【正文】 much effect on mechanical properties of the new 2124 thick hotrolled sheet. The suitable solution temperature and time of the alloy are 498 oC and 80 minutes respectively. At this condition, tensile strength σb, yield strength , elongation δ of the alloy is 466MPa, 375MPa, % respectively. Increasing the temperature or extending the time of solution properly can accelerate the solution of the excess phase,which can raise the degree of solution of alloy and improve the strength of alloy, but the excessive temperature or time of solution reduce the elongation of alloy. The main phase of precipitation strength of the 2124 alloy is S′phase. The alloy has strong ageing strengthening characteristic when aging at the temperature of 170 oC, 185 oC and 200 oC. The suitable ageing treatment of the alloy is ageing at 185 oC for 12h. At this condition, tensile strength, yield strength, elongation of the alloy is 483MPa, 454MPa, % respectively. Prestretching can increase the density of dislocation。m1/2 of longitudinal and MPa2xxx 系鋁合金是以 Cu 為主合金元素的鋁合金，它包括 AlCuMg 合金、AlCuMgFeNi 合金和 AlCuMn 合金等，這些合金均屬熱處理可強(qiáng)化鋁合 金。典型的 AlCuMg 系硬鋁主要有 Д12024 及 2A12，其一般特點(diǎn)是：490～525℃固溶淬火（和室溫（自然）或高溫（人工）時效熱處理后，強(qiáng)化效 果明顯。為了解決這一問題，美國和原 1 哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文蘇聯(lián)等國家分別在 2024 合金和 Д16 合金的基礎(chǔ)上，通過降低 Fe、Si 雜質(zhì)含量 和調(diào)整合金化元素含量，開發(fā)出一系列高強(qiáng)高韌性 AlCuMg 合金，如 212 2222322424 及 2048 鋁合金。2124 合金不僅保持了 2024 合金的強(qiáng)度， 而且具有較好的斷裂韌性和疲勞性能。在 F16 上使用的 2124T851 厚板加工件達(dá)到 99 個，總重約 1 噸。東 北輕合金有限責(zé)任公司從“七五”到“十五”期間，共主持了 10 項(xiàng)有關(guān) 2xxx 系鋁合金國家重大課題研究，合作研究的單位還有北京航空材料研究院、東北 大學(xué)以及多個航天院所。2124T851 鋁合金預(yù)拉伸 工業(yè)板材是國家“六五”、“七五”和十號工程期間的重點(diǎn)研究課題。由于受當(dāng)時條件的限 制，工業(yè)板材規(guī)格小、品種少、成品率低，應(yīng)用研究不完善，缺乏綜合驗(yàn)證試 驗(yàn)。這些合金化元素對 AlCuMg 合金的微觀組織和性能均有重要影響。向 AlCu 合金中添加的主要元素為 Mg。由 AlCuMg 系相圖[13] （圖 12）可知，在該系合金中除 θ 和 β 二元相 外，還有 S 相（Al2CuMg）和 T 相（Al6CuMg4）兩個三元相。我國現(xiàn)行的 AlCuMg 系硬鋁合金中，Cu 含量為 ～5 wt.%，一般含 4 wt.%左右。中等含Mg 量的 2124 和 2A12 合金（～ % ）組織為 α（Al）+θ＋S 三相共 晶體，并且隨含 Mg 量增加，共晶體中的 S 相增多。一般說來，若按質(zhì) 量計(jì)算，Cu:Mg≤ 時，形成 S 相；Cu:Mg﹥ 時，形成 S+θ 相或 θ 相。AlCuMg 合金中加 Mn，主要是為了消除 Fe 的有害影響和提高耐蝕性， Mn 的加入還能稍許提高合金的室溫強(qiáng)度，但會使塑性有所降低。但 Mn 含量不能太高（1 wt.%），否則易形成粗大的脆性相，將降低合金的塑性[29]。由于 Ti 的添加量較少，一般見不到含 Ti 相。它們具有細(xì)化晶粒、提高再結(jié)晶溫度的“雙重作用”。又如 在 AlCuMg 系合金中的 2A12，當(dāng)含有 Ni 和 Fe 并且形成 FeNiAl9 相時，由于 這種 FeNiAl9 相能夠阻止位錯運(yùn)動，所以它能夠同量提高室溫和高溫下的力學(xué) 性能，提高耐熱性。Fe 和 Si 主要是存在 于原鋁中，在熔煉時帶進(jìn)合金中的。因而，Si 含量應(yīng)盡可能地降低。Fe 的影響 Fe 所形成的 FeAl3 化合物實(shí)際上不溶于固態(tài)鋁中，并以粗大的 相組成物析出。為了消除 Si 在鑄造和焊接時 的有害影響，應(yīng)使合金中的 Fe 含量為 Si 的 ～ 倍。當(dāng) 有 Mn 存在時，F(xiàn)e 可溶入 Al6Mn 中形成 Al6（FeMn），使 Al3Fe 與鋁基體之間 電位差減小到可以忽略不計(jì)的程度。與AlCu系合金相比，AlCuMg系合金脫溶機(jī)制及各脫溶 產(chǎn)物的研究尚不夠充分。對于S相的結(jié)構(gòu)存在幾種不同的模型，其中被廣泛接受的結(jié)構(gòu)是 Perlitz和Westgren提出來的PW模型，該模型認(rèn)為S ′相與S相具有相似的結(jié)構(gòu)， 只是它們的晶格常數(shù)有微小的差別；現(xiàn)在，多數(shù)研究認(rèn)為S ′相與S相之間就結(jié) 構(gòu)而言是沒有區(qū)別的。這和HREM圖像以及TEM弱的衍射花樣是一致的。 取而代之的是，最近利用三維原子探針(3DAP)的方法研究表明在沉淀初期出現(xiàn) 的 GPB 區(qū)實(shí)際上是 CuMg 原子的聚集區(qū)。S相與基體的取向關(guān)系為：{100}S100 S //{210}α100α，當(dāng)在001方向 觀察時即可看到S相在{210}晶面上析出，并可計(jì)算出S相間的夾角為26176。θ（CuAl2）相也是AlCuMg合金的強(qiáng)化相之一，θ相與基體的 取向關(guān)系為{100}θ100θ//{100}α110α方向，當(dāng)S相與θ相同時析出時，兩者的 取向差為13176。 但當(dāng)時就提出了兩個重要概念。處于不同應(yīng)力場的位錯具有不 同的能量。例 如，溶質(zhì)濃度為 1wt.%（原子比）時，每隔 4~5 個溶劑原子就有一個溶質(zhì)原 子。而對于另一部分位錯段來說，則是從高能位置移向 低能位置，故受到一推力作用。由此而引起的強(qiáng)化稱為內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化，內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化隨析出相的增多 而增強(qiáng)[38]。繞過析出相的顆粒的位錯線在外力作用下將繼續(xù)前進(jìn)所切應(yīng)力 τ 為:τ = 2Gb / L（11）10哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文式中 G—切變模量 B—位錯的柏氏矢量 L—顆粒間距當(dāng)時效進(jìn)行到一定程度后，隨著析出相顆粒的聚集長大，顆粒間距 L 增 大，切應(yīng)力 τ 隨之減小，即硬度和強(qiáng)度下降，這就是所謂過時效的本質(zhì)。在這個理論中，位錯切割沉淀相機(jī)制 （shearing）和位錯繞過沉淀相機(jī)制（bypassing）相競爭，消耗能量較少的機(jī) 制開動。均勻化退火時，主要的組織變化是枝晶偏析消除、非平 衡相溶解和過飽和的過渡元素沉淀，溶質(zhì)的濃度逐漸均勻化。同時，均勻化退火可降低變形抗力，減少變形功消耗，提高設(shè)備生產(chǎn) 效率。如何減少粗大結(jié)晶相顆粒是發(fā)展高性能鋁合 金首先需要解決的問題。這類粗大結(jié)晶相原則上可通過熱處理固溶進(jìn)入基體。經(jīng)過常規(guī)均勻化處理后，晶界和晶內(nèi)仍有大量粗大的12哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文第二相。升溫固溶可使最終固溶溫度超過多相共晶溫度而 不產(chǎn)生過燒組織，提高結(jié)晶相固溶程度。單級時效的基本參數(shù)是加熱溫度和保溫時間，加熱速度和冷卻速度影響較 小，一般不予考慮。時效溫度是影響合金時效沉淀速率的主要因 素，同時合金的沉淀序列也與它有關(guān)。因此，在不同時效制度下可得到數(shù)量不同、形態(tài)各異的S ′相、S 相以及不 同晶界狀態(tài)的顯微組織。這種不均勻性對常規(guī)力學(xué)性能、抗蝕性和斷裂韌性等都有較 大影響。對于 AlCuMg 系合金，分級時效工藝為：第一級時效是在 TTC 條件下 長時間時效，使晶內(nèi)和晶界上同時析出強(qiáng)化相并使晶界上的析出相聚集成粗大 的質(zhì)點(diǎn)，增大析出質(zhì)點(diǎn)的距離，相對減少晶界析出，凈化晶界，從而提高合金 的抗蝕性和斷裂韌性，并使其具有良好的綜合力學(xué)性能。為 發(fā)展既有高強(qiáng)度同時又有可接受的斷裂韌性和抗腐蝕性能的鋁合金，人們曾經(jīng) 試圖通過兩種不同的途徑來接近這一目標(biāo)，一種為 RRA 處理，另一種為形變 熱處理（TMT）。若在變形期間或變形之后合金發(fā)生相變，那么變形時缺陷組態(tài)及缺陷 密度的變化對新相形核動力學(xué)及新相的分布影響很大。變形時導(dǎo)入的位錯，為降低能量往往通過滑移、攀移等運(yùn)動組合成二維或 三維的位錯網(wǎng)絡(luò)。前者是改 善鋁合金的成形性，獲得超塑性或提高鋁合金的綜合性能；后者包括：（1） 冷加工和低溫時效，目的是不降低塑性和韌性的條件下提高強(qiáng)度；（2）溫加 工和較高溫度時效，目的是獲得最佳強(qiáng)度和抗應(yīng)力腐蝕性能的配合或提高合金 的熱穩(wěn)定性。 合金的斷裂韌性按照傳統(tǒng)力學(xué)設(shè)計(jì)，只要求工作應(yīng)力 σ 小于許用應(yīng)力[σ]，就被認(rèn)為是安全 的了。隨后的研究發(fā)現(xiàn)，低應(yīng)力脆斷總是和材料內(nèi)部含有一 定尺寸的裂紋相聯(lián)系的，當(dāng)裂紋在給定的作用應(yīng)力下擴(kuò)展到一臨界尺寸時，就 會突然破裂。15哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文 應(yīng)力場強(qiáng)度因子和斷裂韌性如圖 14[56]所示裂紋，外加應(yīng)力 σ 和裂紋面垂直，稱為張開型裂紋或 I 型 裂紋。KI 稱為應(yīng)力場強(qiáng)度因子，下標(biāo) I 表示裂紋類 型。由此可見，KIC 是材料抵抗裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展能力的度量，是材料抵抗脆性破 壞的韌性參數(shù)。應(yīng)變速率的影響和溫度的影響相 似。不當(dāng)?shù)墓に囍贫仍斐?的氧化物夾雜、金屬夾雜以及合金熔體吸氫引起的針孔等都有害于鋁合金的斷 裂韌性。Fe、Si在高強(qiáng)鋁合金中形成的粗大Al6（Mn、 Fe）、Al12（Fe、Mn）3等脆性雜質(zhì)相視一鏈狀形式沿邊形方向分布[65, 66]。另外，已有文獻(xiàn)證明[7072]，合金的斷裂韌性在很大程度上與現(xiàn)已查明的微 組織中存在的第二相質(zhì)點(diǎn)數(shù)量、大小和形狀有關(guān)。也就是說，第二相的尺寸越 小，質(zhì)點(diǎn)間距越大，斷裂韌性就越高。鋁合金的斷裂 韌度和晶粒尺寸呈線性關(guān)系，晶粒越粗，KIC 越小。故添加 Cr、Zr 等元素會提高高強(qiáng)鋁合金的 斷裂韌性，同時還提高了合金強(qiáng)度。 研究目的、意義和內(nèi)容20 世紀(jì) 60 年代以前，飛機(jī)設(shè)計(jì)的主導(dǎo)思想是追求材料有高的靜強(qiáng)度。目前某些規(guī)格的新型 2124 合金預(yù)拉伸厚板尚不具備批量生產(chǎn)能 力，不能給新一代飛機(jī)提供合格的材料。本文中的熱處理工藝 研究主要采用 40mm 厚板開展。為制定合理的固溶處理實(shí)驗(yàn)工藝，參考各國與本合金成分相近的固溶熱 處理制度，確定 470℃、480℃、490℃、500℃、510℃、520℃為固溶溫度的試 驗(yàn)點(diǎn)，得到優(yōu)化的固溶溫度，再以 40 min、60 min、80 min、100 min、120 min 為固溶時間的試驗(yàn)點(diǎn)，從而確定固溶溫度和固溶時間的最優(yōu)化方案，具體 實(shí)驗(yàn)方案見表 22。2℃。拉伸試驗(yàn)在 WDW100A 電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)上完成。21哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文圖 21 拉伸力學(xué)性能試樣圖 斷裂韌性試驗(yàn)選用標(biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸試樣進(jìn)行平面應(yīng)變斷裂韌性 KIC 試驗(yàn)，每組試驗(yàn)取 4 個 試樣分別測定 KIC 值，將其平均值作為該組的 KIC。軋制方向圖 22 斷裂韌性及抗應(yīng)力腐蝕試樣的取樣方向及部位22哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文圖 23 斷裂韌性試樣圖 顯微組織結(jié)構(gòu)分析 金相組織觀察金相樣品的制備及觀察過程：(1) 取樣：直接用鋸弓鋸切，焊接接頭沿垂直焊縫的方向，采用鋸切的辦 法橫向取樣。主要 觀察合金組織的晶粒大小、晶粒形貌、變形情況、再結(jié)晶情況及第二相粒子的大小、形貌、分布等。斷口受污染或氧化時，檢驗(yàn)前必須經(jīng)過酒精清洗。透射電子顯微組織結(jié)構(gòu)觀察在日產(chǎn) H800 分析電鏡上進(jìn)行，主要觀察合金 晶粒形態(tài)，并分析析出粒子的尺寸、形貌、分布等。/min，取樣步長 176。25哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文第 3 章 2124 合金固溶和時效工藝研究 2124 合金熱軋板的過燒溫度分析 2124 合金均勻化處理及熱軋加工后還有一定數(shù)量的較粗大殘留第二相，若 使這些相溶解，充分發(fā)揮合金元素的時效強(qiáng)化作用，應(yīng)該在不發(fā)生過燒的前提 下適當(dāng)提高固溶處理溫度