固溶处理对含ag的al-cu-mg合金组织性能的影响

固溶处理对含ag的al-cu-mg合金组织性能的影响

以2219、2124和2618铝合金为代表的传统变形铝，由于其热稳定性高、可靠性好，被广泛用于航空航天结构材料。随着航空航天技术的发展,对铝合金材料工作温度的要求也越来越高,目前铝合金的性能难以满足新一代高速飞行器、推进器等结构部件的要求。为了进一步提高铝合金的耐热温度,国内外学者进行了大量的研究,主要集中在析出相研究和复合添加等方面。与传统的铝合金2219,2618等相比,含Ag的Al-Cu-Mg具有更好的高温力学性能。这是由于在Al-Cu-Mg合金中加入微量的Ag能促进合金沿{111}面析出一种新的时效强化相(Ω相)。这种相在较高的温度下有着优良的抗粗化性能,从而改善了合金的高温力学性能。因此,Al-Cu-Mg-Ag系合金具有较好的高强耐热性能和耐损伤性能,是一种很有希望用于未来超音速飞机及导弹外壳的耐热铝合金,在航空航天等很多领域有着广泛应用。Al-Cu-Mg-Ag是一种典型的时效强化合金,固溶处理对合金性能的提高尤为重要。固溶处理是为了获得最大的过饱和度从而有利于后面的时效过程,使合金得到更大的强化。所以,为了保证最大数量的强化相组元溶入基体,又不引起过烧及晶粒长大,必须要选择合适的固溶温度和保温时间。本工作主要研究Al-Cu-Mg-Ag合金固溶处理工艺与其力学性能和组织之间的关系,寻求合理的热处理工艺路线,进而提高该合金的综合性能。1拉伸和力学性能实验所采用原材料为工业纯铝、纯镁和纯银以及A1-Cu,A1-Mn和A1-Zr中间合金。采用铸锭冶金方法制备了Al-5.3Cu-0.8Mg-0.5Ag-0.3Mn-0.15Zr(质量分数/%)合金铸锭。铸锭于500℃/24h均匀化处理后进行铣面,然后在460℃下保温2h后将铸锭热轧至6mm,再冷轧至3mm。沿轧制方向截取拉伸试样。试样经不同固溶制度处理后,水淬,再于185℃/4h进行时效处理。合金的DSC分析在SDT-Q600热分析仪上进行。室温力学性能测试在CSS-44100电子万能材料试验机上进行,拉伸速率为10-3s-1。采用POLYVER-MET金相显微镜和飞利浦Sirion200场发射扫描电镜观察合金的微观组织。TEM试样先用水磨砂纸和金相砂纸机械减薄至100μm左右,冲裁成ϕ3mm的圆片,然后在MTP-1A型双喷电解减薄仪上进行双喷减薄。双喷电压为12～15V,工作电流80～100mA。双喷过程中用液氮冷却,温度控制在-20℃以下。双喷液采用硝酸、甲醇混合液(1∶3)。所有进行TEM观察的试样在穿孔后都必须先用水冲洗后再用酒精清洗两次。TEM组织观察在TECNAIG220电镜上进行,加速电压为200kV。2u3000焊接温度对合金过烧的影响影响固溶处理的主要因素是固溶温度和固溶时间。在一定条件下,提高固溶温度或延长固溶时间均能增大溶质原子在基体中的固溶程度,提高合金的固溶强化效果。而为了防止合金过烧,必须确定合金的过烧温度。图1为冷轧态合金的DSC曲线。从图1可以看出,DSC曲线中有两个吸热峰,分别位于525.9℃和638.3℃。525.9℃对应于合金中低熔点共晶相的熔化,638.3℃对应于合金中基体相的熔化,由此确定该合金的固溶温度不超过525.9℃。2.1固溶温度对合金拉伸性能的影响图2为不同固溶温度(510～525℃)和固溶时间对合金的拉伸性能影响关系图。由图2a可以看出,随着固溶温度的提高,合金的屈服强度σ0.2和抗拉强度σb均呈先增加后缓慢下降的趋势,在515℃的时候达到最大值。合金的伸长率δ也是呈先增加后下降的趋势,同样在515℃达到峰值。固溶温度应低于过烧温度10～15℃,在满足力学性能的前提下,热轧板适宜的固溶温度应控制在515℃左右为宜。选取515℃作为合金的固溶温度进行不同固溶时间实验,实验结果见图2b。由图2b看出,在1～2.5h内固溶,合金屈服强度和抗拉强度变化不显著,都是随着固溶时间的延长,缓慢增加,1.5h达到强度峰值;继续延长固溶时间,强度缓慢降低。合金伸长率变化较为明显,先是缓慢升高,1.5h时达到最大值,进一步延长固溶时间,伸长率下降。总的来看,固溶时间为1.5h时合金具有最佳的强塑性配合。2.2固溶温度对合金拉伸性能的影响合金板材经不同温度固溶处理后的纵向金相组织如图3所示。可以看出合金经过固溶处理后,均发生完全再结晶,生成细小的等轴晶。合金经510℃固溶后,仍存在粗大的过剩相分布在晶界和晶内(图3a)。随着固溶温度的继续升高,合金发生再结晶晶粒长大,可以看到合金内部由大小不均匀的晶粒组成(图3f)。当固溶温度升高到525℃时合金由均匀的较为粗大的晶粒组成,并且在三叉晶界处可观察到少量黑色的复熔共晶球(图3h),这是因为这时固溶温度很接近低熔点共晶体的熔点,可能形成液相,然后在表面张力的作用下收缩成球形,冷却下来就在组织中形成小圆球。而随着固溶时间的增加,合金中未溶的第二相数量逐渐减少,但晶粒并没有发生明显的长大。图4为Al-Cu-Mg-Ag合金经不同固溶处理后的扫描背散射(BSE)电子像。由图4可以看出,合金在510℃固溶后,确实存在较多尺寸较大的过剩相(图4a),这些过剩相对强化起到一定的作用,但在晶界处分布的大尺寸过剩相对断裂韧度尤为不利。合金未溶过剩相主要为富Al2Cu相。而515℃固溶后,大尺寸过剩相的数量和尺寸稍稍减少,小尺寸过剩相数量和尺寸则明显减小(图4b)。随着固溶温度继续升高,大尺寸过剩相尺寸明显减小,大部分小尺寸过剩相溶入基体。对比图4b,4d可以发现在515℃下延长固溶时间没有导致合金过剩相的明显溶解。合金板材经不同固溶处理后的拉伸断口形貌如图5所示。由图5可以看出,510℃和515℃合金断口存在着较深和均匀细小的韧窝,为典型的韧性断裂,表明510℃和515℃固溶处理下,合金的伸长率更高,韧性更好。但是,510℃固溶合金断口韧窝内存在稍多的残留第二相,这些难溶的硬脆质点往往成为裂纹的发源地,使合金局部的塑性变形能力降低。随固溶温度的升高,合金断口表面韧窝数量减少,并且变得更浅和更不均匀,残留的第二相也减少,合金塑性下降,这与前面的拉伸性能结果相符。当合金在515℃下的固溶时间延长到2.5h时(图5d),其韧窝较粗大,且不均匀,表明此时合金塑性下降。在一定范围内,提高固溶温度,可以增加溶质原子在基体的固溶度,提高固溶强化效果。但是,固溶温度升高,晶粒长大,合金的强度降低。因此,合金在不同温度固溶处理后的强度变化是强化和软化叠加作用的结果。从图6可以看出,合金中析出了大量弥散分布的呈片状的Ω相和少量的θ′相,在520℃下固溶析出的Ω相最多(图6e),因为大部分过剩相都已经溶入基体,导致随后的时效过程中析出的强化相最多。但是520℃固溶处理,再结晶晶粒已经发生明显的长大(图3f),所以合金的强度比515℃固溶处理稍有降低。当固溶温度增加到525℃时,析出的Ω相减少,这可能是由于固溶温度过高导致合金出现过烧,而致使溶质原子减少。另外,在一定固溶温度下延长固溶时间对合金的析出相影响不大。这是由于冷轧变形后合金的基体中可溶第二相数量是一定的,因而过分延长固溶时间并不能持续提高合金强度。这从图2b上也可以看出,延长固溶时间,合金屈服强度和抗拉强度变化不显著。当固溶时间为1.5h,可溶第二相溶入基体比较多,时效后析出的强化相也相应增多,再结晶的晶粒还没来得及长大,所以合金的强度较高。随着固溶时间的延长,再结晶晶粒的长大和第二相的长大将会使合金的强度有所降低。所以合金适宜的固溶时间应该为1.5h。3固溶过程中pahs的变化(1)随着固溶温度的提高,合金的屈服强度σ0.2和抗拉强度σb均呈