（材料学专业论文）少量si、ag、li对低cumg比alcumg合金微观组织结构与性能的影响.pdf

中南大学硕士学位论文 摘要 摘要 本文利用力学性能测试、x 射线衍射、扫描电镜观测、透射电子 显微分析等实验手段与计算机模拟相结合，系统研究了微量s i 、a g 对低c u m g 比a 1 c u m g 合金微观组织结构与性能的影响规律及作用 机理。同时，为研发先进铝锂合金，探索新型铝锂合金体系，研究了 不同含锂量对a 1 1 5 c u 4 0 m g 0 2 5 s i 合金微观组织结构与性能的影 响规律。研究结论如下： ( 1 ) 微量s i 、a g 显著增强低c u m g 比a 1 c u m g 合金的时效硬化 效应与强化效果。微量a g 的添加加快了时效硬化速度，缩短了到达 时效峰值的时间；微量s i 的添加延长了到达时效峰值的时间。 ( 2 ) 微量s i 减少了合金淬火态缺陷浓度，促使合金时效前期析出 更加细小弥散的g p b 区。微量s i 促进了s 相的析出，并使之更加细 小弥散，s i 对t 相的析出有很强的抑制作用，在添加0 5 w t s i 的a 4 合金组织中没有观察到t 相的析出，时效析出序列被改变为： s s s s + m 9 2 s i - - * a + g p b 区+ m 9 2 s i _ 叶s + m 9 2 s i ( 3 ) 微量a g 的存在使合金组织中析出大量弥散的z 相。z 相的析 出速度非常快，在a 1 c u m g a g 四元合金人工时效l h 的组织中即观 察到大量z 相析出。 ( 4 ) 计算机模拟结果显示，微量s i 的存在导致了合金时效早期m g 原子团簇、c u m g 原子团簇更加弥散。a g 的添加导致合金时效初期 a g 原子与m g 原子之间形成大量m g a g 原子团簇，为该合金时效过 程中z 相的析出提供了形核条件。 ( 5 ) 相对于单独添加a g 元素，a g 和s i 复合添加使合金性能有了 更大程度的提高，但a g 和s i 复合添加没有改变合金的时效析出序列， 合金人工时效态组织也为z 相。 ( 6 ) 少量l i 的添加显著提高了合金时效硬化效应和强化效果，促 进了s 相的析出，并使之弥散细小，但抑制了t 相的析出。 关键字铝合金，微观组织结构，s i ，a g ，l i 中南大学硕士学位论文 a b s t r a c t a b s t r a c t s e f f e to ft r a c ea d d i t i o n so fs i 、a go nt h em i c r o s t r u c t u r ea n d p r o p e r t i e so fl o wc u ：m gr a t i oa 1 c u - m ga l l o y sh a v eb e e ni n v e s t i g a t e db y m e a n so ft e n s i l ep r o p e r t i e sm e a s u r e m e n t s 、xr a yd i f f r a c t i o n 、s c a n n i n g e l e c t r o nm i c r o s c o p y 、t r a n s m i s s i o ne l e c t r o nm i c r o s c o p yo b s e r v a t i o n s a n dc o m p u t e rs i m u l a t i o n i no r d e rt od e s i g na d v a n c e da 1 - l ia l l o y ，t h e e f f e c to fv a r i o u sl ic o n t e n t so nt h em i c r o s t r u c t u r ea n dp r o p e r t i e so f a l - 1 5 c u 4 0 m g - 0 2 5 s ia l l o y h a v eb e e n i n v e s t i g a t e d t h e m a i n c o n c l u s i o n sa r ea sf o l l o w i n g ： ( 1 ) t h ep r e c i p i t a t i o nh a r d e n i n gr e s p o n s eo ft h el o wc u ：m gr a t i o a 1 - c u m ga l l o y si se n h a c e db yt h ea d d i t i o n so fa g a n ds i 1 1 1 er a t eo f a g e - h a r d e n i n gi s i n c r e a s e db yt h ea d d i t i o no fa g ，a n dr e d u c e db yt h e a d d i t i o no fs i ( 2 ) t r a c ea d d i t i o no fs id o e sr e s u l ti nal o w e rd e n s i t yo fd e f e c ti nt h e a sq u e n c h e dm i c r o s t r u c t u r e ，a n dt h ef o r m a t i o no faf i n ea n du n i f o r m d i s p e r s i o no fg p bz o n e s a d d i t i o no fs is t i m u l a t e st h ep r e c i p i t a t i o no fs p h a s e ，a n dr e s t r a i n s t h ef o r m a t i o no ftp h a s e t h ep r e c i p i t a t i o no f t p h a s ei sc o m p l e t e ds u p p r e s s e dw h e nt h es ic o n t e n tr e a c ht o0 5 w t ( 3 ) t r a c ea d d i t i o n so fa gl e a d st ot h ef o r m a t i o no f a l a r g en u m b e ro f zp h a s e t h ep r e c i p i t a t i o no fzp h a s ei sr e l a t i v e l yr a p i d ，al a r g en u m b e r o fzp h a s ep r e c i p i t a t i o n sw a so b s e r v e di nt h ea 1 - c u - m g a gq u a t e r n a r y a l l o ya r t i f i c i a l l ya g e df o rlh ( 4 ) t h es i m u l a t i o nr e s u l t si n d i c a t et h a tt h ea d d i t i o n so fs ir e s u l ti na r e f i n e m e n to fm gc l u s t e r sa n dc u m gc l u s t e r sd u r i n ge a r l ys t a g e so f a g e i n g t h ea d d i t i o no fa gl e a dt ot h ef o r m a t i o no fm g a gc l u s t e r s w h i c ha c ta st h en u c l e a t i o ns i t e so fz p h a s e ( 5 ) w h e nc o m p a r et oq u a t e r n a r ya 1 - c u - m g - a ga l l o y , t h ec o m b i n e d a d d i t i o n so fa ga n ds ip r o m o t ea ne n h a n c e da g eh a r d e n i n gr e s p o n s e h o w e v e r ，t h ep r e c i p i t a t i o ns e q u e n c ei sn o ta l t e r e d ，t h em i c r o s t r u c t u r eo f a i c u - m g a g - s iq u i n a r ya l l o yi sa l s od o m i n a t e db yzp h a s e ( 6 ) t h ea g eh a r d e n i n gr e s p o n s ea n ds t r e n g t hc a nb ep r o m o t e db y s m a l la d d i t i o n so fl i t h ep r e c i p i t a t i o no fsp h a s ei ss t i m u l a t e d ，o nt h e i i 中南大学硕士学位论文 a b s t r a c t c o n t r a r y , tp h a s ei sr e s t r a i n e di nt h el i b e a r i n ga l l o y k e yw o r d sa l u m i n u m a l l o y ，m i c r o s t r u c t u r e ，s i ，a g ，l i i i i 原创性声明 本人声明，所呈交的学位论文是本人在导师指导下进行的研究 工作及取得的研究成果。尽我所知，除了论文中特别加以标注和致谢 的地方外，论文中不包含其他人已经发表或撰写过的研究成果，也不 包含为获得中南大学或其他单位的学位或证书而使用过的材料。与我 共同工作的同志对本研究所作的贡献均已在论文中作了明确的说明。 作者签名： 日期：上卑年上月堕日 学位论文版权使用授权书 本人了解中南大学有关保留、使用学位论文的规定，即：学校 有权保留学位论文并根据国家或湖南省有关部门规定送交学位论文， 允许学位论文被查阅和借阅；学校可以公布学位论文的全部或部分内 容，可以采用复印、缩印或其它手段保存学位论文。同时授权中国科 学技术信息研究所将本学位论文收录到中国学位论文全文数据库， 并通过网络向社会公众提供信息服务。 作者签名：兰立茎宴导师签名盟i , q - r 矽日期：上啦链月生日 中南大学硕士学位论文第一章文献综述 1 1 铝合金的研究发展 第一章文献综述弟一早义陬琢怂 铝合金具有密度小、强度高、耐腐蚀、易加工、资源丰富等一系列优点，在 航空、航天、兵器、舰船、交通运输、电力电子、建筑包装等行业得到极其广泛 的应用。 虽然新兴的复合材料在某些领域取代了铝合金，但由于造价昂贵、能 耗高、性能限制等各方面的原因使其无法大量取代铝合金。目前轻质、高强的铝 合金仍然是不可替代的结构材料，全世界已正式注册的铝合金达千种以上，分别 包含在l x x x 9 x x x 系中【1 1 ，在国防建设中仍占有十分重要的地位。如何不断开发 新品种，进一步提高铝材料性能，降低成本和提高性价比己成为当今国际铝业界 共同关心的问题。 长期以来，高性能铝合金的研究与开发主要是随着航空、航天等高新技术的 发展而发剧2 ，3 4 】。五、六十年代，军用铝合金研究发展的主要目标是减轻材料的 重量，提高合金的比强度和比刚度。其理论基础一时效强化理论和位错理论的发 展使物理冶金学家认识到提高金属金属材料强度的基本途径有二条：一是尽量减 少金属中的缺陷，如制造无位错的金属、合金晶须和单晶等；二是通过引入异类 原子、冷加工、热处理、中子辐照以及细化晶粒等来大量增加晶体中的缺陷。先 后研究开发的合金和热处理状态有2 0 1 4 t 6 ，2 0 2 4 t 3 ，t 8 ，2 1 2 4 t 8 ，7 0 7 5 t 6 ， 2 2 1 9 t 6 ，t 8 等。在六、七十年代，航空航天铝合金发展的主要目标是提高合金 的耐久性和损伤容限。微观组织和性能关系的基础性研究成果，如断裂力学、断 裂物理和应力腐蚀理论，使人们对提高韧性和改善应力腐蚀的途径有了深入了 解。通过提高合金纯度，减少有害夹杂以及改进热处理制度，如t 7 3 处理和r r a 处理，使铝合金的微观组织结构得到很大改善，从而提高了铝合金强度、韧性、 耐蚀性及疲劳性能等。研制的新合金及热处理状态有7 4 7 5 t 7 6 ，t 7 3 ，7 0 7 5 t 7 4 ， t 7 6 ，7 1 5 0 t 6 ，t 6 1 ，2 2 1 4 t 3 ，2 3 2 4 t 3 9 等。 进入八十年代，由于燃油价格上涨而要求进一步减轻结构重量，航速的提高 要求提高铝合金的工作温度，随后研制开发了2 0 9 0 、2 0 9 1 、8 0 9 0 等牌号铝锂合 金，p m 7 0 9 3 合金，r s p a l f e x 合金。同时在铝合金弥散强化、合金化理论、 快速凝固技术方面取得了进展。 进入九十年代，铝合金的发展目标是进一步提高铝合金强度并进一步提高合 金的耐久性和损伤容限。在此阶段研制的合金有2 5 2 4 t 3 ，7 0 5 5 t 7 7 5 1 ，2 1 9 5 - t s ， 2 1 9 7 等，这些新合金已成功地用于b o e i n 9 7 7 7 飞机机翼和机身的主要结构以及 大型运载火箭的油箱等，对这些飞行器的性能提高起了非常重要作用。目前，航 中南大学硕士学位论文第一章文献综述 天航空用铝合金仍向高比强、高比模、高韧性、高损伤容限、耐腐蚀方向发展， 采用的技术是纯化、细化、均化和多相多级强韧化。高新技术产业用铝合金，主 要指轿车工业用车身板材、电子工业用高容量铝箔、计算机硬盘和录相机磁盘用 铝合金板、p s 板、包装行业用铝箔、饮料罐用特薄铝板等，近一、二十年来有 了飞速的发展并继续向高纯净度、高均匀度、高精度方向发展。在高新技术产业 用铝合金研究与开发方面，合金制备技术的发展特别引人注目。一系列有工程化 前景的重大技术，如熔体在线处理技术、快速连铸轧、强形变细化等首先在铝合 金中得到应用并显示大规模推广的潜力。这类技术的发展使新一代铝合金向纯 化、细化和均化方向发展，为提高铝材性能、稳定铝材质量以及高效低耗生产高 性能铝材提供了技术保障。 八十年代改进合金韧性的基础研究方面获得突破，从而最终使铝锂合金这一 高性能铝合金在航空航天上得到应用。所谓铝锂合金实质上是指含锂铝合金。习 惯上将含有金属元素l i 的铝合金通称为铝锂合金，虽然l i 经常并不是含量最多 的合金化元素。锂( l i ) 是自然界中最轻的金属元素，密度仅为o 5 3 4 9 c m ，大约 只有铝的1 5 。在铝合金中加入金属元素锂( l i ) ，可在降低合金密度的同时提高合 金的弹性模量【5 j 。铝锂合金因此被认为是2 1 世纪航空航天飞行器理想的结构材 料，在舰船以及兵器工业中也具有很大的应用潜力。铝锂合金的材料制备和零件 制造工艺都与普通铝合金无原则上的差别，可沿用普通铝合金的技术和设备；用 铝锂合金替代飞机上使用的传统铝合金，不需要对适航条例做大的修改；另外， 铝锂合金的成形、维修等都较复合材料方便，成本也远远低于复合材料【6 】。 自1 9 2 4 年第一个含l i 的铝合金s c l e r o n 合金( a 1 1 2 z n 3 c u 0 6 m n 0 1 l i ) r l 在德国诞生以来，舢一l i 合金开发己有7 0 余年的历史，目前国外已有2 0 多种铝锂 合金的生产达到工业化水平【8 】。美、欧等国己能生产重的铸锭，而俄罗斯已具备 生产重铸锭的能力。美国a l c o a 公司a 1 l i 合金的年产量已超过3 6 0 0 t ，根据需要 可迅速扩大到年产9 0 0 0 t 。英国a l c a n 公司和法国p e c h i n e y 公司联合建造的一合 金生产a 1 “合金生产厂年产量可达1 0 0 0 0 t 。美、俄、欧等国趟l i 合金轧制、 挤压、锻造的生产技术已达到常规铝合金水平。 在航天领域，铝锂合金已在许多航天构件上取代了常规高强铝合金。由于铝 锂合金比碳( 石墨) 环氧复合材料具有更高的工作温度、较好的高温韧性和蠕变性 能，在太空环境下不放气，加工性能好，特别是价格便宜，因此使用a 1 l i 合金作 为贮箱、仪器舱等结构材料具有较大优势。美国洛克希德公司利用8 0 9 0 a 1 l i 合 金加工铆接制造了大力神运载火箭有效载荷舱，使其减轻质量1 8 2 k g 。美国“发现 号”航天飞机外贮箱( 直径8 4 m 、长4 6 1 神采用w e l d a l i t e 刑0 4 9 系列的2 1 9 5 a 1 l i 铝锂合金取代2 2 1 9 合金，使航天飞机的运载能力提高了3 6 t ，相当于每千克有效 2 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 载荷节约成本1 7 6 4 美元。这种采用2 1 9 5 高强可焊铝锂合金制造的外贮箱已随航 天飞机于19 9 8 年发射升天，表明a 1 “合金在大型薄壁焊接承力结构件上的应用 取得了突破性的进展。俄罗斯已将1 4 6 0 a 1 l i 合金用于“能源号”运载火箭的低温 贮箱。据透露1 4 2 0 a 1 l i 合金也已用于某些中、远程导弹弹头壳体。1 9 9 7 年7 月， 俄罗斯将1 4 6 0 合金制造的液氧贮箱卖给美国麦道公司用于可重复使用垂直升降 的d e l t a c l i p p e r 运载火箭d c x d c x a 上进行第四次飞行试验，减轻质量约 2 0 。根据美国先进的低温贮箱计划( a d p 3 1 0 6 ) ，单级入轨重复使用的跨世纪运 载火箭x 3 3 的液氧箱也决定使用2 1 9 5 合金。空中发射水平着陆的x 3 4 准备采 用舢l i 合金的液氧贮箱。此外，美国海军正在资助用轻质、耐蚀、高强的a 1 l i 合金制造新一代重型鱼雷燃料舱段的研究工作。 我国铝合金的研制和生产已经有相当基础，能满足国民经济很多方面的需 要，但就现代国际水平的航空航天和交通运输用铝材来说，我国高性能变形铝合 金无论从成分和状态上，还是从产品质量和规格品种方面还有很大差距1 9 j 。我国 变形铝合金没有自己的系列，热处理状态单调不成系统。我国变形铝合金规格少， 精度较低，现代飞机结构和高速列车所需的非常关键的大规格半成品，我们还不 能生产。“七五 、“八五”期间，我们虽然仿制过7 0 5 0 ，7 4 7 5 ，2 2 2 4 ，2 3 2 4 等合金，但仍未能进入大规模工业生产阶段。目前，军工用量最大的常规7 0 7 5 ， 2 0 1 4 高强铝合金部分依赖进口。其原因是铝熔体纯净度低，微量元素作用未充 分利用，热处理工艺单一，以致凝固与加工热处理组织缺陷多，材料强度比国外 低4 0 8 0 m p a ，延伸率低1 _ 4 ，而且不稳定。以7 x x x 和2 x x x 系为基础发展的高 性能铝合金，我国与国外的差距更大。美、加等国通过调整合金成分、提高纯净 度、发展热处理方法及添加微量元素，发展了一大批合金，性能较基础合金提高 2 0 4 0 ，并投入大批量生产和应用。如7 0 5 5 合金，铁、硅杂质含量小于0 1 5 和o 1 ，强度达6 5 0 m p a ，断裂韧性达3 3 m p a ，分别比7 0 7 5 提高4 0 和1 6 ， 且耐蚀性好。我国对这类合金的研究还停留在样品阶段。 在铝锂合金方面，我国的研究和应用起步较晚，但经过几个五年计划的材料 研究与应用研究后，国产铝锂合金已经取得了很大进展。我国铝锂合金研究起步 于上世纪6 0 年代初，东北轻合金加工厂曾仿制过2 0 2 0 合金，试制出代号为s 1 4 1 的铝锂合金板材，由于该合金塑性低及其他条件的制约，未能实现工业生产和应 用。从“七五”开始，我国的铝锂合金研究正式起步，由于当时经费投入有限，技 术力量薄弱，基础条件差，研究工作虽然取得了不少成绩，但水平相对较低。在 “八五”期间，国内多所高校和研究院所在广泛范围内开展了铝锂合金研究，使 我国铝锂合金的基础研究工作大大前进了一步。开发试制了1 4 2 0 和2 0 9 0 铝锂合 金，生产出了小规格板材、型材。“九五”期间，国家继续支持铝锂合金的研制， 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 经费投入和研究单位比“八五”明显集中，工业生产和应用目标更加具体。“九 五”期间从俄罗斯引进的6 t 容量的铝锂合金熔铸机组和技术已通过验收，现已 能生产出3 1 0 m m x l 2 8 0 m m x 3 0 0 01 1 1 1 1 1 的扁锭和0 6 5 0 m m 圆锭，这表明我国铝锂 合金的研究已达到工业生产规模。此期间，中南大学和西南铝加工厂还开展了对 第三代铝锂合金的跟踪研究工作，进行了2 1 9 5 合金的攻关和研究，该研究项目 已达到攻关指标要求。“十五 期间，国防科工委和总装备部继续支持铝锂合金 的研究，研究重点是“一型两用”新型高强高韧铝锂合金和2 1 9 5 合金的性能优化 和工业化生产技术开发。“一型两用”新型高强高韧铝锂合金的研究已经完成了实 验室中试规模的研究，并申请了国家铝合金牌号2 a 9 7 。“十一五 期间，在总 装备部的支持下，连续开展了“一型两用”铝锂合金的工业化试制研究。通过连续 几个五年计划的国家支持，我国铝锂合金研究开发的基地已建立，其规模和水平 已达到美、俄等国上个世纪8 0 年代末的水平。目前国产铝锂合金已在航空航天 工业中应用，特别是1 4 2 0 合金深冲模锻件已批量用于我国d f x x 导弹上，薄板 已用于我国新型战斗机s u x x 蒙皮，这标志着我国铝锂合金研究已进入实质性应 用阶段。 1 2 a 1 一c u m g 系铝合金的应用与发展 a 1 c u - m g 系铝合金是铝合金的重要组成部分，属可热处理强化的加工铝合 金，铜和镁是其主要合金元素【l o l 。典型a 1 c u - m g 硬铝合金的特点是：4 9 0 5 2 5 固溶淬火( 取决于合金成分) 和室温( 自然) 或高温( 人工) 时效热处理后，时效强化 效果明显，比其它合金系( a 1 m g 系，a 1 m g - s i 系，a 1 z n m g c u 系) 的耐热性高。 在1 0 0 以下，硬铝型合金的强度低于a 1 z n m g c u 系合金，但在高温下，特别 是长期使用时，则超过它们【1 0 1 6 。 自从1 9 0 6 年德国的a l f r e dw i l m 首次发现a 1 c u m g 合金的时效硬化现象以 来，2 x x x 系a 1 c u m g 合金就被广泛地用作航天航空业的结构件。a l f r e d w i l m 的 研究促进了2 x x x 系灿c u m g 合金的广泛应用和发展，1 9 2 9 年美国发明了2 0 2 4 合金( 质量：0 5 0 s i 、0 5 0 f e 、3 8 - 4 9 c u 、0 3 - - - 0 9 m n 、1 2 1 8 m g 、0 1 0 c r 、 0 2 5 z n 、0 1 5 t i ，其他杂质每个o 0 5 ，总计0 1 5 ，其余为a 1 ) ，并成为久盛不衰的 主力航空铝合金【1 7 j ，被广泛应用于各种航空器中对损伤有特殊要求的结构件 t 5 a s l ，它的发明与定型对航空航天工业的发展有着特别重要的意义，美国在第二 次世界大战期间为盟国生产的约1 4 万架飞机的机身蒙皮、机翼及其他受力件与 结构的8 0 左右都是用此合金制造的。中国自行设计制造的新型涡扇支线客机 a r j 2 1 型，其机身蒙皮与机翼下壁板的材料也为2 0 2 4 及包铝的2 0 2 4 合金。1 9 7 0 年，美国铝业公司( a l c o a ) 在2 0 2 4 合金的基础上，研制成功2 1 2 4 铝合金，2 1 2 4 合 4 中南大学硕士学位论文第一章文献综述 金f e 与s i 的含量比传统原型2 0 2 4 合金的低，因而厚板的伸长率与韧性( 特别 是横向上的) 有较大改善，主要被用来生产t 3 5 1 和t 8 5 1 状态的3 8 m m - 1 5 2 m m 厚板，制造飞机结构件。1 9 7 2 年研制成功的2 0 4 8 铝合金，主要用来生产飞机用的 厚板和薄板。同年研制成功的2 4 1 9 合金，主要用来制造飞机的高温结构件和高强 度焊接件。1 9 7 8 年研制成功2 2 2 4 铝合金，其杂质f e 与s i 的含量更低，特点 是断裂韧性高，裂纹传播速度慢，主要用来生产t 3 5 11 状态的挤压件，已经用于 制造波音7 6 7 等飞机的结构件。同年研制成功了2 3 2 4 铝合金，2 3 2 4 合金是对 2 1 2 4 合金的改进，强度与韧性得到良好匹配，适于用来制造t 3 9 状态的厚板和 薄板，也已用于制造波音7 6 7 等飞机的结构件；近几年又开发出综合性能更好的 2 4 2 4 和2 5 2 4 铝合金。2 5 2 4 合金的杂质s i 含量特别低，c r 含量也很低，c u 含 量范围也相当小，因而它既有良好的综合性能又有相当强的抗疲劳裂缝扩展能 力，成为新一代的航空材料代表【1 9 1 。到目前为止，2 5 2 4 铝合金是断裂韧性与抗 疲劳性最高的高强铝合金，并于1 9 9 9 年起用于飞机结构件。空中客车公司成员 戴姆勒克莱斯勒汽车公司( d a i m l e rc h r y s l e r ) i n , 决定选用2 5 2 4 合金作为a 3 4 0 6 0 0 型飞机的机身结构材料，同时空中客车公司( a i r b u s ) 在最近投入商业飞行的超大 型a 3 8 0 型飞机的机身结构也用2 5 2 4 合金制造 2 0 - 2 3 】， 原苏联在2 0 世纪7 0 年代研制姐1 6 a 铝合金，8 0 年代研制出1 1 6 3 铝合金， 已经用于制造依尔9 6 3 0 0 型和图2 0 4 型等飞机机体上的受力结构件。1 9 8 4 年研 制出11 6 1 铝合金，它除了降低f e 、s i 杂质含量外，还用添加过渡族元素z r 的方法提 高合金的抗裂纹扩展性能；开发的且1 9 q 铝合金，全面应用在苏2 7 等系列飞机上 2 4 珊j 。美国和原苏联开发的高强高韧性a 1 c u m g 系合金的成分列于表1 1 t ”i 。 我国航空材料基础研究起步较晚，5 0 年代主要仿制前苏联的a 1 6 和b 9 5 合 金，研制成功了相应的2 a 1 2 和7 a 0 4 合金。2 0 世纪6 0 年代我国开始对a 1 c u m g 系高强铝合金进行深入的研究，并开发和生产了适合我国国情的高强高韧铝合 金，如与2 0 2 4 相近的2 a 1 2 ( l y l 2 ) 合金，在新的国家标准中包括了2 4 个2 x x x ( l y x 、 l d x ) 合金。7 0 年代为解决材料抗应力腐蚀问题，研制成功了高强度的7 a 0 9 t 6 合金，该合金的铸造性能、工艺性能、抗应力腐蚀性能及综合性能均优于7 a 0 4 合金。至8 0 年代中期，随着国家经济实力的增强和老飞机改型、新飞机材料的 研究等综合因素的影响，我国全面启动了2 0 2 4 t 3 、t 6 和t 8 、2 1 2 4 t 8 5 1 以及 2 2 2 4 t 3 、2 3 2 4 t 3 9 等的研究工作。如东北大学于1 9 9 9 年研究高纯硬铝 2 2 2 4 t 3 5 1 0 挤压型材在预拉伸变形度- 1 3 时，国产型材时效后的力学性能 完全能达到美国波音公司材料标准b m s 7 2 2 5 c 的规定值，但未预拉伸的型材o o 2 则低于标准值，而 3 或达到5 的型材，延伸率6 则降到1 2 以下，达不到 标准规定值。同时研究2 3 2 4 t 3 9 厚板只有在预压延变形度e = 1 0 - 1 3 ，力学性 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 表1 - 1 美国和原苏联开发的高强高韧性a 1 - c u m g 系合金的成分( ) 其他 国 牌号 s if ec u m g m nz a c rz n面a i备注 家 个总 3 8 - - 1 2 0 3 其 1 9 5 4 2 傥 4o 5 0o 5 00 1 00 2 50 1 50 0 50 1 5年注 4 91 80 9 余 册 3 8 1 2 0 3 其 1 9 7 0 2 1 2 40 2 00 3 0 o 1 00 2 5o 1 50 ( 1 5o 1 5 年注 4 9 1 8 o 9 余 册 3 5 0 4 o 4 0 2 5 z r 其 1 9 r 7 2 2 0 1 70 2 0 0 7 0o 2 5 0 1 0o 0 5o 1 5年注 4 51 01 0娟余 册 2 4 1 9o 1 50 1 8 5 8 o 0 2 0 2 o 1 伊一 0 1 0 o 0 2 o | d 50 1 5 其 1 9 r 7 2 年注 美 6 80 40 2 50 1 0余 册 国 其 1 9 7 8 2 2 2 4o 1 20 1 5 3 8 1 2 0 3 o 1 00 2 5o 1 5m 0 5o 1 5 年注 4 41 8o 9余 册 3 8 1 2 o 3 其 1 9 r 7 8 2 3 2 4o 1 0o 1 2o 1 00 2 50 1 50 0 50 1 5年注 4 41 80 9余 册 3 8 1 2 0 3 其 1 9 9 4 2 4 2 40 1 00 1 20 2 00 1 0o 舫0 1 5 年注 4 41 6 o - 6 余 册 3 8 1 2 ，一0 3 其 l 钙1 5 2 5 2 40 0 6o 0 6 0 0 呕o 0 2 年注 4 41 60 6余 册 皿1 63 8 1 2 0 3 其 l s r 7 9 0 2 0 0 3 0o 2 0o 0 50 1 5年始 i i 4 91 80 9余 用 苏其 1 9 8 4 联 1 1 6 1o 0 50 1 53 61 60 6o 1o 1 0 年始 余 用 3 8 1 2 ，、一0 3 其 1 9 8 7 1 1 6 30 2 00 1 5o 1 0o 0 50 1 5年始 4 41 6o 8余 用 能才能达到波音材料标准b m s 7 2 5 4 e 的规定值。其强度o b l ：匕2 0 2 4 t 3 5 1 约高1 0 ， o o 2 约高3 0 ，而韧性和抗疲劳性能又不低于后者。未预变形板材的强度根本达 不到b m s 7 2 5 4 e 标准的规定值。据不完全统计，从“七五”到“十五 期间，东 北轻合金有限责任公司、北京航空材料研究院、东北大学等单位从“七五”到“十 五”期间，共研究了1 0 项“2 x 系铝合金”国家重大课题，整体来看，我国高强 铝合金研究水平基本跟上了世界研究的步伐，有一些研究成果达到了国外先进水 平，并具备了批量生产能力。尽管我国在超高强铝合金研究方面取得了许多成果， 但与国外水平相比仍有一定的差距【2 引。 6 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 1 3 a 1 c u m g 系铝合金的相组成及相变特点 根据a 1 c u m g 合金析出相特点和c u m g 比高低来分析，2 x x x 系合金可以 分成三组，位于a 1 c u m g 相图的a + o 和a + o + s 相区( 高c u m g 比的a 卜c u m g 合金) 、a + s 相区( 中等c u m g 比的a 1 一c u m g 合金) 以及叶s + t 相区( c u m g 比的 a 1 c u m g 合金) 。a 1 c u m g 合金相图的富a l 角部分如图1 1 2 9 1 所示。 一、 零 一 ； 、_ 一 k o o 图1 - ia i c u m g 合金相图在1 9 0 c 的相界，粗线为5 0 0 ca a + s 相界 现根据不同的相区分析a l - c u - m g 合金的相组成及相变特点。 1 2 1a + ej 口a + o + s 相区 位于a + o 和a + 0 + s 相区的a l - c u - m g 合金属于高c u m g 比a 1 c u - m g 合金， 其析出序列为：固溶体- - * g p b 区( 或g b 区) 一0 + s 一叶s 【3 0 1 。 s i l c o e k t 3 l j 提出g p b 区是沿 1 1 1 面形成直径1 - 2 n m ，长度约4 8 n m 的小圆柱 体，并且淬火速率不同，其直径与长度也不同。g e r o l d 和h a b e r k o m 提出g p b 区有正方a u c ui 型点阵结构，s i l c o c k 提出其晶胞的晶格参数为a = 0 5 5 n m ， c = 0 4 0 4 n m 。 0 相的成分为a 1 2 c u ，属于正方结构，晶格参数为a = 0 6 0 6 6 n m ，c = 0 4 8 7 4 n m 。 0 相的成分可能为c u 2 , m 3 6 ，与平衡相0 稍有差别。0 相也属于正方结构，晶格参 数为a = o 4 0 4 n m ，e = 0 5 8 0 n m 。它与基体的位向关系为： 0 0 1 j 0 0 1 0 ， j 0 ，【3 2 。3 3 1 ， s 相的成分是a 1 2 c u m g ，属于面心正交结构，晶格参数为a = 0 4 0 0 n m ， b = 0 2 3 r i m ，e = 0 7 1 4 n m 。s 相与基体的位向关系为： 1 0 0 s 1 0 0 a i ，【0 1 0 s 0 2 1 a l ， 7 中南大学硕士学位论文第一章文献综述 【0 0 1 s o l e b a 。s 相与s 相具有相似的成分和结构。在晶体结构上，相对于s 相，s 相具有相似的点阵参数，以便维持沿 1 0 0 s 、【0 0 1 s 、【0 1 0 s 方向的基体错 配度为零。s 相的晶格参数为a s = o 4 0 0 n m ，b s = 0 9 0 5 n m ，c s = 0 7 2 4 n m 。s 相与s 相只能从 0 1 0 s 0 1 2 a 方向的错配来分辨。两者不像0 和0 是同素异形相，代表 了a 1 2 c u 析出的不同晶体结构形式。它们只是在点阵参数、形状或者位向上有微 小变化【3 4 1 。 a g a r g t 3 5 1 和r w f o n d a 3 6 1 发现高c u m g 比a 1 c u m g 合金中偶尔会有q 相 在基体 l l l a 面析出，s p r i n g e r t 3 7 1 和b m g a b l e 【3 8 】等人的研究结果也证实了这 一事实。至于q 相的析出特点将于后面详述。 1 2 2q + s 相区 位于叶s 相区的a 1 一c u - m g 合金，属于中等c u m g 比的合金，这一系列的合 金包含了几种重要的广泛应用于航天工业的2 x x x 系铝合金【3 9 1 ，典型的中c u m g 比a i c u - m g 合金时效硬化曲线如图1 - 2 删所示： - - z z 、- 一 o c 口 k 日 z 16 0 4 0 2 0 0 0 8 0 6 0 a g e i n gt i m e ( h ) 4 图1 - 2 商用a a 2 6 1 8 和a a 2 0 2 4 合金1 5 0 c a t - 时效硬化曲线 b a g a r y a t s k y 4 0 提出c u m g 重量比在2 2 时，合金析出序列为：固溶体- - - , g p b 区+ s7 _ s 。对于位于a + s 相区的a 1 c u m g 合金在1 0 0 2 4 0 时效温度范围内， 其时效硬化曲线表现出以下几个独特的现象： 1 时效硬化阶段被一硬度平台分成明显的两个上升阶段，并且这个平台可 以保持很长一段时间，大约1 0 0 小时以后才上升f 4 1 1 。 2 第一阶段硬化很快就出现，大约在6 0 秒( 甚至更短时间) 内完成。 3 第一阶段硬度值很快就能达到总硬度增量( 峰值硬度减固溶处理淬火后立 8 中南大学硕士学位论文 第一章文献综述 即测的硬度) 的大约6 0 ，而且在a 1 c u m g 系合金中较宽的时效温度范围内都 有相类似的情况。这个现象以前没有被发现是由于准确的淬火态硬度值不易测 定。早期的研究认为第一阶段硬化是由于g p b 区的形成，而第二阶段硬化则是 由于s 、s 相的形成 3 1 , 4 1 】。当s 相粗化时出现过时效。 但是最近对于时效早期的硬化以及时效析出行为出现了不同的观点【4 2 4 3 1 ，认 为固溶淬火后微观组织的演变包括以下几个过程： 1 固溶淬火后组织中的过饱和空位立即偏聚成团，并且在基体的 1 1 0 。面 坍塌成位错环，柏氏矢量为a 2 a 1 4 4 4 5 】 2 在时效早期的几十秒钟内，时效硬化速度非常快。这被认为是由m g 、c u 原子及位错之间的选择性交互作用引起的溶质原子再分配引起的。最近提出了团 簇硬化理论来解释这一现象【4 2 。4 3 1 。 3 m g 、c u 原子向位错环和螺形位错扩散导致了s 相在缺陷上非均匀形核 【4 6 - 4 7 0 4 在硬化平台后期析出细小弥散的g p b 区，g p b 区的析出导致了第二次硬化 阶段。当g p b 区达到最大弥散时，硬度达到最大值【4 引。 5 当g p b 区逐渐被s 相取代时出现过时效，在随后的时效过程中s 相逐渐长大 粗化。 1 2 30 【+ s + t 和a + t 相区 低c u m g 比的a 1 c u - m g 合金在高温下具有优秀的抗粗化性能，但由于拉伸 性能相对于低m g 的合金较差，所以一直以来被研究的较少【4 9 】。 因为在低c u m g 比的m c u m g 合金中，即位于叶s + t 和a + t 相区，所以 析出过程可能包含s 、t 相和它们的亚稳相。a 1 c u m g 合金中析出t 相由v o g e l 于1 9 1 9 年首次发现并认为其成分近似为a 1 6 c u m 9 4 ，b e r g m a n 、w a u g h 和p a u l i n g 【5 0 】 于1 9 5 7 年研究发现t 相为体心立方结构( a _ 1 4 2 5 + 0 0 0 3 n m ) ，是a 1 z n m g 合金 中析出的t 相( m 9 3 2 ( a i ，z n ) 4 9 ) 的同晶体。另一方面，根据研究表明，含有m n 、f e 、 s i 的舢c u m g 合金中没有发现t 相的存在，其析出过程与中等c u m g 比的 a i c u - m g 合金一致【5 1 】。最近有人详细研究了a 1 4 2 m g 0 6 c u ( w t ) 的析出过程 【5 2 1 ，结果表明它遵循中等c u m g 比的a 1 c u m g 合金析出规律，即g p b 区，s ”， s ( a 1 2 c u m g ) 相。r a t c h e v j 等人进一步研究a 1 - 4 2 m g 0 6 c u ( w t ) 合金在18 0 时效下的析出硬化过程。研究结果表明，该合金具有与中等c u m g 比的 a 1 c u - m g 合金相似的特点，在固溶、水淬后的时效中合金的屈服强度曲线出现 了被一个长时间几乎没有变化的平台分成的两个明显的阶段。第一阶段在时效早 期的几分钟内，合金强度快速增加，随后的时效过程中屈服强度几乎没有变化， 9 中南人学硕士学位论文 第一章文献综述 仅在时效1 1 天( 在1 8 0 。c 下) 才出现峰值强度。关于该合金的时效过程，作者提出 两种机制来解释，在开始几分钟s 。相在位错线和螺位错上均匀析出。同时g p b 区( 或者r i n g e r 等人发现的c u m g 原子团) 在基体中均匀形成。回复实验( 因为 g p b 区和s 相具有不同的固溶温度，所以当温度升高时，这些相可能发生溶解) 结果表明，在时效早期的几分钟内，s 相对强度的贡献比g p b 区的稍大。在时 效后期，s 相也会在基体中均匀析出，第二次硬化与之相关。在长时间时效条件 下，s 相( 位错上和基体中) 会转变成s 相，这个相在峰值时效出现。如果固溶后 的冷却速率不高( o n 空淬) ，固溶态屈服强度会增加( 相对与水淬式样) ，时效硬化 响应会降低。这与从固溶温度冷却过程中析出一些含c u 相有关。在不同冷却速 率条件下的试样，s 相与g p b 区对硬度的贡献也不同。水淬试样中，对初始硬 度的贡献，g p b 区占大约5 0 ，位错上的s 相占5 0 ，但是空淬试样中