Ag含量对Al-Cu-Mg合金组织和性能的影响

宋艳芳， 潘清林，2， 曹素芳， 王 迎， 李 晨

（1.中南大学材料科学与工程学院，长沙410083;2.有色金属材料科学与工程教育部重点实验室，长沙 410083）

与现有的2000系耐热铝合金相比，Al-Cu-Mg合金作为Al-Cu系合金基础上开发的一种新型材料，具有较高的强度和良好的耐热性能，被广泛用作航空航天工业结构材料［1～4］。然而该系合金主要用于100℃以下的工作环境，当工作温度超过100℃时，强化相粗化，性能下降［5］。在高Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金中加入微量的Ag能促进合金在{111}面析出一种Ω相，这种相尺寸较小，体积分数较大［6～8］，在 200 ～ 250℃ 有着优良的抗粗化能力，从而使Al-Cu-Mg系合金具有较高的沉淀硬化能力和热稳定性［9］，获得较高的室温强度及耐损伤性能，且合金的高温性能得到改善，从而能够广泛应用于航天结构材料。其耐热性能比目前使用的2618、2124等铝合金优异得多，可满足下一代超音速飞机以及超音速巡航导弹的使用要求，该系列铝合金具有优异的热稳定性，有着广阔的应用前景［10］。目前对Al-Cu-Mg-Ag合金的研究主要集中在合金成分设计、热处理工艺以及复合添加等方面，但在Ag含量变化对合金组织和性能的影响方面还未做出细致、系统的研究，作者设计和制备了不添加 Ag、添加0.2%Ag、添加0.5%Ag和添加0.8%Ag四种 Al-Cu-Mg合金，系统地研究了Ag含量对合金组织和性能的影响，进而优化Al-Cu-Mg-Ag耐热铝合金的成分，具有很强的现实意义。

1 实验

实验用原料为工业纯铝、纯镁、纯银以及A1-Cu，A1-Mn和A1-Zr中间合金。采用铸锭冶金方法制备了Al-Cu-Mg-Ag合金铸锭。该合金的化学成分见表1，试样经500℃均匀化退火24h，再进行铣面。在箱式电阻炉中加热至470℃，保温2 h，热轧至6 mm，经中间退火冷轧至3 mm的板材。合金在515℃固溶处理1.5 h，水淬，之后于185℃进行时效处理。

表1 实验合金化学成分（质量分数/%）Table 1 Chemical composition of the present alloys（mass fraction/%）

合金在401MVDTM数显显微维氏硬度计下测定不同时效态下的硬度值，加载载荷0.2 kg，加载时间10 s。合金的室温力学性能在CSS-44100电子万能材料试验机上完成，拉伸速率为2 mm/min。金相显微分析在XJZ-A3金相显微镜下进行。DSC分析在差示扫描量热仪（DSC-5p）上进行，扫描速率为10℃/min。透射电镜样品经机械预减薄后双喷穿孔而成，双喷液采用硝酸、甲醇混合液（1∶3）（容积比），温度控制在 -30℃以下，TEM分析在 TECNAIG220型透射电镜上进行，加速电压为200 kV。

2 实验结果

2.1 时效硬化曲线

图1为合金在185℃等温时效后的时效硬化曲线。由图可知，四种合金的时效过程均包括三个阶段，即欠时效、峰时效和过时效。合金1在欠时效过程中有一平缓阶段，这是GP区析出所致。随着合金中Ag含量的增加，这一平缓阶段逐渐消失，初始硬化速率明显加快，欠时效过程缩短。且硬化水平逐渐提高，合金4的峰值硬度提高到168 HV，比合金1提高了38HV。合金中Ag含量的增加缩短了达到峰时效的时间，有效加速了合金的时效过程。

由此，可制定出各合金的峰时效处理制度，见表2。

表2 合金峰时效处理制度Table 2 The peak aging treatment condition of the alloys

图1 合金在185℃等温时效的硬化曲线Fig.1 Vickers hardness versus ageing time at 185℃for the alloys

2.2 合金的室温拉伸性能

图2为四种合金进行峰时效处理后，在室温下进行拉伸测试的结果。由图可知，微量Ag的添加可有效提高Al-Cu-Mg合金的屈服强度和抗拉强度，但会在一定程度上降低合金的塑性，且随着Ag含量的增加，室温时Al-Cu-Mg-Ag合金的屈服强度和抗拉强度均在一定程度上逐渐提高，合金的塑性逐渐降低，但总体保持在较高水平。

图2 合金峰时效拉伸性能Fig.2 Tensile properties of peak-aged alloys

2.3 合金的金相组织

图3为四种实验合金铸态金相组织。由图可知，四种实验合金铸态组织中存在明显的树枝状晶，枝晶偏析都较为严重，需要通过后续热处理工艺来消除。且随着Ag含量的增加，枝晶组织更为发达，枝晶臂更为粗大。

图3 四种合金铸态的金相组织 （a）合金1;（b）合金2;（c）合金3;（d）合金4Fig.3 Optical microscope of as-cast alloys （a）alloy 1;（b）alloy 2;（3）alloy 3;（4）alloy 4

图4为四种实验合金固溶态金相组织。由图可知，合金经过固溶处理后，均发生完全再结晶，形成等轴状晶，说明添加Ag并没有阻止或延缓合金再结晶的发生，但不同Ag含量的合金经固溶处理后，晶粒大小不一。合金1的固溶组织晶界较模糊，添加Ag后的组织晶界清晰。

图4 四种合金时效态的金相组织（a）合金1;（b）合金2;（c）合金3;（d）合金4Fig.4 Optical microscope of Solution-anneal alloys:（a）alloy 1;（b）alloy 2;（3）alloy 3;（4）alloy 4

2.4 差示扫描量热法分析结果（DSC）

图5为淬态合金的DSC曲线。由图5可看出，随着合金中Ag含量的增加，峰A和峰B越来越不明显，峰A和峰B对应于合金时效早期过程中GP区的析出和溶解，表明微量Ag的添加抑制了GP区的析出，且随着Ag含量的增加，这种抑制作用逐渐增强。这与时效硬化过程的实验结果一致。合金2的峰C峰位较宽，随合金中Ag含量的增加，峰位逐渐变窄，并向低温方向移动，且逐渐变得尖锐，说明微量Ag促进了合金中Ω相的析出。合金2的峰C对应于Ω相和θ'相的析出，是两种相析出放热峰的叠加。合金3和合金4中峰C对应于Ω相的析出，说明Ag含量越高，Ag元素对Ω相析出的促进作用越强，Ω相的析出量越多。

图5 淬火态合金的DSC曲线（扫描速率10℃/min）Fig.5 DSC analyses of austemper alloys（sweep rate 10℃/min）

淬火态合金DSC曲线各峰对应相度见表3。

表3 淬火态合金DSC曲线各峰对应相变Table 3 Phase versus peaks in DSC analyses of austemper alloys

2.5 TEM显微组织

为了研究Ag对合金沉淀析出相的影响，以及力学性能和显微组织的关系，对峰时效态的四种合金进行了透射电子显微观察。图6入射电子束方向为＜100＞方向。合金1在峰时效态下沿基体［001］和［010］方向均匀分布着大量片状 θ'相，以及少量针状的S'相。添加了0.2%Ag的合金2中，同样析出了大量θ'相（图6b）。当合金中Ag含量增加到0.5%时，θ'相的数量减少（图 6c）。

图7入射电子束方向均为＜110＞Al方向。四种合金都析出了片状相，片状相沿3个晶面分布，Ω相与θ'相之间存在着一个特殊的方向关系（两个Ω片夹着一个 θ'片）:一个 θ'片沿［001］方向分布，同时两个Ω片分别沿［1-11］和［11-1］方向分布。由图可知，不添加Ag时，合金1中只存在少量的Ω相（图7a），随着合金中Ag含量的增加，片状Ω相的析出量明显增加，表明Ag含量的增加并不改变强化析出相的种类，但有助于提高Ω相的析出体积分数，同时θ'相的数量减少。

另外，由图7可知，Ω析出相的侧向长度及其片的厚度随Ag含量的增加而递减，使强化相更加弥散细小，从而有效地提高合金的强度。但由于四种合金所采用的时效时间不同，时效时间较长的合金中，Ω相可能发生了侧向长大和增厚，这还有待后续的进一步研究做出判断。

3 讨论

不添加Ag的合金1的时效过程可表示如下［11］:

SSS→Cu 共聚团（GPⅠ）→GPⅡ/θ″→θ'→θ（Al2Cu）

SSS→Cu-Mg共聚团（GPB/GPBⅠ）→GPBⅡ/S″→S'/S（Al2CuMg）

图1中合金1表现出的平缓阶段对应于GP区的析出，峰时效对应于θ'相的析出。TEM实验结果显示，在不含Ag的合金1中也存在少量Ω相，研究表明［12～14］，这是由于在 Al-Cu-Mg 合金中，Mg 原子与Cu原子之间存在强烈的相互作用，使较大的Mg原子团簇形成几率降低，只有少量的Mg原子团簇形成，这些团簇偏聚在{111}α面上，为Ω相的形核提供了有利的位置，因而Ω相的形核位置明显减少。

而在Al-Cu-Mg合金中加入Ag元素之后，合金的时效过程改变，可表示如下［15］:

SSS→Mg共聚团/Mg-Ag共聚团→Ω（Al2Cu）→θ（Al2Cu）

SSS→ Cu 共聚团（GPⅠ）→ GPⅡ/θ″→ θ'（Al2Cu）→θ（Al2Cu）

此时，主要强化相由θ'相和S'相变为Ω相和θ'相，且随着Ag含量的增加，Ω相的数量逐渐增多。

由于合金时效析出过程的改变，因此也出现了一系列时效特性的变化。由DSC结果可知，随着Ag含量的增加，GP区逐渐消失，表明Ag的添加在一定程度上抑制了GP区的析出。同时，由时效硬化曲线可知，随着合金中Ag含量的增加，合金的初始硬化速率明显加快，欠时效过程缩短，且硬化水平逐渐提高。另外，本实验中，随着Ag含量从0.2%到0.5%，再到0.8%，合金的室温抗拉强度和屈服强度都明显提高。

从微观组织来看，由 TEM实验结果可知，在185℃等温时效过程中含Ag的Al-Cu-Mg合金中析出了片状Ω相，且Ag含量的增加提高了Ω相的析出体积分数，减小了Ω析出相的侧向长度及其片的厚度，使得强化相更加弥散细小，从而有效地提高合金的强度。这是由于Ag原子与Mg原子的相互作用比Cu原子与Mg原子之间的相互作用强烈，因此，合金淬火后快速形成Mg/Ag原子团簇。Mg的原子半径比Al的大，而Ag的原子半径与Al的相当，因此，Mg/Ag原子团簇倾向于{111}面偏聚，以减小弹性应变能，并为Cu原子沿{111}面偏聚提供有利条件。随着Ag含量的增加，这种相互作用就越强烈，形成的Mg/Ag原子团簇越多，为Cu原子的偏聚提供更多有利条件，进而Ω相的形核位置越多，使得其相互之间发生碰撞的几率增大，间接降低了其长大速率，使其尺寸减小，并均匀分布于晶内。同时由于从合金4到合金1，采取的峰时效时间是递增的，Ω相可能随着时效时间的延长而发生了长大。

Ω相在基体的{111}α面上形核，与基体成共格关系，这使得Ω相与α相之间具有较低的界面能，有助于形核析出［16］。Ag元素对Ω相的形核析出的影响作用很大，这可能是Ag元素改变了Ω相形核析出的热力学因素，降低了Ω相长大的激活能，加速了Cu原子的扩散速率，从而大大加快了富Cu析出相Ω相的析出速率，进而加快了时效硬化速率，提高了合金的强度。

关于Ω相的结构和化学成分，通常认为是一种面心正交晶系结构的相（Fmmm，a=0.496 nm，b=0.859 nm，c=0.848 nm），呈六方薄片状，在基体的{111}α面上形成。与基体的位向关系为［17］:

{001}Ω∥ {111}α;［010］Ω∥［101-］α;及［100］Ω∥［12-1］α

在时效过程中析出的这种片层Ω相的尺寸小于不含Ag的合金中析出的θ'片层，具有较高的密度和较小的间距，Ω相细小弥散地分布于基体中，提高了合金室温的拉伸强度和屈服强度［18］。

铝为FCC晶体结构，最密堆积面为{111}α面，是原子受剪切应力时的主要滑移面。Al-Cu-Mg-Ag合金在{111}α面共格析出了Ω相，能有效阻止位错滑动，使得该相具有很好的沉淀硬化能力，可大幅度地提升材料力学性能。Ω相与基体在平行于{111}α方向的错配度较小，但在垂直于片的方向下的错配度较大（9%），这种垂直方向上的高错配度使合金产生了较大的应变场，应变场的增大促进了位错与应变场的相互作用，使其钉扎位错的作用进一步加强，阻碍位错的运动，使位错运动阻力增大，有效地引起合金的强化。Ω相与位错的相互作用是通过多重切割机制进行的［19］，这种切割机制不同于一般的共格切割，Ω相与位错的多重切割导致Ω相发生强化，从而提高位错运动的阻力，提高强度。

这也就解释了随着合金中Ag含量的增加，合金力学性能逐渐提高的原因。

4 结论

（1）微量Ag的添加可有效加快Al-Cu-Mg合金的时效过程，提高合金的时效硬化水平，且随着Ag含量的增加，合金的硬化水平越高，达到峰值硬度所需的时间越短。同时，Ag的添加抑制了合金中GP区的析出，改变了合金的时效过程。

（2）随着Ag含量的增加，室温时Al-Cu-Mg合金的屈服强度和抗拉强度均在一定程度上提高，塑性在一定程度上逐渐降低，但总体保持在较高水平。

（3）不添加Ag的Al-Cu-Mg合金中的主要强化相为θ'相和少量S″相。添加微量 Ag的 Al-Cu-Mg-Ag合金的主要强化相为Ω相和少量θ'相，且随着Ag含量的增加合金中的Ω相的数量逐渐增加，使得合金的强度逐渐提高。微量Ag促进了合金中Ω相的析出。

［1］张君尧.铝合金材料的新进展（1）［J］.轻合金加工技术，1998，26（5）:1-10.

（ZHANG J Y.Recent development of Aluminum alloy material（1）［J］.Light Alloy Fabrication Technology，1998，26（5）:1-10）

［2］王建华，易丹青，陈康华，等.耐热铝合金研究进展［J］.宇航材料工艺，2000，6:96-98.

（WANG J H，YI D Q，CHEN K H，et al.High-temperature Aluminum alloys and their research development［J］.Aerospace Materials＆Technology，2000，6:96-98.）

［3］贾祥磊，朱秀荣，陈大辉，等.耐热铝合金研究进展［J］.兵器材料科学与工程.2010，33（2）:108-112.

（JIA X L，ZHU X R，CHEN D H，et al.Research development of heat-resistant aluminium alloys［J］.Ordnance Material Science and Engineering.2010，33（2）:108-112.）

［4］POLMEAR I J，COUPER M J.Design development of an experimental wrought a1uminum for use at elevated temperatures［J］.Metals Trans A，1988.19A:1027-1034.

［5］宋旼，陈康华，黄兰萍.Al-Cu-Mg-（Ag）合金中时效析出相的析出及生长动力学［J］.中国有色金属学报，2006，16（8）:1313-1319.

（SONG M，CHEN K H，HUAN L P.Precipitation and growth dynamics of precipitates in Al-Cu-Mg-（Ag）alloy during aging［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2006，16（8）:1313-1319.）

［6］李剑，郑子樵，陈大钦，等.Al-Cu合金应力失效的动力学研究［J］.稀有金属，2005，29（4）:540-544.

（LI J，ZHENG Z Q，CHEN D Q，et al.Kinetics study on stress aging of Al-Cu alloy［J］.Chinese Journal of Rare Metals，2005，29（4）:540-544.）

［7］宋旼，肖代红，黄伯云.Al-Cu-Mg-Ag合金中半共格Ω析出相与位错的交互作用［J］.北京工业大学学报，2008，34（10）:1093-1097.

（SONG M，XIAO D H，HUANG B Y.Interaction between semi-coherent Ω precipitates and dislocations in Al-Cu-Mg-Ag alloy［J］.Journal of Beijing University of Technology，2008，34（10）:1093-1097.）

［8］LUMLEY R N，POLMEAR I J.The effect of long term creep exposure on the microstructure and properties of an under aged Al-Cu-Mg-Ag alloy ［J］.Scripta Materialia，2004，50（9）:1227-1231.

［9］夏卿坤，余日成，李云涛，等.Al-Cu-Mg-Ag合金Ω相研究进展［J］.湖南工程学院学报，2006，16（1）:27-30.

（XIA Q K，YU R C，LI Y T，et al.Development Progress of Ω Phase in Al-Cu-Mg-Ag alloy［J］.Journal of Hunan Instiute of Engineering（Natural Science Edition），2006，16（1）:27-30.）

［10］费子文，徐大铨.中国冶金百科全书（金属材料）［M］.北京:冶金工业出版社，1992.

（FEI Z W，XU D S.Chinese Metallurgical Encyclopedia（Metal Materials）［M］.Bei Jing:Press of Metallurgy Industry，1992.）

［11］RINGER S P，HONO K.Nucleation of precipitation in aged Al-Cu-Mg-（Ag）alloys with high Cu:Mg rations［J］.Acta Mater，1996，44:1883-1898.

［12］李世晨，郑子樵，刘祖耀，等.Al-Cu-Li-xMg合金时效初期微结构演变的Monte Carlo模拟［J］.中国有色金属学报，2005，15（9）:1376-1383.

（LI S C，ZHENG Z Q，LIU Z Y，et al.Monte Carlo simulation of microstructural evolution Al-Cu-Li-xMg alloys during initial ageing stage［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2005，15（9）:1376-1383.）

［13］陈志国，李世晨，刘祖耀，等.微合金化Al-4.0Cu-0.3Mg合金时效初期微结构演变的计算机模拟［J］.中国有色金属学报，2004，14（8）:1274-1280.

（CHEN Z G，LI S C，LIU Z Y，et al.Computer simulation of microstructural evolution of microalloyed Al-4.0Cu-0.3Mg alloys［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2004，14（8）:1274-1280.）

［14］肖代红，宋旼，陈康华，等.热处理对含Ag耐热铝合金组织与性能影响［J］.材料热处理学报，2008，29（1）:75-79.

（XIAO D H，SONG M，CHEN K H，et al.Effect of heat treatment on microstructure and properties of a heat-resistant Al-Cu-Mg-Ag alloy［J］.Transactions of Materials and Heat Treatment，2008，29（1）:75-79.）

［15］徐洲，赵连城.金属相变原理［M］.北京:科学出版社，2004.

［16］GARG A，HOWE J M.Convergent-beam electron diffraction analysis of the Ω phase in an Al-4.0Cu-0.5Mg 0.5Ag alloy［J］.Acta Metallurgica et Material，1991，39（8）:1939-1946.

［17］ZHANG D，YI H KLV W J，FAN T X.Influence of La on microstructure of hypereutectic Al-Si alloys［J］.Trans Nonferrous Met Soc China，2003，13（3）:541-545.

［18］LI B Q，WAWNER F E.Dislocation interaction with semicoherent pre-capitates（Ω phase）in deformed Al-Cu-Mg-Ag alloy［J］.Acta Mater，1998，46（15）:5483-5490.