【文章內(nèi)容簡介】 等[2224]。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。 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 高的強度。Cu 提高合金的強度與硬度，而使其延伸率略有下降。AlCu 合金具 有時效特性，在工業(yè)中應用的大多數(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 效后的力學性能，而且能顯著提高人工時效后的強度；但是隨著 Mg 含量增加 合金的延伸率有較大降低。對于 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 Fe 與 Si 形成 αAlFeSi 時對合金性能的不良影響 很小。Si 還能與 Mg 形成少量的強化相 Mg2Si，對時效強化過程有影響。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.%時出現(xiàn) α（Al）+θ 兩相共晶 組織。AlCu 合金中同時含有 Mg，而且 Mg﹥ wt.%，Si≤ wt.%Mg 含量時 出現(xiàn) S 相，Si﹥ wt.%Mg 時，Mg 全部生成 Mg2Si 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。Mg 含量范圍 4 哈爾濱工業(yè)大學工學碩士學位論文較大，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化相為 θ（CuAl2）和 S（Al2CuMg）相。硬鋁中 以 S 相的過渡相強化效果最好，θ 相的過渡強化效果稍次。一般說來，若按質(zhì) 量計算，Cu:Mg≤ 時，形成 S 相；Cu:Mg﹥ 時，形成 S+θ 相或 θ 相。圖 12 AlCuMg 系三元相圖[ 13]文獻[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，在稍降低拉伸強度下，提高斷裂韌性50%。 5 哈爾濱工業(yè)大學工學碩士學位論文 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， 合金的強度增加，但延伸率卻有所下降。在鋁合金中還沒有一種合金元素能使 合金的強度與塑性同時達到最高值。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度，但會使塑性有所降低。此外，Mn 能阻止鋁合金的再結(jié)晶過程，提高再結(jié)晶溫度，并能顯著細化再結(jié)晶晶粒，再 結(jié)晶晶粒的細化主要是因為 MnAl6 化合物彌散質(zhì)點可有效阻礙再結(jié)晶晶粒的長 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 合金的人工時效過程，提高合金的耐熱 強度。此外，Mn 也是使 AlCuMg 合金具有擠壓效應的主要因素之一。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，主要作用是細化鑄造組織和焊縫組織，減 小開裂傾向，提高材料力學性能。Ti 加入鋁中形成 Al3Ti，與熔體產(chǎn)生包晶反 應而成為非自發(fā)核心，有細化晶粒的作用。AlTi 系產(chǎn)生包晶反應時 Ti 的臨界 含量約為 wt.%。由于 Ti 的添加量較少，一般見不到含 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、適當縮短保溫時間，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，以提高抗拉強度等機械性能[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 相應的牌號相同的 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)大學工學碩士學位論文由于 Mn 本身就是主要合金化元素，因此它們具的提高再結(jié)晶溫度和強度，特 別是屈服強度的作用，這也是十分重要的一個內(nèi)容。（2）提高力學性能 在變形鋁合金中，只要經(jīng)過適當加工和處理，一般凡加有 能夠起細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，能夠提高高溫強度和彈性模量。又如 在 AlCuMg 系合金中的 2A12，當含有 Ni 和 Fe 并且形成 FeNiAl9 相時，由于 這種 FeNiAl9 相能夠阻止位錯運動，所以它能夠同量提高室溫和高溫下的力學 性能，提高耐熱性。但是，F(xiàn)e、Ni 絕對不能形成 AlCuNi 相，否則 2A12 的強 度性能反而會下降。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 學性能都比較高，滿足了產(chǎn)品設(shè)計要求。 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，在熔煉時帶進合金中的。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 wt.%，能提高人工時效的速度和強度，而不影響自然時效能力。因為 Si 和 Mg 形成了 Mg2Si 相，有利于人工時效效果。但 Mg 含量提高到 wt.%時，經(jīng)淬 火自然時效或人工時效處理后，合金的強度和耐熱性能隨 Si 含量的增加而下 降。因而，Si 含量應盡可能地降低。除此之外，Si 含量增加還會使 2A1 2A06 等合金鑄造形成裂紋傾向增加，鉚接時塑性下降。因此，合金中地 Si 含 量一般限制在 ～ wt.%。要求塑性高地合金，Si 含量應更低些。Fe 的影響 Fe 所形成的 FeAl3 化合物實際上不溶于固態(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發(fā)生開裂。當存在 Si 時，少量的 Fe（～ wt.%）對合金的力學性能沒有不利影 7 哈爾濱工業(yè)大學工學碩士學位論文響，還可以大大減少鑄造和焊接時的裂紋傾向。為了消除 Si 在鑄造和焊接時 的有害影響，應使合金中的 Fe 含量為 Si 的 ～ 倍。Fe 含量更高時，由于Fe 與 Cu 形成不溶相 Cu2FeAl7 或者（CuFe）Al7（當合金中無 Mn 時），或 AlFeSiMn、AlCu FeSiMn 相（當合金中含 Mn 時），使參加熱處理強化的 Cu 含量減少，從而使合金的室溫性能降低。同時，由于不溶相數(shù)量的增加而使塑性 降低。另外，F(xiàn)eAl3 有細化再結(jié)晶晶粒的作用，但對抗腐蝕性能影響較大。當 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?，為使鑄造和變形 AlCuMg 系鋁合金獲得較高的塑性，應盡可能降 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)展而來的，其時效沉淀順序、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)進行的。與AlCu系合金相比，AlCuMg系合金脫溶機制及各脫溶 產(chǎn)物的研究尚不夠充分。為了了解AlCuMg合金的硬化機理，首先說明它的時效沉淀序列。關(guān)于 AlCuMg合金時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代表過飽 和固溶體。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)研究認為S ′相與S相之間就結(jié) 構(gòu)而言是沒有區(qū)別的。關(guān)于 S ′′ 相或GPB2的存在還有爭議，對于它的晶體結(jié)構(gòu) 也有各種不同的說法。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)大學工學碩士學位論文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)象來解 釋的。然而，最近有評論指出這種 GPB 區(qū)存在的證據(jù)是不完整的。自從 50 年 代以來，還沒有一種關(guān)于含有 Cu、Mg 的 GPB 區(qū)的模型被證實是獨立完整的。 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)實際上是 CuMg 原子的聚集區(qū)。在硬化過程的第一階段通過傳統(tǒng)的 TEM 不能觀察到明顯的沉淀，但是 DSC 實驗可以清晰的顯示出形成的亞穩(wěn)態(tài) 沉淀析出相。文獻[37]指出，AlCuMg 系合金中 GP 區(qū)的形成過程與之不同，分為兩個 階段，在自然時效狀態(tài)下，AlCuMg 系合金中沒有任何新相析出，但 X 射線 研究證實，該情形下淬火后過飽和固溶體晶格內(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，當在001方向 觀察時即可看到S相在{210}晶面上析出，并可計算出S相間的夾角為26176。30′ ， 63176。30′和90176。 角。θ（CuAl2）相也是AlCuMg合金的強化相之一，θ相與基體的 取向關(guān)系為{100}θ100θ//{100}α110α方向，當S相與θ相同時析出時，兩者的 取向差為13176。15′（76176。45′）。 硬化機理早期對時效硬化合金硬化機理的解釋，由于缺乏實驗資料而受到了限制。 但當時就提出了兩個重要概念。其中一個認為硬化（或合金形變阻力增加）是 由于質(zhì)點沉淀在晶體學平面上阻礙滑移而引起的。從本質(zhì)上來說，現(xiàn)代的沉淀 硬化概念就是用位錯理論來考慮。因為時效硬化合金的強度是受運動位錯和沉 淀物的相互作用控制，因此，時效硬化機理可按位錯與析出相交互方式的不 同，分為應變強化機制、位錯切過機制和繞過機制三類： 內(nèi)應變強化 一般認為，由于析出相的點陣結(jié)構(gòu)及點陣參數(shù)均與母相不同，在析出相周 9 哈爾濱工業(yè)大學工學碩士學位論文圍將產(chǎn)生不均勻畸變區(qū)，即形成不均勻應力場。處于不同應力場的位錯具有不 同的能量。為了降低系統(tǒng)能量，位錯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，在每一個溶質(zhì)原子 周圍均形成一定的應力場。由于溶質(zhì)原子數(shù)量多，相應溶質(zhì)原子間距很小。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。由于位錯曲率半徑愈小，則使位錯彎曲所需的力就愈大，所以要使位錯繞 過每一個溶質(zhì)原子而使位錯的每一段都處于能谷位置是不可能的?？赡艿那闆r 是，部分位錯段處于能峰這一側(cè)，而部分位錯段則處于能峰另一側(cè)。當該位錯 線在外力作用下移動時，對于部分位錯段來說，則是從低能位置移向高能位