【文章內(nèi)容簡(jiǎn)介】 等[2224]。這些合金化元素對(duì) AlCuMg 合金的微觀組織和性能均有重要影響。 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。Cu 提高合金的強(qiáng)度與硬度，而使其延伸率略有下降。AlCu 合金具 有時(shí)效特性，在工業(yè)中應(yīng)用的大多數(shù)為含有其它元素的多元 AlCu 合金[25]。向 AlCu 合金中添加的主要元素為 Mg。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。對(duì)于 Mg 含量低的 Al4 wt.% wt.% Mg 合金，雜質(zhì) Fe 和 Si 的含量一定要搭配好，以免鐵形成 Cu2FeAl7，而不是成 AlFeSi，降低熱處理效果；當(dāng) Fe 與 Si 形成 αAlFeSi 時(shí)對(duì)合金性能的不良影響 很小。Si 還能與 Mg 形成少量的強(qiáng)化相 Mg2Si，對(duì)時(shí)效強(qiáng)化過(guò)程有影響。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(gè)三元相。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。合金中 Cu 含量大于 2 wt.%時(shí)出現(xiàn) α（Al）+θ 兩相共晶 組織。AlCu 合金中同時(shí)含有 Mg，而且 Mg﹥ wt.%，Si≤ wt.%Mg 含量時(shí) 出現(xiàn) S 相，Si﹥ wt.%Mg 時(shí)，Mg 全部生成 Mg2Si 相。我國(guó)現(xiàn)行的 AlCuMg 系硬鋁合金中，Cu 含量為 ～5 wt.%，一般含 4 wt.%左右。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。2A 2A02A12B11 和 2A11 合金含 Mg 量小于 wt.%，Mg 除溶入 α（Al）外，剩余的 Mg 優(yōu)先與硅生成 Mg2Si 相，很少有過(guò)剩 Mg 生成 S 相。因此這些 合金中，主要是 α（Al）+θ 兩相共晶體，即使出現(xiàn) S 相，數(shù)量也較少。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。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。該系列的合金的最主要強(qiáng)化相為 θ（CuAl2）和 S（Al2CuMg）相。硬鋁中 以 S 相的過(guò)渡相強(qiáng)化效果最好，θ 相的過(guò)渡強(qiáng)化效果稍次。一般說(shuō)來(lái)，若按質(zhì) 量計(jì)算，Cu:Mg≤ 時(shí)，形成 S 相；Cu:Mg﹥ 時(shí)，形成 S+θ 相或 θ 相。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%。 5 哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文 微量元素 錳的影響2xxx 系合金通常都含有少量的 Mn，在 Mn 和、或 Mg 的含量都增加時(shí)， 合金的強(qiáng)度增加，但延伸率卻有所下降。在鋁合金中還沒(méi)有一種合金元素能使 合金的強(qiáng)度與塑性同時(shí)達(dá)到最高值。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(huì)使塑性有所降低。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。Mn 還能延遲和減弱 AlCuMg 合金的人工時(shí)效過(guò)程，提高合金的耐熱 強(qiáng)度。此外，Mn 也是使 AlCuMg 合金具有擠壓效應(yīng)的主要因素之一。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]。 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。Ti 加入鋁中形成 Al3Ti，與熔體產(chǎn)生包晶反 應(yīng)而成為非自發(fā)核心，有細(xì)化晶粒的作用。AlTi 系產(chǎn)生包晶反應(yīng)時(shí) Ti 的臨界 含量約為 wt.%。由于 Ti 的添加量較少，一般見(jiàn)不到含 Ti 相。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。概括而言，微量元素的影響主要集 中于下面幾個(gè)方面：（1） 提高再結(jié)晶溫度 在 AlCuMg 系合金中，加入 Mn、Ti、Zr、Cr 等微量合金元素后，它們的熱擠壓棒材、型材等，可以通過(guò)提高制品的熱變形溫 度、降低熱變形程度、降低淬火加熱溫度、適當(dāng)縮短保溫時(shí)間，均有利于提高 再結(jié)晶溫度，從而保留未再結(jié)晶的組織，保留擠壓效應(yīng)，以提高抗拉強(qiáng)度等機(jī)械性能[3034]。新近研制成功的 2124 大規(guī)格鋁合金管材，除含有與 2124，2A12，Д16 等 相應(yīng)的牌號(hào)相同的 Cu、Mg、 Mn 三種主要合金元素外，特地加入了 Zr 和 Ti 兩種微量元素。它們具有細(xì)化晶粒、提高再結(jié)晶溫度的“雙重作用”。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。（2）提高力學(xué)性能 在變形鋁合金中，只要經(jīng)過(guò)適當(dāng)加工和處理，一般凡加有 能夠起細(xì)化晶粒作用和提高再結(jié)晶溫度作用的合金元素和微量合金元素，均能 夠提高該合金的力學(xué)性能及其它有關(guān)性能。在 AlCu 合金中，加入一定量的 Li，能夠提高高溫強(qiáng)度和彈性模量。又如 在 AlCuMg 系合金中的 2A12，當(dāng)含有 Ni 和 Fe 并且形成 FeNiAl9 相時(shí)，由于 這種 FeNiAl9 相能夠阻止位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，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。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。新近研制成功的 2124 大規(guī)格鋁合金管材，由于合金中加 入有 ～ wt.% Zr（Ti+Zr≤.%），所以當(dāng)用這種合金澆成坯錠并經(jīng) 均勻化處理，然后擠壓成鋁管，再經(jīng)熱處理等一系列工藝后，其室溫和高溫力 學(xué)性能都比較高，滿足了產(chǎn)品設(shè)計(jì)要求。 雜質(zhì)元素AlCuMg 系合金中，F(xiàn)e、Si 是主要的有害雜質(zhì)元素。Fe 和 Si 主要是存在 于原鋁中，在熔煉時(shí)帶進(jìn)合金中的。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。因?yàn)?Si 和 Mg 形成了 Mg2Si 相，有利于人工時(shí)效效果。但 Mg 含量提高到 wt.%時(shí)，經(jīng)淬 火自然時(shí)效或人工時(shí)效處理后，合金的強(qiáng)度和耐熱性能隨 Si 含量的增加而下 降。因而，Si 含量應(yīng)盡可能地降低。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。因此，合金中地 Si 含 量一般限制在 ～ wt.%。要求塑性高地合金，Si 含量應(yīng)更低些。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。Fe 還與合金中的其它元素（Cu、Mn、Si）形成不溶性化合 物。這些粗大化合物使合金的塑性降低，并使半成品在變形時(shí)發(fā)生開(kāi)裂。當(dāng)存在 Si 時(shí)，少量的 Fe（～ wt.%）對(duì)合金的力學(xué)性能沒(méi)有不利影 7 哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文響，還可以大大減少鑄造和焊接時(shí)的裂紋傾向。為了消除 Si 在鑄造和焊接時(shí) 的有害影響，應(yīng)使合金中的 Fe 含量為 Si 的 ～ 倍。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。同時(shí)，由于不溶相數(shù)量的增加而使塑性 降低。另外，F(xiàn)eAl3 有細(xì)化再結(jié)晶晶粒的作用，但對(duì)抗腐蝕性能影響較大。當(dāng) 有 Mn 存在時(shí)，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。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?？梢?jiàn)，為使鑄造和變形 AlCuMg 系鋁合金獲得較高的塑性，應(yīng)盡可能降 低 Fe 和 Si 的含量。 AlCuMg 系合金的組織 沉淀順序及沉淀相AlCuMg系合金是基于AlCu系合金發(fā)展而來(lái)的，其時(shí)效沉淀順序、沉淀 相的微觀結(jié)構(gòu)以及性能之間的關(guān)系等方面的研究，都是以AlCu系合金的研究 結(jié)果為基礎(chǔ)進(jìn)行的。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。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。關(guān)于 AlCuMg合金時(shí)效沉淀順序有著不同的看法，其中Bagaryatsky提出了以下的沉 淀順序[35, 36]：SSS→GPB區(qū)→S ′′ /GPB2→S ′ →S（Al2CuMg）。其中SSS代表過(guò)飽 和固溶體。對(duì)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(lái)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(méi)有區(qū)別的。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。Charai 和 Kovarik 等人用高分辨率透射電子顯微方法 （HREM）證明了中間相 S ′′ 相或GPB2的存在[]。提出了 S ′′ /GPB2的一種新的結(jié) 構(gòu)，為Al5(CuMg)3 組成物并為斜方晶體結(jié)構(gòu)，其晶格常數(shù)為a= nm， 8 哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文b= nm，c= nm。這和HREM圖像以及TEM弱的衍射花樣是一致的。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。然而，最近有評(píng)論指出這種 GPB 區(qū)存在的證據(jù)是不完整的。自從 50 年 代以來(lái)，還沒(méi)有一種關(guān)于含有 Cu、Mg 的 GPB 區(qū)的模型被證實(shí)是獨(dú)立完整的。 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)。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。文獻(xiàn)[37]指出，AlCuMg 系合金中 GP 區(qū)的形成過(guò)程與之不同，分為兩個(gè) 階段，在自然時(shí)效狀態(tài)下，AlCuMg 系合金中沒(méi)有任何新相析出，但 X 射線 研究證實(shí)，該情形下淬火后過(guò)飽和固溶體晶格內(nèi)部形成了小的短程有序區(qū)域， 其原子分布為三元化合物。S 相中最近鄰的原子排布有序化，這種排列方式只 能產(chǎn)生很小的晶格畸變，因此，自然時(shí)效狀態(tài)下 S 相的 GP 區(qū)在電鏡下很難觀 察到。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(shí)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。30′ ， 63176。30′和90176。 角。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(shí)析出時(shí)，兩者的 取向差為13176。15′（76176。45′）。 硬化機(jī)理早期對(duì)時(shí)效硬化合金硬化機(jī)理的解釋，由于缺乏實(shí)驗(yàn)資料而受到了限制。 但當(dāng)時(shí)就提出了兩個(gè)重要概念。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。從本質(zhì)上來(lái)說(shuō)，現(xiàn)代的沉淀 硬化概念就是用位錯(cuò)理論來(lái)考慮。因?yàn)闀r(shí)效硬化合金的強(qiáng)度是受運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)和沉 淀物的相互作用控制，因此，時(shí)效硬化機(jī)理可按位錯(cuò)與析出相交互方式的不 同，分為應(yīng)變強(qiáng)化機(jī)制、位錯(cuò)切過(guò)機(jī)制和繞過(guò)機(jī)制三類： 內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化 一般認(rèn)為，由于析出相的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)及點(diǎn)陣參數(shù)均與母相不同，在析出相周 9 哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文圍將產(chǎn)生不均勻畸變區(qū)，即形成不均勻應(yīng)力場(chǎng)。處于不同應(yīng)力場(chǎng)的位錯(cuò)具有不 同的能量。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。在固溶處理狀態(tài)下，溶質(zhì)以原子狀態(tài)存在于溶劑之中，在每一個(gè)溶質(zhì)原子 周圍均形成一定的應(yīng)力場(chǎng)。由于溶質(zhì)原子數(shù)量多，相應(yīng)溶質(zhì)原子間距很小。例 如，溶質(zhì)濃度為 1wt.%（原子比）時(shí)，每隔 4~5 個(gè)溶劑原子就有一個(gè)溶質(zhì)原 子。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?？赡艿那闆r 是，部分位錯(cuò)段處于能峰這一側(cè)，而部分位錯(cuò)段則處于能峰另一側(cè)。當(dāng)該位錯(cuò) 線在外力作用下移動(dòng)時(shí)，對(duì)于部分位錯(cuò)段來(lái)說(shuō)，則是從低能位置移向高能位