固溶處理對含ag的al-cu-mg合金組織性能的影響

固溶處理對含ag的al-cu-mg合金組織性能的影響

以2219、2124和2618鋁合金為代表的傳統(tǒng)變形鋁，由于其熱穩(wěn)定性高、可靠性好，被廣泛用于航空航天結構材料。隨著航空航天技術的發(fā)展,對鋁合金材料工作溫度的要求也越來越高,目前鋁合金的性能難以滿足新一代高速飛行器、推進器等結構部件的要求。為了進一步提高鋁合金的耐熱溫度,國內(nèi)外學者進行了大量的研究,主要集中在析出相研究和復合添加等方面。與傳統(tǒng)的鋁合金2219,2618等相比,含Ag的Al-Cu-Mg具有更好的高溫力學性能。這是由于在Al-Cu-Mg合金中加入微量的Ag能促進合金沿{111}面析出一種新的時效強化相(Ω相)。這種相在較高的溫度下有著優(yōu)良的抗粗化性能,從而改善了合金的高溫力學性能。因此,Al-Cu-Mg-Ag系合金具有較好的高強耐熱性能和耐損傷性能,是一種很有希望用于未來超音速飛機及導彈外殼的耐熱鋁合金,在航空航天等很多領域有著廣泛應用。Al-Cu-Mg-Ag是一種典型的時效強化合金,固溶處理對合金性能的提高尤為重要。固溶處理是為了獲得最大的過飽和度從而有利于后面的時效過程,使合金得到更大的強化。所以,為了保證最大數(shù)量的強化相組元溶入基體,又不引起過燒及晶粒長大,必須要選擇合適的固溶溫度和保溫時間。本工作主要研究Al-Cu-Mg-Ag合金固溶處理工藝與其力學性能和組織之間的關系,尋求合理的熱處理工藝路線,進而提高該合金的綜合性能。1拉伸和力學性能實驗所采用原材料為工業(yè)純鋁、純鎂和純銀以及A1-Cu,A1-Mn和A1-Zr中間合金。采用鑄錠冶金方法制備了Al-5.3Cu-0.8Mg-0.5Ag-0.3Mn-0.15Zr(質(zhì)量分數(shù)/%)合金鑄錠。鑄錠于500℃/24h均勻化處理后進行銑面,然后在460℃下保溫2h后將鑄錠熱軋至6mm,再冷軋至3mm。沿軋制方向截取拉伸試樣。試樣經(jīng)不同固溶制度處理后,水淬,再于185℃/4h進行時效處理。合金的DSC分析在SDT-Q600熱分析儀上進行。室溫力學性能測試在CSS-44100電子萬能材料試驗機上進行,拉伸速率為10-3s-1。采用POLYVER-MET金相顯微鏡和飛利浦Sirion200場發(fā)射掃描電鏡觀察合金的微觀組織。TEM試樣先用水磨砂紙和金相砂紙機械減薄至100μm左右,沖裁成?3mm的圓片,然后在MTP-1A型雙噴電解減薄儀上進行雙噴減薄。雙噴電壓為12～15V,工作電流80～100mA。雙噴過程中用液氮冷卻,溫度控制在-20℃以下。雙噴液采用硝酸、甲醇混合液(1∶3)。所有進行TEM觀察的試樣在穿孔后都必須先用水沖洗后再用酒精清洗兩次。TEM組織觀察在TECNAIG220電鏡上進行,加速電壓為200kV。2u3000焊接溫度對合金過燒的影響影響固溶處理的主要因素是固溶溫度和固溶時間。在一定條件下,提高固溶溫度或延長固溶時間均能增大溶質(zhì)原子在基體中的固溶程度,提高合金的固溶強化效果。而為了防止合金過燒,必須確定合金的過燒溫度。圖1為冷軋態(tài)合金的DSC曲線。從圖1可以看出,DSC曲線中有兩個吸熱峰,分別位于525.9℃和638.3℃。525.9℃對應于合金中低熔點共晶相的熔化,638.3℃對應于合金中基體相的熔化,由此確定該合金的固溶溫度不超過525.9℃。2.1固溶溫度對合金拉伸性能的影響圖2為不同固溶溫度(510～525℃)和固溶時間對合金的拉伸性能影響關系圖。由圖2a可以看出,隨著固溶溫度的提高,合金的屈服強度σ0.2和抗拉強度σb均呈先增加后緩慢下降的趨勢,在515℃的時候達到最大值。合金的伸長率δ也是呈先增加后下降的趨勢,同樣在515℃達到峰值。固溶溫度應低于過燒溫度10～15℃,在滿足力學性能的前提下,熱軋板適宜的固溶溫度應控制在515℃左右為宜。選取515℃作為合金的固溶溫度進行不同固溶時間實驗,實驗結果見圖2b。由圖2b看出,在1～2.5h內(nèi)固溶,合金屈服強度和抗拉強度變化不顯著,都是隨著固溶時間的延長,緩慢增加,1.5h達到強度峰值;繼續(xù)延長固溶時間,強度緩慢降低。合金伸長率變化較為明顯,先是緩慢升高,1.5h時達到最大值,進一步延長固溶時間,伸長率下降?？偟膩砜?固溶時間為1.5h時合金具有最佳的強塑性配合。2.2固溶溫度對合金拉伸性能的影響合金板材經(jīng)不同溫度固溶處理后的縱向金相組織如圖3所示?？梢钥闯龊辖鸾?jīng)過固溶處理后,均發(fā)生完全再結晶,生成細小的等軸晶。合金經(jīng)510℃固溶后,仍存在粗大的過剩相分布在晶界和晶內(nèi)(圖3a)。隨著固溶溫度的繼續(xù)升高,合金發(fā)生再結晶晶粒長大,可以看到合金內(nèi)部由大小不均勻的晶粒組成(圖3f)。當固溶溫度升高到525℃時合金由均勻的較為粗大的晶粒組成,并且在三叉晶界處可觀察到少量黑色的復熔共晶球(圖3h),這是因為這時固溶溫度很接近低熔點共晶體的熔點,可能形成液相,然后在表面張力的作用下收縮成球形,冷卻下來就在組織中形成小圓球。而隨著固溶時間的增加,合金中未溶的第二相數(shù)量逐漸減少,但晶粒并沒有發(fā)生明顯的長大。圖4為Al-Cu-Mg-Ag合金經(jīng)不同固溶處理后的掃描背散射(BSE)電子像。由圖4可以看出,合金在510℃固溶后,確實存在較多尺寸較大的過剩相(圖4a),這些過剩相對強化起到一定的作用,但在晶界處分布的大尺寸過剩相對斷裂韌度尤為不利。合金未溶過剩相主要為富Al2Cu相。而515℃固溶后,大尺寸過剩相的數(shù)量和尺寸稍稍減少,小尺寸過剩相數(shù)量和尺寸則明顯減小(圖4b)。隨著固溶溫度繼續(xù)升高,大尺寸過剩相尺寸明顯減小,大部分小尺寸過剩相溶入基體。對比圖4b,4d可以發(fā)現(xiàn)在515℃下延長固溶時間沒有導致合金過剩相的明顯溶解。合金板材經(jīng)不同固溶處理后的拉伸斷口形貌如圖5所示。由圖5可以看出,510℃和515℃合金斷口存在著較深和均勻細小的韌窩,為典型的韌性斷裂,表明510℃和515℃固溶處理下,合金的伸長率更高,韌性更好。但是,510℃固溶合金斷口韌窩內(nèi)存在稍多的殘留第二相,這些難溶的硬脆質(zhì)點往往成為裂紋的發(fā)源地,使合金局部的塑性變形能力降低。隨固溶溫度的升高,合金斷口表面韌窩數(shù)量減少,并且變得更淺和更不均勻,殘留的第二相也減少,合金塑性下降,這與前面的拉伸性能結果相符。當合金在515℃下的固溶時間延長到2.5h時(圖5d),其韌窩較粗大,且不均勻,表明此時合金塑性下降。在一定范圍內(nèi),提高固溶溫度,可以增加溶質(zhì)原子在基體的固溶度,提高固溶強化效果。但是,固溶溫度升高,晶粒長大,合金的強度降低。因此,合金在不同溫度固溶處理后的強度變化是強化和軟化疊加作用的結果。從圖6可以看出,合金中析出了大量彌散分布的呈片狀的Ω相和少量的θ′相,在520℃下固溶析出的Ω相最多(圖6e),因為大部分過剩相都已經(jīng)溶入基體,導致隨后的時效過程中析出的強化相最多。但是520℃固溶處理,再結晶晶粒已經(jīng)發(fā)生明顯的長大(圖3f),所以合金的強度比515℃固溶處理稍有降低。當固溶溫度增加到525℃時,析出的Ω相減少,這可能是由于固溶溫度過高導致合金出現(xiàn)過燒,而致使溶質(zhì)原子減少。另外,在一定固溶溫度下延長固溶時間對合金的析出相影響不大。這是由于冷軋變形后合金的基體中可溶第二相數(shù)量是一定的,因而過分延長固溶時間并不能持續(xù)提高合金強度。這從圖2b上也可以看出,延長固溶時間,合金屈服強度和抗拉強度變化不顯著。當固溶時間為1.5h,可溶第二相溶入基體比較多,時效后析出的強化相也相應增多,再結晶的晶粒還沒來得及長大,所以合金的強度較高。隨著固溶時間的延長,再結晶晶粒的長大和第二相的長大將會使合金的強度有所降低。所以合金適宜的固溶時間應該為1.5h。3固溶過程中pahs的變化(1)隨著固溶溫度的提高,合金的屈服強度σ0.2和抗拉強度σb均呈