【正文】 隨析出相的增多 而增強(qiáng)[38]。位錯線切過析出相顆粒時，不僅需要克服析出相 顆粒所造成的應(yīng)力場，還由于析出相顆粒被切成兩部分而增加了表面能以及改 變了析出相內(nèi)部原子之間的鄰近關(guān)系，因而使能量升高，引起強(qiáng)化[13]。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)。圖 13 為 Kelly 和 Nicholson 對沉淀強(qiáng)化理論的表述[39, 40]。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。這是因為對鑄錠進(jìn)行熱壓力加工時，雖然使組織破碎，但不能完全消 11哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文除成分的微觀不均一性。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。均勻化退火保溫后慢冷時，高溫下 溶入固溶體的溶質(zhì)，將按溶解度隨溫度降低而減小的規(guī)律，在晶粒內(nèi)部均勻地 沉淀析出。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。 固溶處理高強(qiáng)鋁合金的組織特征為固溶體基體上分布著不同尺度的第二相顆粒，其 中有結(jié)晶形成的尺度在微米級以上的粗大化合物顆粒，凝固后高溫沉淀的尺度 在微米以下的化合物顆粒和時效析出的尺度在 以下的化合物微粒。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。事實上，粗大化合物結(jié)晶相的形成還與凝固過程 有關(guān)。這類粗大結(jié)晶相原則上可通過熱處理固溶進(jìn)入基體。文獻(xiàn)[43]針對 7075 和 2024 合金進(jìn)行了強(qiáng)化固溶工藝的研究，文中指出：由 于非平衡凝固，2024 合金鑄態(tài)組織中有大量的共晶沿晶界分布，其中共晶化合 物相分別為 S 相和 θ 相。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。對熱擠壓棒作不 同程度的固溶處理，通過比較可見，強(qiáng)化固溶相對于常規(guī)固溶，其顯微組織中 粗大的第二相尺寸減小，數(shù)量也有所減少。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。時效工藝有等溫時效和分 級時效兩類。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。 自然時效強(qiáng)化是 ，不產(chǎn)生過時效。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)。AlCuMg 合金在固溶處理淬火后，緊接著在強(qiáng)化相固相線下進(jìn)行時效處 理，得到的組織為固溶體基體中均勻分布的針狀S ′過渡相，一旦發(fā)生成核過程 時，晶核的長大速度決定于溶質(zhì)原子向沉淀相的遷移。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。其特點是：在晶界上有晶間析出相，在晶粒內(nèi)部有基體析出相，在晶界兩 側(cè)出現(xiàn)無沉淀析出帶。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。設(shè)合金時效成核溫度為 TC，實際時效溫度為 T，則在 TTC 下時效，可形 成大量的析出相晶核；而在 TTC 下時效，不易形成析出相晶核，只在位錯多 的地方（如晶界處）形成大的質(zhì)點，因此，在這種溫度下時效有聚集時效作 用。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，增大析出質(zhì)點的距離，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。分級時效的目的是造成第三階段的條件，強(qiáng)度性能略有降低，而塑性、韌 性及耐蝕性能得到提高，從而使合金具有較高的綜合力學(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）。對于 AlCuMg 合金，時效 前通過冷變形引入位錯，有助于 S′（Al2CuMg）相的形核，加速時效硬化速 率，提高合金抗拉強(qiáng)度[57, 58]。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。由此可見，14哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文形變熱處理強(qiáng)化不能簡單視為形變強(qiáng)化及相變強(qiáng)化的疊加，也不是任何變形與 熱處理的組合，而是變形與相變既相互影響又相互促進(jìn)的一種工藝。變形時導(dǎo)入的位錯，為降低能量往往通過滑移、攀移等運動組合成二維或 三維的位錯網(wǎng)絡(luò)。形變熱處理所 帶來的形變強(qiáng)化實質(zhì)就是這種亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化[57, 58]。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。但一般采用的冷變形量不超過 30%。 合金的斷裂韌性按照傳統(tǒng)力學(xué)設(shè)計，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。經(jīng)典的強(qiáng)度理論無法解釋為什么工作應(yīng)力遠(yuǎn)低于材料屈服強(qiáng)度時會發(fā)生所 謂低應(yīng)力脆斷的現(xiàn)象。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。斷裂力學(xué)就是研究帶裂紋體的力學(xué)，它給出了含裂 紋體的斷裂判據(jù)，并提出一個材料固有性能的指標(biāo)——斷裂韌性，用它來比較 各種材料的抗斷能力。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。對于無限寬板中心貫穿裂紋 Y=√π。KI 稱為應(yīng)力場強(qiáng)度因子，下標(biāo) I 表示裂紋類 型。當(dāng) KI 增大到某一臨界值 從而使裂紋尖端某區(qū)域的 σy 都大于或等于材料的解理斷裂強(qiáng)度 σf 時，裂紋就 將發(fā)生失穩(wěn)擴(kuò)展，并最終導(dǎo)致材料的斷裂。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)。16哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文 影響鋁合金材料斷裂韌性的主要因素 外在因素斷裂韌性隨溫度的變化關(guān)系和沖擊韌性的變化相類似。應(yīng)變速率的影響和溫度的影響相 似。另外，板材或構(gòu)件截面的尺寸 也會影響其斷裂韌性。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。 合金成分合金中的難溶和微溶成分，特別是雜質(zhì)元素Fe和Si對斷裂韌性危害最大 [64]。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，合金的主要成分有時由于濃度大而形成的粗大 的過剩相質(zhì)點也會成為降低合金韌性的原因[68]。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)點數(shù)量、大小和形狀有關(guān)。為此對高強(qiáng)鋁合金進(jìn)行熱處理時，淬 火時應(yīng)使強(qiáng)化相最大限度地溶于基體，并且淬火速度要快，避免析出相過分粗 大[7375]。也就是說，第二相的尺寸越 小，質(zhì)點間距越大，斷裂韌性就越高。前者尺寸較小，主要 取決于合金的淬火、時效制度及抗再結(jié)晶元素的含量；后者的尺寸較大，主要 取決于鋁合金中雜質(zhì)鐵、硅的含量及合金元素的濃度。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。為提高高強(qiáng)鋁合金再結(jié)晶溫度而添加的 Cr、Zr 等元素在低溫均勻化后， 在組織中以細(xì)小均勻的第二相質(zhì)點析出。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。另外，這些元素添加后，必然會出現(xiàn)難溶硬相質(zhì) 點。 研究目的、意義和內(nèi)容20 世紀(jì) 60 年代以前，飛機(jī)設(shè)計的主導(dǎo)思想是追求材料有高的靜強(qiáng)度。隨著我國航空航天事業(yè) 的發(fā)展，對飛機(jī)主要結(jié)構(gòu)用鋁合金提出了新的要求，隨飛機(jī)設(shè)計從單純靜強(qiáng)度 到疲勞及現(xiàn)代損傷容限設(shè)計的采用，對結(jié)構(gòu)材料從僅要求強(qiáng)度向強(qiáng)調(diào)韌性、抗 疲勞損傷的綜合性能方向發(fā)展。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。本文主要研究內(nèi)容是 2124 合金的固溶處理工藝及隨后的時效熱處理對板 材組織和性能的影響規(guī)律，確定最佳的固溶時效熱處理工藝，并能在工業(yè)化 生產(chǎn)中得到應(yīng)用；研究板材厚度對材料斷裂韌性的影響規(guī)律，得到并優(yōu)化 2124 合金板材的熱處理工藝，從而綜合提高合金的性能。本文中的熱處理工藝 研究主要采用 40mm 厚板開展。3℃。為制定合理的固溶處理實驗工藝，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 驗點，得到優(yōu)化的固溶溫度，再以 40 min、60 min、80 min、100 min、120 min 為固溶時間的試驗點，從而確定固溶溫度和固溶時間的最優(yōu)化方案，具體 實驗方案見表 22。表 22 單級固溶工藝試驗方案固溶工藝參數(shù)溫度 （℃）時間（min）固溶溫度470、480、490、500、552080固溶時間優(yōu)化的固溶溫度60、80、100、12020哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文表 22 淬火工藝試驗方案淬火工藝參數(shù)溫度（℃）時間（s）淬火水溫125 、35 、5201淬火轉(zhuǎn)移時間16130 時效處理工藝為了探索固溶后不同時效工藝對合金組織和性能的影響，從 40mm 預(yù)拉伸 板上鋸切 20mm20mm20mm 試樣進(jìn)行組織分析；鋸切 15mm15mm100mm的樣品用于拉伸性能試樣，并以拉伸性能作為評估指標(biāo)，對時效的溫度和時間 進(jìn)行研究。2℃。具體實驗方案見表 23。拉伸試驗在 WDW100A 電子萬能材料試驗機(jī)上完成。試驗過程按照 GB2282002《金屬拉伸試驗方法》的有關(guān)規(guī)定進(jìn)行， 拉伸速度為 2 mm/min。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，每組試驗取 4 個 試樣分別測定 KIC 值，將其平均值作為該組的 KIC。為了保證測出 KIC 值，本試驗選用板材厚度分別為 30 mm、40mm 和 55mm，試樣的取樣部位和具體的形狀、尺寸見圖 2圖 23。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。 (2) 侵蝕：侵蝕劑采用混合酸溶液，其配比為：10 ml HF，5 ml HCl，5 ml HNO3，380 ml H2O。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。截取斷口時應(yīng)注意：(1) 不應(yīng)對斷面施23哈爾濱工業(yè)大學(xué)工學(xué)碩士學(xué)位論文加任何機(jī)械、熱的和化學(xué)影響，斷口受外來物的污染（水、砂土以及手的接 觸）。斷口受污染或氧化時，檢驗前必須經(jīng)過酒精清洗。 透射電子顯微組織觀察電鏡薄片樣的制樣過程如下：（1）截取厚 mm，面積 1 cm2 以上樣品，在水磨機(jī)上細(xì)磨到 mm 厚度左右；（2）將樣品沖成φ3 mm 的圓片；（3）在 MTP1 型雙噴電解減薄儀上雙噴減薄、穿孔，其原理如圖 24 所 示。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。試樣經(jīng)日本理學(xué)株式會社 18 kW 轉(zhuǎn)靶 X 射線衍射儀（型號：D/Max 2500）分析測試三次。/min，取樣步長 176。 主要分析和表征材料的主要析出相及存在形式。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。圖 31 為 2124 合金 20 mm 厚熱軋板的 DSC 分析結(jié)果