陳　娟， 吳安如，2，馬紅亮，覃　波,2，董麗君,2

(1. 湖南工程學(xué)院 機(jī)械工程學(xué)院，湘潭 411101；2. 湖南省風(fēng)電裝備與電能變換協(xié)同創(chuàng)新中心，湘潭 411101；3.湖南江濱機(jī)器(集團(tuán))有限責(zé)任公司，湘潭 411105 )

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Mn對(duì)Al-Cu-Mg鋁合金時(shí)效硬化的影響

陳娟1， 吳安如1，2，馬紅亮3，覃波1,2，董麗君1,2

(1. 湖南工程學(xué)院 機(jī)械工程學(xué)院，湘潭 411101；2. 湖南省風(fēng)電裝備與電能變換協(xié)同創(chuàng)新中心，湘潭 411101；3.湖南江濱機(jī)器(集團(tuán))有限責(zé)任公司，湘潭 411105 )

改變Al-Cu-Mg-Mn合金中Mn含量并采取適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に?，用微觀分析方法結(jié)合力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果，研究了Mn含量及熱處理工藝對(duì)Al-Cu-Mg合金力學(xué)性能的影響.結(jié)果表明：Mn對(duì)Al-Cu-Mg合金的時(shí)效硬化行為有影響，當(dāng)Mn含量為0.18%時(shí)，Al-Cu-Mg-Mn合金的時(shí)效硬化效果不明顯；當(dāng)Mn含量為0.29%時(shí)，合金的時(shí)效硬化效果最佳，峰值硬度為126HV；繼續(xù)提高M(jìn)n含量，時(shí)效硬化峰下降；適量Mn有利于提高不穩(wěn)定過渡相θ′的熱穩(wěn)定性；隨著試驗(yàn)合金中Mn含量的增加，合金的時(shí)效硬化響應(yīng)速度加快，縮短了到達(dá)峰值的時(shí)效時(shí)間.

Mn；Al-Cu-Mg-Mn合金；熱處理；峰值時(shí)效

0　引　言

錳是變形鋁合金中的重要合金元素之一，雖然可以單獨(dú)加入形成二元Al-Mn合金，但與其他合金元素一起加入對(duì)合金的性能影響更大，如在Al-Cu-Mg合金系列中加入Mn，形成Al-Cu-Mg-Mn合金能形成兩個(gè)主要強(qiáng)化相：θ(Al2Cu)相和S(Al2CuMg)相，其中S的過渡相強(qiáng)化效果最好，且具有一定的耐熱性；θ的過渡相強(qiáng)化效果次之，合金中同時(shí)存在S相和θ相的過渡相，強(qiáng)化效果能達(dá)到最佳.Al-Cu-Mg系合金加入錳后，可以改善過渡相的大小、分布從而改善合金的性能.但錳含量不宜過高(≤1%為宜)，否則形成粗大的AlxMn(X=12,8,4等)化合物，降低合金的塑性[1-4].Al-Cu-Mg-Mn屬于新型輕質(zhì)高強(qiáng)合金，本文擬在原Al-Cu-Mg合金基礎(chǔ)上，通過改變Mn含量，觀察其組織變化及性能響應(yīng)，研究Mn元素及固溶-時(shí)效工藝對(duì)Al-Cu-Mg-Mn試驗(yàn)合金力學(xué)性能的影響.

1　試驗(yàn)方案及試驗(yàn)過程

1.1合金制備及成分分析

熔煉合金所用原料為高純Al(重量百分比為99.99%)，純Mg(重量百分比為99.9%)，重量百分比為50%Cu的Al-Cu中間合金，重量百分比為6.7%Mn的Al-Mn中間合金，重量百分比為4.57%Zr的Mg-Zr中間合金，重量百分比為4.8%Ti、1.12%B的Al-Ti-B中間合金.采用電阻爐按以下規(guī)范進(jìn)行熔煉澆鑄.具體步驟為：原料烘干處理，加Al和覆蓋劑(成分為50%KCl+50%NaCl)于石墨坩堝并升溫至780 ℃，待其熔化后，依次加入Al-Cu中間合金、Al-Mn中間合金、Al-Zr中間合金，并再次加入覆蓋劑，完全熔化后，加入Al-Ti-B中間合金和純Mg，為防止Mg的燃燒，加Mg塊時(shí)需用鐘罩將其壓入熔池底部待其完全熔化后再慢慢取出鐘罩，用C6Cl6除氣精煉兩次后充分?jǐn)嚢琛窃o置5～10min，待其冷卻至740 ℃將合金液澆入預(yù)熱過的(尺寸為：長(zhǎng)×寬×高=100mm×100mm×25mm)的長(zhǎng)方形鑄鐵模具中，對(duì)鑄錠進(jìn)行化學(xué)成分分析結(jié)果如表1所示.將鑄錠均勻化退火處理、切削銑面后在電阻爐中加熱至460 ℃，保溫2h，熱軋至6mm，熱軋后樣品再經(jīng)430 ℃×2h的中間退火，隨后冷軋.冷軋后板材最終厚度為3.0mm，冷軋壓下量大小依次為：6.0mm→5.0mm→4.0mm→3.0mm.

表1　試驗(yàn)合金化學(xué)成分　wt%

1.2固溶-時(shí)效處理

固溶處理：將冷軋后的板材按照規(guī)范加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，對(duì)試樣進(jìn)行固溶處理.固溶處理工藝為：525 ℃/1.5h水冷、隨后立即進(jìn)行人工時(shí)效，溫度為140 ℃、165 ℃、190 ℃，時(shí)效時(shí)間為6h、9h、12h、15h、20h.

1.3X-Ray衍射分析

用X-Ray衍射方法對(duì)試樣進(jìn)行物相鑒定，以判斷試驗(yàn)合金在固溶-時(shí)效前后相變情況及物相構(gòu)成.衍射試驗(yàn)使用XD-98粉末射線衍射儀.以Cu-Kɑ輻射及入射波長(zhǎng)λ為1.54051 ?、加速電壓40kV和電流40mA等參數(shù)，使用步進(jìn)掃描及掃描步長(zhǎng)為0.04°.

1.4力學(xué)性能試驗(yàn)

1.4.1小負(fù)荷維氏硬度測(cè)試

將試樣磨光后再進(jìn)行機(jī)械拋光.采用TAS-100超顯微硬度測(cè)試組件和MICRODUROMAT-4000金相數(shù)字成像系統(tǒng)進(jìn)行硬度試驗(yàn).具體參數(shù)為：選擇標(biāo)準(zhǔn)壓頭，載荷/保壓時(shí)間為：50g/10s.

1.4.2拉伸力學(xué)性能試驗(yàn)

按照GB/T16865-97，試驗(yàn)在CSS-41100萬能材料拉伸試驗(yàn)機(jī)上實(shí)驗(yàn)，拉伸速度為2mm/min，測(cè)定3個(gè)試樣取其平均值，測(cè)定或計(jì)算試驗(yàn)板材的σb、σ0.2及伸長(zhǎng)率δ.

1.5微觀組織觀察

將試驗(yàn)合金在鑄態(tài)、軋制態(tài)及固溶-時(shí)效后的試樣采用金相(OM)、掃描電鏡(SEM)及透射電鏡(TEM)進(jìn)行組織觀察與微區(qū)能譜成分分析，分析合金在各種狀態(tài)的微觀組織形貌、相組成物及形貌、大

小、分布，研究合金在凝固、變形和時(shí)效過程中的相變規(guī)律，揭示試驗(yàn)合金微觀組織與力學(xué)性能之間的內(nèi)在關(guān)系.

2　實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1試驗(yàn)合金中Mn與Al的作用

圖1為3#號(hào)試驗(yàn)合金樣品在鑄態(tài)下的X射線衍射圖.雖然合金中添加的Mn含量為0.44%，由于大部分的Mn都固溶在α-Al基體中，未發(fā)現(xiàn)單獨(dú)存在的含Mn相.

圖1　3#試驗(yàn)合金鑄態(tài)的X射線衍射圖譜

圖2中為3#號(hào)試驗(yàn)合金鑄態(tài)組織的SEM形貌及能譜分析結(jié)果，晶界及晶粒內(nèi)部可見白色相塊狀相，通過能譜分析并結(jié)合X-Ray衍射，白色相中含有Al、Cu、Mn三種元素，根據(jù)能譜圖及X-ray衍射結(jié)果可知，這種白色相為Al2Cu相，亦或微量的AlCuMn相[4-5].

圖2　3#試驗(yàn)合金的SEM 形貌及能譜分析結(jié)果

2.2金相組織

圖3是三種試驗(yàn)合金鑄態(tài)金相組織，其中1#合金的鑄態(tài)枝晶網(wǎng)胞尺寸較粗大(如圖3 (a)所示)；2#的鑄態(tài)枝晶網(wǎng)胞特征不再明顯，晶粒尺寸也變得較細(xì)小(如圖3 (b)所示)；3#合金(如圖3 (c)所示)與2#晶粒大小相類似，但晶界變得更加清晰、胞狀特征消失.可見Mn對(duì)Al-Cu-Mg-Mn試驗(yàn)合金鑄態(tài)晶粒有細(xì)化作用并有凈化晶界的作用.這是由于合金中加了少量錳后，形成了富錳化合物，在結(jié)晶過程中被推至枝晶間或晶界處.當(dāng)錳含量適中時(shí)，這些富錳相主要聚集在液-固界面液相中，導(dǎo)致成分過冷增大，增加結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力，使組織細(xì)化；凝固后能起到阻礙基體晶粒的長(zhǎng)大并減緩晶界原子的擴(kuò)散等作用[6-8].

(a) 1#合金，0.18%Mn； (b) 2#合金，0.29%Mn； (c) 3#合金，0.44%Mn圖3　試驗(yàn)合金的鑄態(tài)組織

圖4是三種試驗(yàn)合金在525 ℃/1.5h固溶、165 ℃時(shí)效的時(shí)效時(shí)間-硬度曲線.由圖可見，三種合金均表現(xiàn)出了明顯的時(shí)效硬化效應(yīng)，每條曲線都有欠時(shí)效、峰值和過時(shí)效三個(gè)階段.其中3#合金到達(dá)時(shí)效硬化峰值時(shí)間最短.當(dāng)Mn含量為0.29% 時(shí)，峰值達(dá)到126HV，合金到達(dá)峰值時(shí)效所需的時(shí)間隨Mn含量的增加而減少，1#合金達(dá)到峰值時(shí)效所需時(shí)間大約為12h；2#合金大約為9h；3#合金達(dá)到峰值時(shí)效所需時(shí)間縮短為大約6h.

圖4　試驗(yàn)合金在165 ℃下的時(shí)效硬度曲線

三種試驗(yàn)合金軋制板材經(jīng)525 ℃/1.5h固溶及165 ℃/9h時(shí)效處理后的金相組織如圖5 所示.合金經(jīng)固溶時(shí)效后，晶粒均為再結(jié)晶晶粒組織，Mn含量為0.18% 的1#合金(如圖5(a)所示)的組織為較粗大的扁平狀晶粒，2#合金(Mn含量為0.29 %)基體較為細(xì)小(如圖5(b)所示)，這是由于Mn與Al、Cu形成未溶的Al2Cu或AlCuMn等的化合物釘扎了晶界，阻礙了晶粒的長(zhǎng)大，3#合金(0.44%Mn)為未完全再結(jié)晶組織，化合物沿晶界分布，未溶相在塑性加工過程中被破碎沿軋向分布，呈纖維狀分布(如圖5(c)所示)，三種合金中，未溶相的數(shù)量隨Mn含量的增加而逐漸增加，尺寸亦有所增大.隨Mn含量的增加，Al-Cu-Mg-Mn合金的再結(jié)晶晶粒得以細(xì)化，晶粒沿軋向呈扁平狀分布，可能是由于Mn具有細(xì)化Al-Cu-Mg系鋁合金再結(jié)晶晶粒的作用，從而阻礙合金固溶處理過程中發(fā)生再結(jié)晶.同時(shí)，由于Mn在鋁合金中的擴(kuò)散系數(shù)較小，溶入α(Al)中會(huì)降低合金元素的自擴(kuò)散系數(shù)，提高了擴(kuò)散激活能，導(dǎo)致再結(jié)晶溫度升高而抑制了合金變形后再結(jié)晶的發(fā)生.

(a)1#合金; (b)2#合金; (c)3#合金圖5　試驗(yàn)合金在峰值時(shí)效時(shí)的金相組織

三種試驗(yàn)合金在525 ℃/1.5h固溶、165 ℃/9h時(shí)效態(tài)的TEM分析如圖6合金中 θ′ 相呈薄的盤片狀，因 θ′ 相慣析面為{100}，故沿{100}晶面族2個(gè)面上的片狀析出物相互垂直[9].

2#合金合金達(dá)到峰值時(shí)效的時(shí)間為9h，由圖6(a)、圖6(d) 可見，1#合金由于未達(dá)到時(shí)效峰值時(shí)間，晶界、晶內(nèi)雖然普遍脫溶，晶內(nèi)也析出了大量細(xì)小而彌散的 θ′ 相，晶界析出的 θ(或θ′) 相呈鏈狀分布，但無析出帶較寬.如圖6(b)、圖6(e) 的2#合金為峰值時(shí)效，晶內(nèi)及晶界沉淀相的分布與1#號(hào)合金雖然相似，但時(shí)效析出的 θ′ 相的數(shù)量增加，析出相的尺寸變得細(xì)小.無論是時(shí)效峰值還是欠時(shí)效，過渡相θ′ 與基體部分共格[9，10]，強(qiáng)化效果最為理想，達(dá)到合適的時(shí)效時(shí)間時(shí)，性能最佳.3#合金(如圖6(c)、圖6(f)所示)析出的 θ′ 相由于Mn含量的增加而粗化了，晶界無析出帶消失，合金強(qiáng)度降低，出現(xiàn)了過時(shí)效現(xiàn)象.

三種合金都隨著時(shí)效過程的進(jìn)行，先形成θ′相.θ′相與基體部分共格，隨著θ′相數(shù)量的增加，θ″相數(shù)量減少，析出質(zhì)點(diǎn)逐漸長(zhǎng)大，共格效應(yīng)慢慢消失，合金進(jìn)入過時(shí)效狀態(tài).在時(shí)效后期，θ′相完全從固溶體中脫溶，形成穩(wěn)定的θ相.θ相與基體不共格，如果繼續(xù)時(shí)效，θ相將聚集長(zhǎng)大，使合金的強(qiáng)度和硬度都下降.

試驗(yàn)合金的時(shí)效硬化是因由于固溶處理后，基體中溶入了大量的Cu，在隨后時(shí)效過程中，過飽和固溶體中的Cu原子以一定的速度擴(kuò)散并與Al結(jié)合而發(fā)生沉淀，形成不同狀態(tài)的沉淀物，使得合金得到不同程度強(qiáng)化[9-11].時(shí)效過程中，Cu原子與Al結(jié)合沉淀的過程為：G.P(Ⅰ)區(qū)→ θ″ [G.P(Ⅱ)區(qū)]→θ′(AlxCu)→θ(Al2Cu)[12,13]，在整個(gè)沉淀過程中，GP區(qū)的形成使合金的硬度逐漸升高，而平衡相(Al2Cu)的形成則使合金的硬度降低，GP區(qū)的形成越容易，則時(shí)效達(dá)到最高硬度的時(shí)間越短，平衡相(Al2Cu)形成過程也越短.試驗(yàn)合金中加入適量的Mn，有抑制GP區(qū)形成的作用，促進(jìn)了θ′(AlxCu)析出，因而使合金的時(shí)效硬度效應(yīng)提高，合金的峰值時(shí)效提前(見圖4)，當(dāng)合金中添加Mn含量為0.29%時(shí)，合金的峰值時(shí)效縮短了3h.這與文獻(xiàn)[13-17]的研究結(jié)果相一致.

(a)and(d)1#合金; (b)and(e)2#合金; (c) and (f)3#合金圖6　試驗(yàn)合金9小時(shí)時(shí)效的TEM照片

3　結(jié)　論

(1)合金元素Mn影響了Al-Cu-Mg-Mn合金的時(shí)效硬化行為，當(dāng)Mn含量為0.18%時(shí)，1#號(hào)試驗(yàn)合金的時(shí)效硬化效果不明顯；當(dāng)Mn含量達(dá)到0.29%時(shí)，合金的時(shí)效硬化效果最大，峰值硬度為126HV；當(dāng)Mn含量為0.44%時(shí)，合金時(shí)效硬化效果下降.故適量的Mn有利于提高θ′相的熱穩(wěn)定性.

(2)透射電鏡觀察表明，試驗(yàn)合金在峰值時(shí)效時(shí)，微觀組織特征為：晶內(nèi)析出大量細(xì)小均勻分布的θ′相，盤片狀的θ′相互相呈90°夾角，晶界則析出細(xì)小的θ相，晶界無析出帶較窄.

(3)525 ℃/1.5h固溶處理+9h時(shí)效后，含Mn量較低的1#合金呈現(xiàn)欠時(shí)效狀態(tài)，析出的過渡相數(shù)量不足以使合金達(dá)到最佳強(qiáng)化狀態(tài)，晶界無析出帶較寬，是基體強(qiáng)化的“短板”；含Mn量為0.29的2#合金呈峰值時(shí)效狀態(tài)，析出相數(shù)量多、分布彌散，晶界無析出帶變窄，“短板”現(xiàn)象消失；含Mn量較多的3#合金呈過時(shí)效狀態(tài)，晶界無析出帶消失，析出相長(zhǎng)大，強(qiáng)化效果下降.

[1]DevicentSM,DevletianJH,GedonSA.Weldpropertiesofthenewdeveloped2519-T87aluminumarmoralloy[J].WestEGMetalsandMaterials,1986,76(2):124-126.

[2]田榮璋，等.金屬材料知識(shí)手冊(cè)(有色金屬部分)[M].長(zhǎng)沙:湖南科學(xué)技術(shù)出版社,1983:21-23.

[3]肖代紅,陳康華,宋畋.微量Ag對(duì)A1Cu-Mg-Mn合金時(shí)效析出及組織熱穩(wěn)定性的影響[J].金屬熱處理,2007,32(10):17-23.

[4]黃曉倩,王俊彪,張賢杰.鋁合金時(shí)效蠕變與時(shí)效應(yīng)力松弛關(guān)系研究[J].航空制造技術(shù)，2011(11):99-101.

[5]劉黎明,陶華.2A12鋁合金形變熱處理工藝在旋壓工藝中的應(yīng)用[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào),2007,17(7):1107-1111.

[6]李超,戴圣龍,張坤.應(yīng)力對(duì)7050鋁合金時(shí)效成形組織和性能的影響[J].航空材料學(xué)報(bào),2013,33(2):19-23.

[7]洪天然,易丹青,周明哲.電場(chǎng)對(duì)2E12鋁合金時(shí)效微觀組織和動(dòng)力學(xué)的影響[J].中南大學(xué)學(xué)報(bào),2013,44(2):493-500.

[8]吳穎,溫彤,朱曾濤.7xxx系鋁合金時(shí)效處理的研究現(xiàn)狀及應(yīng)用進(jìn)展[J].材料導(dǎo)報(bào),2012,26(8):114-118.

[9]曹明盛.物理冶金基礎(chǔ)[J].北京:冶金工業(yè)出版社,1985:41-43.

[10]輕金屬材料加工手冊(cè)編寫組.輕金屬材料加工手冊(cè)[M].北京:機(jī)械工業(yè)出版社,1979:56-60.

[11]JRPickens,JJFisherJr,LSKramer.ExtrusionofAluminumAlloys2519and2094fortheAdvancedAmphibiousAssaultVehicle[J].NCEMTReportTR,2000,30(7):35-37.

[12]FisherJr,JamesJ.AluminumAlloy2519inMilitaryVehicles[J].AdvanceMaterialsandProcess,2002,160(9):43-46.

[13]曾俞.超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金組織與性能研究[J]. 中南大學(xué)學(xué)報(bào),2004,7(6):52-56.

[14]DYMEKS,DOLLARM.TEMInvestigationofAge-hardenableAl2519AlloySubjectedtoStressCorrosionCrackingTests[J].MaterialsChemistryandPhysics，2003,81(2):286-288.

[15]YJLi,LArnberg.QuantitativeStudyonthePrecipitationBehaviorofDispersoidsinDC-castAAA3003AlloyDuringHeatingandHomogenization[J].ActaMaterialia,2003,1(2):39-48.

[16]GUTSCHERDJ,CROSSCE.EffectofCuandFeontheWeldabilityofAluminum2519.AsmProceedingsoftheInternationalConference[J].TrendsinWeldingResearch,2002:638-641.

[17]李慧中,張新明,陳明安，等.Zr含量對(duì)2519鋁合金組織與力學(xué)性能的影響[J].金屬熱處理,2004,29(11):11-14.

EffectofMnonAgeHardeningofAl-Cu-MgAluminumAlloy

CHENJuan1,WUAn-ru1,2,MAHong-liang3,QINBo1,2,DONGLi-jun1,2

(1.CollegeofMechanicalEngineering,HunanInstituteofEngineering，Xiangtan411101,China；2.HunanProvinceCoopperativeInnovationCenterforWindpowerEquipmentandEnergyConversion，Xiangtan411101,China;3.HunanJiangbinMachinery(Group)Co,Ltd，Xiangtan411105,China)

ChangingofMncontentinAl-Cu-Mgalloy,takingthecorrespondingheattreatmentprocessandusingmicroscopicanalysiscombinedwiththetestresultsofmechanicalproperties,theeffectofMncontentandheattreatmentonthemechanicalpropertiesofAl-Cu-Mgalloyisstudied.TheresultsshowthatMnaffectstheaginghardeningbehaviorofAl-Cu-Mg-Mnalloy.WhenthecontentofMnis0.18%,thehardeningeffectofAl-Cu-Mg-Mnalloyisweak.WhenthecontentofMnis0.29%,thealloyachievesthebesthardeningresultsandthepeakhardnessis126HV.ByimprovingthecontentofMn,thehardnessvaluedeclines.TheproperamountofMncanimprovethethermalstabilityoftheθ′phase.WiththeincreaseofMncontentinAl-Cu-Mg-Mnalloy,theresponsespeedofagehardeningisacceleratedandthetimeofthehardnessvalueforthetoppointisshortened.

Mn;Al-Cu-Mg-Mnalloy;heattreatment;agehardeningpeak

2015-09-02

湖南省科技廳科研資助項(xiàng)目(2012FJ3032)；湖南省高校重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(長(zhǎng)沙理工大學(xué))開放基金資助項(xiàng)目 (2012KFJJ0).

陳娟(1993-),女，碩士研究生，研究方向：有色金屬合金.

TG166

A

1671-119X(2016)01-0028-05