將固溶態(tài)的合金在一定溫度下保持適當(dāng)時(shí)間，使固溶得到的過(guò)飽 和固溶體發(fā)生分解，從而大大提高合金強(qiáng)度的過(guò)程。而經(jīng)強(qiáng)化均勻化處理的組織中第二相尺寸有所減小。顯然，通過(guò)強(qiáng)化固溶 過(guò)程，將這類(lèi)非平衡凝固形成的多相組織盡可能徹底轉(zhuǎn)變?yōu)楣倘荏w組織，充分 發(fā)揮合金元素的有益作用，無(wú)疑是提高合金力學(xué)性能的有效途徑。合金元素和雜質(zhì)元素含量超過(guò)在鋁中的極限固溶度即 導(dǎo)致粗大的化合物結(jié)晶顆粒。均勻化退火可消除鑄錠殘余應(yīng)力，改善鑄錠的機(jī)械加工性能。在均勻化退火過(guò) 程中，不溶的過(guò)剩相也會(huì)發(fā)生聚集、球化。切變強(qiáng)度繞過(guò)顆粒尺寸圖 13 鋁合金沉淀強(qiáng)化示意圖[39, 40] AlCuMg 系合金的熱處理 鑄錠均勻化處理對(duì)于變形鋁合金來(lái)說(shuō)，鑄錠的組織狀態(tài)不僅直接關(guān)系到鑄錠的變形性能， 而且對(duì)后續(xù)的加工工序以及最終制品性能都有遺傳效應(yīng)，這種遺傳效應(yīng)是非常 穩(wěn)定的。典型 的時(shí)效硬化曲線為一條開(kāi)口向下的拋物線，與位錯(cuò)切過(guò)沉淀物轉(zhuǎn)變到繞過(guò)沉淀 物相聯(lián)系，強(qiáng)度隨時(shí)效時(shí)間先增大后減小。 切過(guò)析出相顆粒強(qiáng)化 若析出相顆粒位于位錯(cuò)線的滑移面上，且析出相不太硬時(shí)，位錯(cuò)線可以切過(guò)析出相顆粒而強(qiáng)行通過(guò)。阻力和推力大致相當(dāng)，故固溶狀態(tài)下的溶質(zhì)原 子所形成的應(yīng)力場(chǎng)不能阻止位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，此時(shí)的固溶體處于較軟狀態(tài)。由于位錯(cuò)曲率半徑愈小，則使位錯(cuò)彎曲所需的力就愈大，所以要使位錯(cuò)繞 過(guò)每一個(gè)溶質(zhì)原子而使位錯(cuò)的每一段都處于能谷位置是不可能的。為了降低系統(tǒng)能量，位錯(cuò)均力圖處于低能位置，即能谷位置。其中一個(gè)認(rèn)為硬化（或合金形變阻力增加）是 由于質(zhì)點(diǎn)沉淀在晶體學(xué)平面上阻礙滑移而引起的。15′（76176。30′ ， 63176。在硬化過(guò)程的第一階段通過(guò)傳統(tǒng)的 TEM 不能觀察到明顯的沉淀，但是 DSC 實(shí)驗(yàn)可以清晰的顯示出形成的亞穩(wěn)態(tài) 沉淀析出相。GPB 區(qū)存在的證據(jù)最初是用 X 射線散射作用所產(chǎn)生的微弱的衍射現(xiàn)象來(lái)解 釋的。關(guān)于 S ′′ 相或GPB2的存在還有爭(zhēng)議，對(duì)于它的晶體結(jié)構(gòu) 也有各種不同的說(shuō)法。為了了解AlCuMg合金的硬化機(jī)理，首先說(shuō)明它的時(shí)效沉淀序列。因此，在鋁合金中加入少量 Mn，減小 Fe 的有害作用是其目的之一。Fe 含量更高時(shí)，由于Fe 與 Cu 形成不溶相 Cu2FeAl7 或者（CuFe）Al7（當(dāng)合金中無(wú) Mn 時(shí)），或 AlFeSiMn、AlCu FeSiMn 相（當(dāng)合金中含 Mn 時(shí)），使參加熱處理強(qiáng)化的 Cu 含量減少，從而使合金的室溫性能降低。Fe 還與合金中的其它元素（Cu、Mn、Si）形成不溶性化合 物。除此之外，Si 含量增加還會(huì)使 2A1 2A06 等合金鑄造形成裂紋傾向增加，鉚接時(shí)塑性下降。Fe 和 Si 分別和主要合金元素形成 Mg2Si 和 FeAl3 相，其影響分別如下：Si 的影響 Mg 含量低于 wt.%的 AlCuMg 系合金，Si 含量超過(guò) wt.%，能提高人工時(shí)效的速度和強(qiáng)度，而不影響自然時(shí)效能力。但是，F(xiàn)e、Ni 絕對(duì)不能形成 AlCuNi 相，否則 2A12 的強(qiáng) 度性能反而會(huì)下降。另外， 6 哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文由于 Mn 本身就是主要合金化元素，因此它們具的提高再結(jié)晶溫度和強(qiáng)度，特 別是屈服強(qiáng)度的作用，這也是十分重要的一個(gè)內(nèi)容。除 Mn、Ti 之外，鋁合金中的還含有 Zr、Cr 等微量元素，這些微量元素 的加入對(duì)鋁合金的組織性能均有一定影響。 鈦的影響Ti 是鋁合金中常用的添加元素，主要作用是細(xì)化鑄造組織和焊縫組織，減 小開(kāi)裂傾向，提高材料力學(xué)性能。此外，Mn 能阻止鋁合金的再結(jié)晶過(guò)程，提高再結(jié)晶溫度，并能顯著細(xì)化再結(jié)晶晶粒，再 結(jié)晶晶粒的細(xì)化主要是因?yàn)?MnAl6 化合物彌散質(zhì)點(diǎn)可有效阻礙再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng) 大；MnAl6 的另一作用是能溶解雜質(zhì) Fe，形成（FeMn）Al6，減小 Fe 的有害 影響。圖 12 AlCuMg 系三元相圖[ 13]文獻(xiàn)[2628]指出，2124合金隨Cu含量的增加斷裂韌性依次降低；高韌性 2048合金則是在2024合金成份基礎(chǔ)上減少Fe、Si雜質(zhì)及Mn含量外，并控制Cu ～ wt.%之間，在稍降低拉伸強(qiáng)度下，提高斷裂韌性50%。高含 Mg 量的 2A0 2A04 和 2A02 合金（～% ），由于合金成分已處在相圖的 α（Al） +S 兩相區(qū)內(nèi)，故這些合金的鑄態(tài)組織中 θ 相已不存在，只有 α+S 兩相共晶 體。Mg 含量范圍 4 哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文較大，從 ～ wt.%，合金中相組成主要取決于 Mg 的含量。工業(yè) AlCuMg系合金中，不出現(xiàn) T 和 β 相，只有 α（Al）+θ 和 α（Al）+S 兩相共晶或 α （Al）+θ+S 三相共晶。Mg 不但提高 AlCu 合金自然時(shí) 效后的力學(xué)性能，而且能顯著提高人工時(shí)效后的強(qiáng)度；但是隨著 Mg 含量增加 合金的延伸率有較大降低。 主合金元素AlCu 合金的 Cu 含量為 2～10 wt.%，其中含 4～6 wt.% Cu 的合金具有最 高的強(qiáng)度。因此，國(guó)產(chǎn) 2124T851 鋁合金預(yù)拉伸工業(yè)板材沒(méi)有在型號(hào)上得到應(yīng)用[21]。該項(xiàng)目于 86 年 1 月立項(xiàng)，研制階段要求提供厚度為 25 mm 和 38 mm 的典型件，并要求 產(chǎn)品性能完全符合美標(biāo) AMS4101 的技術(shù)要求，要與美國(guó)宇航結(jié)構(gòu)材料手冊(cè)公 3 哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文布的數(shù)據(jù)或進(jìn)口材料的實(shí)測(cè)數(shù)據(jù)相當(dāng)。通過(guò)這些課題的實(shí)施，我國(guó)高強(qiáng)鋁合金研究水平基本 跟上了世界研究的步伐，有一些研究成果達(dá)到了國(guó)外先進(jìn)水平，并具備了批量 生產(chǎn)能力。目前 2124 鋁合金仍廣泛用于美國(guó) 的第四代戰(zhàn)機(jī) F2F35 的主體結(jié)構(gòu)件，并在未來(lái)軍用及民用飛機(jī)上有著廣 闊的應(yīng)用前景。其厚板的延伸率和斷裂韌性優(yōu)于 2024 合金厚板，尤其是短橫向性能更為突出，是韌性好、疲勞強(qiáng)度高和抗應(yīng)力腐蝕 性能好，綜合性能優(yōu)良的高純航空鋁合金。另外，為了提高該系合金的耐熱性能，又 通過(guò)添加 Ni 的方法開(kāi)發(fā)出 2618 鋁合金；為了進(jìn)一步獲得良好的焊接性能和韌 性，相繼開(kāi)發(fā)了 2212412512021 和 2004 鋁合金。對(duì)比于 AlMg 系、AlMgSi 系、AlZnMgCu 系等其他鋁合金，AlCuMg 系鋁合金的耐熱性高。該系鋁合金特點(diǎn)是強(qiáng)度高，耐熱性能和加工性能優(yōu)良，但耐蝕性不如大多 數(shù)其它鋁合金，在一定條件下會(huì)產(chǎn)生晶間腐蝕，因此，板材往往需要包覆一層 鋁，或一層對(duì)芯板有電化學(xué)保護(hù)的 6xxx 系鋁合金，以提高其耐腐蝕性能[3]。m1/2 of lateral direction respectively。 Comparing with the T6 peakaged, the T8 peakaged of prestretching treatment of 2% deformation have a more disperse, homogeneous and finer S′phase, which can increase the strength. The fatigue toughness of new 2124 aluminum alloy plates decrease with the increase of the plate thickness, but their values were approximate. Under T851 state, the longitudinal facture toughness of new 2124 aluminum alloy with 40mm thickness was best, which reached MPam1/2，橫向?yàn)? MPa鋁合 金板材斷裂韌性會(huì)隨著板材厚度的增加而降低，在本研究中，三個(gè)厚度板材 斷裂韌性相近似。經(jīng)此制度固溶處理后冷水淬火，于 185℃時(shí)效 12h，合金具有較好的強(qiáng)度、塑性配合。結(jié)果表明：固溶溫度和固溶時(shí)間對(duì)新型 2124 合金熱軋厚板的拉伸力學(xué)性能影響較大，合金適宜的固溶溫度為 498℃，固溶時(shí)間為 80 min。在此條件下，合金的抗拉強(qiáng)度 σb、屈 服強(qiáng)度 和延伸率 δ 分別為 483 MPa、454 MPa 和 %；預(yù)拉伸變形處理 增加了合金的位錯(cuò)密度，與淬火+峰時(shí)效相比，經(jīng)過(guò) 2%預(yù)拉伸處理的淬火+ 預(yù)拉伸+峰時(shí)效合金 S′相分布更加彌散均勻細(xì)小，從而提高合金強(qiáng)度。m1/2 ；而綜合而言 30mm 厚板材斷裂韌性最好，縱向?yàn)? MPa The fracture toughness of new 2124 aluminum alloy plates of T851 state which contain different thicks were investigated using MTS. Meanwhile, the influences of the microstructure on the alloy’s fracture toughness were researched using scaning electron microscopy. The results show that: The temperature and time of solution have