低温球磨粉末冶金制备Al-Cu-Mg合金的微观组织及力学性能

何天兵， 初德胜， 唐鹏钧， 王兴元，何晓磊， 李沛勇， 胡仁伟

(1. 北京航空材料研究院，北京100095;2. 北京市先进铝合金材料及应用工程技术研究中心，北京100095;3.总参陆航部装备发展办公室，北京100082)

Al-Cu-Mg 系铝合金具有密度低、强度高、加工成型性能好等优点，在航空、航天以及军事和民用工业领域有着极其重要的应用价值。目前Al-Cu-Mg系合金的常用强韧化方法主要有:优化合金成分设计;采用先进的熔体净化和变质处理技术;改进热处理工艺以及开发先进的加工成型方法［1］。然而，即使通过上述各种方法，铝合金的室温抗拉强度也很难取得更大突破。近年来，通过快速凝固或机械合金化技术获得具有非平衡结构的铝合金，然后进行热压、热挤压等加工成为了发展超高强度铝合金的新途径［2］。快速凝固能够获得微晶、纳米晶、准晶或非晶态组织，提高合金的固溶度，充分抑制添加元素的偏析及有害杂质的析出，形成新的亚稳相等不同于常规合金的组织和结构特征［3］。机械合金化是将粉末在高能球磨机中进行球磨，使粉末反复产生形变、断裂和冷焊，并在这一过程中通过原子扩散等方式形成合金粉末的一种技术。该过程可形成多极化组织;扩大合金元素的含量范围，并通过各种组合制造出复合制品。低温球磨是在传统高能球磨过程中引入液氮(或液氩)等惰性低温介质，不仅可以减少粉体材料氧化，还能够有效抑制材料的回复和再结晶，从而快速实现晶粒细化［4～6］。本工作采用快速凝固和液氮球磨技术制备Al-Cu-Mg 合金粉末，并经热挤压和自然时效处理后，对所制得材料的微观组织和力学性能进行分析。

1 实验材料及方法

采用超音速气体雾化法制备Al-Cu-Mg 合金粉末，其化学成分如表1 所示(除不含Mn 外，其余成分与2024 铝合金相当)。将平均粒径为30μm的上述粉末置于搅拌式球磨机中，在液氮条件下进行球磨，球磨罐由316L 不锈钢制成，磨球材质为GCr15，球磨时间为4h，球磨转速180r/min，球料比为39 ∶1，同时加入1% (质量分数，下同)的硬脂酸作为过程控制剂。将球磨后的粉末冷压成块装入6061 铝合金制成的包套中，经除气、密封后，在250t的立式挤压机上挤压成φ15mm 的棒材。挤压温度为460℃，挤压比为17∶1，挤压速率4mm/s。固溶处理时将挤压棒材置于空气循环炉中，在498℃下保温4h，室温水淬，然后进行96h 以上的自然时效。

表1 Al-Cu-Mg 合金粉末的化学成分(质量分数/%)Table 1 Chemical compositions of Al-Cu-Mg alloy powder(mass fraction/%)

用Hitachi S4800 型扫描电镜(SEM)观察雾化与球磨粉末的微观形貌，采用Mastersizer 2000 型激光粒度分析仪测量粉末的粒径分布，采用Bruker D8 Advance X 射线衍射仪测定粉末和挤压棒材的物相组成，辐射源为CuKα，扫描范围为20 ～90°，扫描速率4(°)/min。采用阿基米德排水法测量材料的密度，计算其致密度。从棒材横截面上取样，通过金相显微镜观察挤压态及热处理后的显微组织特征，采用JEOL 2100 型透射电镜观察热处理后合金的晶粒尺寸和析出相形态。热处理后的棒材沿挤压方向机加工成直径为5mm，标距为25mm 的拉伸试样，在Instron 拉伸试验机上测定其室温拉伸性能，利用SEM 观察断口形貌。

2 结果与分析

2.1 Al-Cu-Mg 合金粉末的形貌和相组成

图1a 为经超音速气体雾化后Al-Cu-Mg 合金粉末的微观形貌，可见粉末形状圆整，球形度较好，细粉末表面光滑，粗粉末表面有少量的卫星球存在。如图1b 所示，由于雾化过程中的冷却速率较高，粉末在凝固过程中形成了胞状组织，其胞状晶间距在0.5 ～1.5μm。图1c 为粉末的粒径分布情况，峰状曲线为某种尺寸粉末和其所占体积分数的关系，梯状曲线给出该尺寸以下粉末所占的体积累积分数。由图可知粉末尺寸主要分布在10 ～50μm 之间，其中位粒径为27.5μm。

图1 Al-Cu-Mg 合金雾化粉末的微观形貌(a)，(b)和粒度分布曲线(c)Fig.1 SEM images (a)，(b)and particle size distributions (c)of as-atomized Al-Cu-Mg alloy powder

图2 为Al-Cu-Mg 合金雾化粉末在液氮条件下球磨4h 后的微观形貌，可以看出，低温球磨使初始球形粉末转变成片层结构。统计分析表明，球磨后粉末的平均直径约为80μm，厚度约为0.6μm。球磨是一个粉末破碎和冷焊同时发生的过程，但低温下粉末的形变动力学特性改变，粉末颗粒的显微硬度增加，延性降低，且低温使研磨过程中的热量聚集减少，不利于粉末颗粒间的界面熔合，这样粉末在球磨过程中更容易破碎和断裂［7］。

图2 低温球磨后的Al-Cu-Mg 合金粉末形貌Fig.2 SEM micrographs of Al-Cu-Mg alloy powder after cryomilling for 4h

图3 分别为雾化及球磨粉末的XRD 图谱，由图中的衍射峰可知，在雾化状态下，除α(Al)外，还存在少量的θ 相(CuAl2)和S 相(Al2CuMg)。超音速气体雾化法的冷却速率可达104～105K/s［8］，冷却速率越高，合金元素的过饱和固溶度越大，但由于Cu、Mg 含量较高，粉末组织中还是存在一定量的第二相。球磨4h后，α(Al)的衍射峰出现宽化，且CuAl2和Al2CuMg 相基本消失，表明这两相已发生分解并重新过饱和于α(Al)基体中。在液氮球磨过程中，一方面低温使粉末的延性下降，粉末颗粒界面大尺寸缺陷增加，造成严重的晶格畸变使扩散激活能降低;另一方面粉末严重塑性变形，产生高密度缺陷，晶粒显著细化，甚至达到纳米尺寸，使体系的自由能升高;这两者均有利于扩散的进行，通过固态反应机制，合金元素逐渐固溶到α(Al)晶格之中，形成过饱和固溶体［7，9，10］。

2.2 挤压态Al-Cu-Mg 合金的微观组织和相组成

图4 为挤压态Al-Cu-Mg 合金横截面上的金相组织，如图4a 所示，材料的组织致密，无明显的孔洞等缺陷存在，经计算材料的致密度达98.6% (实测密度为2.73g/cm3)。从图4 b中可以看到，合金中散布着大量的黑色质点，它们是挤压过程中形成的第二相。

图3 Al-Cu-Mg 合金粉末的XRD 图谱Fig.3 XRD patterns of as-atomized and as-milled Al-Cu-Mg alloy powder

图4 热挤压态Al-Cu-Mg 合金的金相组织 (a)低倍;(b)高倍，腐蚀Fig.4 OM micrographs of hot extruded Al-Cu-Mg alloy (a)low magnification;(b)high magnification，etched

球磨过程中形成的过饱和固溶体处于不稳定状态，在随后的热挤压过程中合金元素会从固溶体中析出［11］。从图4b 及图5 可见，挤压态Al-Cu-Mg 合金中出现大量的第二相，由于热挤压温度为460℃，比常规的人工时效温度(120 ～190℃)高很多，第二相析出后发生Ostwald 粗化，大尺寸第二相粒子的强化作用较弱，故需要重新固溶处理使这些第二相回溶入基体。

2.3 热处理后Al-Cu-Mg 合金的微观组织

图5 热挤压态Al-Cu-Mg 合金的XRD 图谱Fig.5 XRD pattern of hot extruded Al-Cu-Mg alloy

Al-Cu-Mg 合金是可热处理强化的变形铝合金，主要的热处理工艺为固溶和时效。研究表明，固溶时间对Al-Cu-Mg 合金的力学性能具有显著影响，在高温下适当延长固溶时间，合金元素溶入更充分，分布更均匀，有利于增加时效形核率，提高材料的性能［12，13］。图6a 为自然时效阶段棒材横截面上的金相组织，与热挤压态的材料相比，其中的黑色质点已基本消失，说明经固溶处理后粗大第二相已基本回溶。图6b 为其透射电镜照片，可见Al-Cu-Mg 合金的晶粒细小，平均尺寸约900nm，且晶粒具有一定的取向性。从热挤压态材料的XRD 图谱(图5)也可以发现，其(220)峰的强度很弱。合金的晶内和晶界附近可观察到较多灰黑色衬度的椭圆状粒子(图6b 中箭头所示)，在自然时效初期，过饱和Cu 与Mg原子从基体中析出，形成层状的原子团簇区域，随着时效时间延长，析出物从GP 区转变为S″相。

图6 热处理后Al-Cu-Mg 合金的微观组织(横向) (a)OM，腐蚀;(b)TEMFig.6 Microstructure of Al-Cu-Mg alloy after heat treatment (transverse) (a)OM，etched;(b)TEM

2.4 Al-Cu-Mg 合金的力学性能和断口形貌

图7 为T4 态Al-Cu-Mg 合金的应力-应变曲线，表2 为其对应的力学性能，其抗拉强度和屈服强度分别为526MPa 和397MPa，与铸造法制备的2024铝合金(T4 态)相比，分别提高12%和22%，而塑性仍保持在较高水平(δ =15%)。根据Hall-Petch 公式，晶粒尺寸越小，阻碍滑移的晶界越多，材料的屈服强度越高。液氮球磨下会原位生成少量纳米尺度的AlN 和，氮氧化物颗粒的钉扎效应使加热过程中的界面迁移变得困难，晶粒长大得到控制。此外，这些弥散质点也能够阻碍位错的运动。Al-Cu-Mg 合金在时效过程中析出GP 区和S″相，细小弥散分布的析出相引起晶格畸变增大，应力场相互作用加强，产生内应变强化，同时位错切过析出相，通过Orwan 机制使沉淀硬化效果进一步加强。

图7 热处理后Al-Cu-Mg 合金的应力-应变曲线Fig.7 Stress-strain curve of Al-Cu-Mg alloy after heat treatment

表2 T4 态Al-Cu-Mg 合金的力学性能Table 2 Mechanical properties of Al-Cu-Mg alloy after T4 heat treatment

经自然时效后Al-Cu-Mg 合金的拉伸断口形貌如图8 所示，可见粉末界面之间焊合良好，试样断口上韧窝数量较多，分布均匀且较深，表现出韧性断裂的特征。韧窝内有第二相粒子，一些地方还可以观察到第二相脱落产生的孔洞，材料受到拉应力作用时，由于第二相粒子与基体变形不协调，引起应力集中现象，导致两者界面发生剥离，这些微孔聚集长大形成微裂纹，最终使材料发生断裂。

图8 T4 态Al-Cu-Mg 合金的拉伸断口形貌Fig.8 Fracture morphology of Al-Cu-Mg alloy after T4 treatment

3 结论

(1)低温球磨4h 后，Al-Cu-Mg 合金球形粉末全部变为层片状，CuAl2和Al2CuMg 相发生分解，回溶入α(Al)基体中形成过饱和固溶体。

(2)经冷压、热挤压制备的Al-Cu-Mg 合金组织致密(致密度达98.6%)，热处理后其晶粒细小，平均尺寸约900nm，自然时效阶段合金中析出大量弥散分布的GP 区和S″相。

(3)T4 态Al-Cu-Mg 合金的抗拉强度和屈服强度为526MPa 和397MPa，与铸造法制备的2024 铝合金(T4 态)相比，分别提高12%和22%，而塑性仍保持在较高水平(δ =15%)，其强化方式主要是细晶强化和沉淀强化。

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