Al-4Cu-1.3Mg-0.9Si合金的析出强化行为

曾延琦， 王 锋， 熊柏青， 张永安， 李锡武， 李志辉， 刘红伟

（北京有色金属研究总院有色金属材料制备加工国家重点实验室，北京 100088）

Al-Cu-Mg系铝合金（2000系）由于其较高的强度和良好的耐热性能，长期以来作为重要的结构材料广泛应用于航空航天等领域。随着新一代战机和超音速运输机的发展，其高巡航速度将使机身蒙皮的长期工作温度提高到150℃以上［1］。目前获得广泛应用的2x24，2618，2D70等Al-Cu-Mg系耐热铝合金的长期使用温度均在150℃以下，难以满足超音速航空器材料的耐热性能要求［2，3］。为了充分挖掘Al-Cu-Mg系合金的潜能使其满足超音速航空器材料对耐热性能等的要求，可以通过合金化设计、喷射成形、粉末冶金等方法。在合金化方面主要是通过在Al-Cu-Mg系合金中优化合金成分、添加微量合金元素如 Ag，Si，Ti，Zr和稀土元素，改善合金的综合力学性能［4～6］。

Al-Cu-Mg系合金是典型的时效强化型铝合金，其性能主要取决于析出相的种类、数量、大小、分布等微观组织特征。研究表明在Al-Cu-Mg合金中添加适量的Si能减少空位和位错数量、促进多原子团簇的形成，进而影响合金中各析出相（如S相、Ω相、σ 相等）析出的热力学条件［7～10］。为此，本研究在总结前人的研究基础上，通过优化Cu/Mg比，Mg/Si比［11～14］，设计了 Al-4Cu-1.3Mg-0.9Si合金，研究了合金的时效析出行为及其力学性能。

1 实验

实验合金的化学成分（质量分数/%，下同）为:Al-4Cu-1.3Mg-0.9Si。采用水冷金属模铸造，铸锭直径为200mm。合金铸锭经均匀化热处理后，热挤压成截面为102mm×25mm的板带。固溶制度采用500℃，3h，水淬;随后在不同温度（160℃，190℃，20℃）下进行单级时效，时效时间为0～48h。为了比较合金的性能，在同等条件下制备了Al-4Cu-1.3Mg合金。

DSC测试采用NETZSCH STA409C/CD分析，升温速率为10K/min。硬度测试在沃伯特-430SVD维氏硬度计上进行，载荷和保载时间分别为:10kgf，10s;常温拉伸性能测试依据GB/T228—2002在MTS-810型试验机上进行;高温拉伸性能测试依据GB/T4338—2006在岛津AG-50KNE型试验机上进行。微观组织观察在JEM-2010FX高分辨透射电镜上进行，工作电压为200kV。TEM样品采用MTP-1双喷电解减薄仪制取，电解液为25%HNO3的甲醇溶液，温度控制在-30～-20℃之间，电压为15～20V。

2 结果与分析

2.1 合金在不同时效温度时效硬化行为

图1为合金经500℃/3h固溶处理后分别在160℃，190℃，220℃下进行单级时效处理，其硬度随时间的变化曲线。从图中可以看出，在欠时效阶段合金时效硬化响应较快，合金硬度迅速上升，在190℃时效6h左右其硬度就可达到峰值，表明合金具有很强的时效强化能力。时效过程是合金中的强化相不断析出和长大的过程，两者共同决定合金的强化效果。在欠时效阶段，弥散强化相的析出速度远大于其长大速度，因此合金的硬度迅速上升。时效温度越高，弥散强化相的析出速度就越快，合金达到峰时效时间越短。合金在160℃下时效30h才达到峰值硬度，而在220℃下时效时仅需要2h。在过时效阶段，不同温度下合金的硬化趋势稍有不同。在160℃时效时，合金的硬度呈现一个较长的时效平台，硬度变化不明显;而在较高温度220℃时效时，随着时效时间的延长，合金的硬度明显下降。在190℃时效时硬度变化趋势介于两者之间。这是因为，在过时效阶段，弥散强化相析出基本完成，强化相的长大主导着合金性能的变化;时效温度较低时，强化相长大速度缓慢，合金性能变化不明显;而当时效温度较高时，强化相长大速度显著加快，合金的硬度明显下降。

2.2 合金固溶淬火态的DSC和时效态显微组织分析

图2为合金经500℃/3h固溶淬火后的DSC曲线。图中的放热峰对应着沉淀析出反应，吸热峰对应着溶解反应。从图中可以看出，合金在加热过程中出现了四个明显的放热峰。这表明合金在30～500℃的加热过程中发生了四次明显的放热反应，分别可能对应的是GPB区的形成、S'相的析出、S相的析出以及σ相的析出，对此还需要做进一步的实验验证。

图3和图4分别给出了合金在190℃下时效6h和24h的透射电镜照片。可以看出合金在190℃下时效6h其主要析出相为针状的S相（箭头所示），随着时效时间的延长S相进一步析出和长大，析出相之间的距离也变大。合金在190℃下时效24h后，组织中局部还发现了方块状的相，其尺寸约为30nm，如图5（箭头所示）。由此，可以初步判断，合金在190℃下时效其主要析出相为针状的S相，以及少量的方块状相。

图2 合金固溶淬火态的DSC曲线Fig.2 DSC curve of as-quenched alloy

根据有关研究报道［8，13］，该合金在此时效状态下析出的方块状相为σ相，认为这是由于合金中Si的存在促进了σ相的析出。Si在Al基体中的固溶度随温度的降低而快速下降，合金在淬火时温度的迅速下降促使合金中形成了Si原子团簇，使得其与基体交界处产生了压应力，这时，淬火空位迅速靠近Si原子团簇来协助松弛应力，由于空位数量有限，只有小部分应力在空位作用下得以松弛;这种情况下，原子体积较小的Cu原子就会向Si原子团簇与基体的结合处运动，来协助应力的进一步松弛。应力松弛的结果，在Si原子团簇附近形成了富Cu区，这些区域成为σ相便形核的理想场所;与此同时，该区域的空位使原子快速混合，加剧了σ相的形核速度。对于该合金中方块状σ相的确认，还需要进一步开展更加深入的研究工作。2.3 合金190℃/24h时效态室温和高温拉伸性能

图5 合金在190℃/24h时效下方块状相的透射电镜像Fig.5 TEM images of cubic phase in the alloy aged at 190℃for 24h

表1列出了Al-4Cu-1.3Mg-0.9Si合金和Al-4Cu-1.3Mg合金分别经190℃/24h时效后的室温与高温（300℃）拉伸力学性能。可见，Al-4Cu-1.3Mg合金添加0.9%Si后常温和高温拉伸强度均提高了50MPa左右。这是因为Si的加入影响了合金的时效析出行为。一方面，合金添加微量Si促进时效初期Cu原子的偏聚，抑制Mg原子过度偏聚，使得Mg原子团簇更加细小弥散，从而促使时效前期GPB区的细化和弥散，提高合金时效强化能力和热力学稳定性，同时，Si原子具有较强的空位捕捉能力，导致合金淬火态组织中缺陷浓度降低，从而降低了S相在缺陷上非均匀形核的几率，促使S相主要在GPB区均匀形核，进而使S相弥散分布［15］;另一方面，Si添加促进了少量方块状相的析出，由于方块状析出相的界面能较低，使其具有较强的抗粗化长大能力［16］，从而使Al-4Cu-1.3Mg-0.9Si合金室温和高温抗拉强度均得以提高。

表1 Al-4Cu-1.3Mg-0.9Si合金和Al-4Cu-1.3Mg合金在190℃时效24h的拉伸性能Table 1 Mechanical properties of Al-4Cu-1.3Mg-0.9Si and Al-4Cu-1.3Mg aging at 190℃for 24h

3 结论

（1）合金具有较强的析出强化能力，合金在160～220℃下时效，随时效温度的升高，合金硬度峰值下降，达到硬度峰值所需要的时间缩短。

（2）合金在经190℃处理后其主要析出相为S相，合金经190℃/24h处理后除S相外还发现了少量的方块状相;合金经190℃/24h时效后的常温和高温抗拉强度较Al-4Cu-1.3Mg合金有明显的提高。

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