D01:10.13374.isml00103x.2008.06.006 第30卷第6期 北京科技大学学报 Vol.30 No.6 2008年6月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jum.2008 热暴露对Al Cu Mg Ag合金组织和性能的影响 夏卿坤l2)刘志义)李云涛)胡冠呈) 刘延斌1) 1)中南大学材料科学与工程学院，长沙4100832)长沙学院机电工程系，长沙410003 摘要研究了A-C一Mg一Ag合金经时效处理165℃×2h(欠时效态)后，在不同温度(150~300℃和不同时间(0一 1000)热暴露后的显微组织和性能.结果表明：在150℃热暴露下，随时间延长，其剩余强度先上升后下降，强度峰值出现在 100h,在1000h后合金力学性能相对欠时效态无明显下降：在200~300℃热暴露时，合金的强度随时间的延长而下降，延伸 率随着时间的延长而增大：在300℃热暴露时，合金的强度明显下降，暴露10h后其抗拉强度为2725MPa,100h后其抗拉强 度降至1145MPa.欠时效状态的合金组织主要为均匀细小分布Ω相：随着暴露温度的升高，Q相长大并粗化，晶界无析出带 (PFZ☑变宽. 关键词铝合金：欠时效：热暴露：显微组织：力学性能 分类号TG146.21 Effect of thermal exposure on the microstructure and properties of Al-Cu-Mg-Ag alloy XIA Qingkun2,LIU Zhiyi.LI Yuntao.HU Guanyu?,LIU Yanbin) 1)Collge of Materials Science and Engineering.Central South University.Changsha 410083.China 2)Department of Mecharical and Electrical Engineering.Changsha University.Changsha 410003.China ABSTRACT The microstructure and mechanical properties of an A-Cu-MgAg alloy aged at 165 C were investigated.and the un- derage (165 CX 2h)samples were subjected to thermal exposure at 150,200,250 and 300 C for 0 to 1000h.The esults indicate that at the exposure temperature of 150C.the residual strength of underage samples appears to increase first and then decrease,and the peaking strength is obtained w hen lasting for 100h.The change in elongation of the samples has the same tendency as the change in residual strength.Compared with underage condition,the mechanical poperties of the samples have no obvious variation after the 150 C1000h exposure,and thus the alloy represents a superior heat resistance ability.With prolonging exposure time and increasing temperature.the residual strength of the samples appears to decrease and the elongation appears toincreae at 200.250.and 300C. The residual strength of the samples obviously decrease at the exposure temperature of 300C.and the tensile strength of the samples after the 10h exposure is 272 5M Pa decreasing to 114 5 MPa after the 100 h exposure.At all examined temperatures the plate thickening shows a linear dependence on time.With increasing exposure temperature,the plate thickening kinetics greatly increases and the precipitation free zones broaden in grain boundary. KEY WORDS aluminum alloy;underaged:thermal exposure:microstmucture;mechanical properties 近几十年来，人们在航空应用材料领域，通过合 下一代超音速协和飞机联合开发的A一C一Mg一Ag 金化设计、形变热处理等方法，开发出一系列能用传 系列合金，其耐热性能要比现在使用的2618、2124 统治金铸造法制备的高强耐热铝合金，尤其是国外 等铝合金优异得多，可以满足下一代超音速飞机以 提出的一种新型A1C一Mg一Ag合金己经从强化 及超音速巡航导弹的使用要求刂.该系列合金有着 机理的研究进入了实际应用的开发.英、法两国为 广阔的应用前景，成为国内外材料工作者关注的焦 收稿日期：2007-03-29修回日期：2007-05-15 点10.现代喷气飞机对材料往往有一定的使用温 基金项目：国家重点基础研究发展计划资助项目(N.2005CB623705 度要求：当马赫数在25以下时，空气动力热温度低 一04) 于150℃当马赫数达到26~2.7时飞机表面温度 作者简介：夏卿坤(1963一)，男.博士研究生：刘志义(1962一)，男， 可达220~230℃.材料在高温下长时间使用，合金 教授，博士，E-maik liuzhiyi m ail.csu.cdu.m
热暴露对 Al-Cu-Mg-Ag 合金组织和性能的影响 夏卿坤1, 2) 刘志义1) 李云涛1) 胡冠昱2) 刘延斌1) 1) 中南大学材料科学与工程学院, 长沙 410083 2) 长沙学院机电工程系, 长沙 410003 摘 要 研究了 Al-Cu-Mg-Ag 合金经时效处理 165 ℃×2 h( 欠时效态) 后, 在不同温度( 150 ～ 300 ℃) 和不同时间( 0 ～ 1 000 h) 热暴露后的显微组织和性能.结果表明:在 150 ℃热暴露下, 随时间延长, 其剩余强度先上升后下降, 强度峰值出现在 100 h, 在 1 000 h 后合金力学性能相对欠时效态无明显下降;在 200～ 300 ℃热暴露时, 合金的强度随时间的延长而下降, 延伸 率随着时间的延长而增大;在 300 ℃热暴露时, 合金的强度明显下降, 暴露 10 h 后其抗拉强度为 272.5 MPa, 100 h 后其抗拉强 度降至 114.5M Pa.欠时效状态的合金组织主要为均匀细小分布 Ψ相;随着暴露温度的升高, Ψ相长大并粗化, 晶界无析出带 ( PFZ) 变宽. 关键词 铝合金;欠时效;热暴露;显微组织;力学性能 分类号 TG146.2 +1 Effect of thermal exposure on the microstructure and properties of Al-Cu-Mg-Ag alloy X IA Qingk un 1, 2) , LIU Zhiyi 1) , LI Yuntao 1) , HU Guanyu 2) , LIU Yanbin 1) 1) College of Materials Science and Engineering, Cen tral Sou th University, Changsha 410083, China 2) Department of Mechani cal and Electrical Engineering, Changsha University, Changsha 410003, China ABSTRACT The microstructure and mechanical properties of an Al-Cu-Mg-Ag alloy aged at 165 ℃ were investigated, and the underage ( 165 ℃×2 h) samples were subjected to thermal exposure at 150, 200, 250 and 300 ℃ for 0 to 1 000 h .The results indicate that at the exposure temperature of 150 ℃, the residual strength o f underage samples appears to increase first and then decrease, and the peaking streng th is obtained w hen lasting for 100 h .The chang e in elongation of the samples has the same tendency as the change in residual strength .Compared with underage co ndition, the mechanical pro perties of the samples have no obvious variation after the 150 ℃/ 1000 h exposure, and thus the alloy represents a superio r heat-resistance ability.With prolonging exposure time and increasing temperature, the residual streng th of the samples appears to decrease and the elong atio n appears to increase at 200, 250, and 300 ℃. The residual strength of the samples obviously decrease at the exposure tempera ture of 300 ℃, and the tensile streng th of the samples after the 10 h exposure is 272.5M Pa decreasing to 114.5 MPa after the 100 h ex posure.At all ex amined temperatures the Ψplate thickening shows a linear dependence on time.With increasing exposure temperature, the Ψplate thickening kinetics g reatly increases and the precipitation free zones broaden in grain boundary . KEY WORDS aluminum alloy;underaged ;thermal exposure;microstructure;mechanical properties 收稿日期:2007-03-29 修回日期:2007-05-15 基金项目:国家重点基础研究发展计划资助项目( No .2005CB623705 -04) 作者简介:夏卿坤( 1963—) , 男, 博士研究生;刘志义( 1962—) , 男, 教授, 博士, E-mail:liuzhiyi @m ail.csu.edu.cn 近几十年来, 人们在航空应用材料领域, 通过合 金化设计 、形变热处理等方法, 开发出一系列能用传 统冶金铸造法制备的高强耐热铝合金 .尤其是国外 提出的一种新型 Al -Cu-Mg -Ag 合金已经从强化 机理的研究进入了实际应用的开发.英 、法两国为 下一代超音速协和飞机联合开发的 Al-Cu-Mg-Ag 系列合金, 其耐热性能要比现在使用的 2618 、2124 等铝合金优异得多, 可以满足下一代超音速飞机以 及超音速巡航导弹的使用要求 [ 1] .该系列合金有着 广阔的应用前景, 成为国内外材料工作者关注的焦 点[ 2-10] .现代喷气飞机对材料往往有一定的使用温 度要求 :当马赫数在 2.5 以下时, 空气动力热温度低 于 150 ℃;当马赫数达到 2.6 ～ 2.7 时飞机表面温度 可达 220 ～ 230 ℃.材料在高温下长时间使用, 合金 第 30 卷 第 6 期 2008 年 6 月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol .30 No.6 Jun.2008 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2008.06.006
626· 北京科技大学学报 第30卷 的组织要发生变化，从而引起性能改变.为保证合 500 38 金在高温下长时间使用，需要找出飞行使用条件下 450F 34 合金强度随温度和时间的变化关系.用热暴露模拟 30 400- 飞行使用条件，测定合金的组织随热暴露温度和时 一4一抗拉强度 26￥ 间的变化关系，就可以为飞机安全飞行提供可靠的 350 一一屈服强度 22 一·一延伸率 设计数据.本文通过性能测试和显微组织观察，研 300 究热暴露对一种AC一Mg一Ag合金的组织和拉 14 250 伸性能影响. 10 200- 02 4 1实验材料和实验方法 681012146 时效时间h 实验材料为西南某铝合金公司提供坯料，合金 图1合金在165℃时效的室温力学性能曲线 的化学成分见表1. Fig.I Mechanical properties of the alloy at room temperature after ageing at165℃ 表1实验用合金化学成分（质量分数） Table I Chemical composition of the experim ental A-Cu-MgAg alloy 铝合金固溶处理后急速冷却（即淬火），从而使 % 溶入固溶体的合金元素来不及析出，形成过饱和固 Cu Mg Ag Mn Zr Fe Si Al 溶体.固溶体加热时铝合金中会形成一定数量的晶 4620490560320140.02001Bd. 格空位.淬火不仅使溶质原子过饱和地留在固溶体 里，而且还能使这些空位被冻结在晶格内，过饱和 铸锭合金经420℃×6h十515℃X6h均匀化处 空位的存在为时效过程中形成偏聚区(GP区)提供 理后，在470℃温度下轧制成1.5mm左右的薄板. 了溶质原子扩散和富集的条件.由于过饱和固溶体 薄板在515℃X6h固溶处理.水淬至室温，在165℃ 是不稳定的，经过加热保温会产生脱溶析出过程. 进行时效处理.采用欠时效态(165℃×2h)的试样 对于高Cu/Mg比的A一Cu一Mg合金，添加微量的 在恒温干燥箱里进行150.200.250和300℃不同 Ag促进Ω相的析出.关于Ω相的形核析出存在着 温度的热暴露实验，暴露时间分别为0,10,20， 许多观点和说法1.Murayama和Hono☑对 50,80,100及1000h,力学性能实验在CSS一44100 A-1.9C0.3Mg0.2Ag(原子分数，%)合金进行 万能电子拉伸机上进行.TEM试样先用水磨砂纸 了三维原子探针(3DAP)分析，其观察分析结果表 和金相砂纸机械减薄至100m以下，然后在MTP 明：在180℃时效初期(15s),大部分Mg和Ag原子 I型双喷电解减薄仪上进行双喷，电压为12~15V, 形成原子共簇（原子比接近1），还有少量Ag原子团 工作电流控制在70~90mA.双喷时采用液氮将电 簇存在，这些原子在此时还没有分布在{11}。面 解液(1/3硝酸和2/3甲醇混合液)冷却至一20℃左 上，Cu原子也未包含在这些原子团簇内；时效120s 右.电镜观察在TECNAL-G2上进行，加速电压为 后，Mg和Ag明显在{111}a面上聚集，Cu原子形成 200kV. 包围Mg和Ag原子共簇的析出物，并显示出明显的 2实验结果与分析 (111}面片状析出物的特征. 在析出过程中，随着时效持续时间的增加，析出 2.1合金在165℃时效的力学性能 物逐渐变多变大，各析出物之间的距离缩短，强度也 图1为合金在165℃时效过程的室温拉伸性能 逐渐增高，直至极大值.以后，随着时效持续时间继 曲线.从图中可以看出，合金的时效过程具有典型 续增加，析出物变得更多更大，析出物间距更短，而 时效特征，即经历了欠时效、峰值时效和过时效三个 强度却不断降低，而进入过时效阶段. 阶段.合金的强度随时效时间的延长，其值逐渐增 2.2合金在不同温度下热暴露后的室温力学性能 大，时效2h时，o为450MPa,oa2为400MPa,对 采用欠时效态(165℃×2h)的试样经150， 应的延伸率G为13.68%.强度峰值出现在时效 200,250和300℃不同温度的热暴露不同时间后的 10h,此时o为479.13MPa,o02为467MPa,对应 室温拉伸性能分别见图2.从图2()中可知，试样 的延伸率G为8.78%.继续延长时效时间，其强度 在150℃温度下热暴露时，抗拉强度随着时间增 值又逐渐降低进入过时效阶段.延伸率随时效时间 加而提高，峰值出现在100h,而后缓慢下降，在 的延长而逐渐降低。 1000h时其抗拉强度o.为402MPa,与欠时效态的
的组织要发生变化, 从而引起性能改变.为保证合 金在高温下长时间使用, 需要找出飞行使用条件下 合金强度随温度和时间的变化关系.用热暴露模拟 飞行使用条件, 测定合金的组织随热暴露温度和时 间的变化关系, 就可以为飞机安全飞行提供可靠的 设计数据.本文通过性能测试和显微组织观察, 研 究热暴露对一种 Al -Cu-Mg -Ag 合金的组织和拉 伸性能影响. 1 实验材料和实验方法 实验材料为西南某铝合金公司提供坯料, 合金 的化学成分见表 1 . 表 1 实验用合金化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the experim ental Al-Cu-Mg-Ag alloy % Cu Mg Ag Mn Zr Fe Si Al 4.62 0.49 0.56 0.32 0.14 0.02 0.01 Bal. 铸锭合金经420 ℃×6 h +515 ℃×6h 均匀化处 理后, 在 470 ℃温度下轧制成 1.5 mm 左右的薄板 . 薄板在515 ℃×6h 固溶处理, 水淬至室温, 在 165 ℃ 进行时效处理.采用欠时效态( 165 ℃×2 h) 的试样 在恒温干燥箱里进行 150, 200, 250 和 300 ℃不同 温度的热暴露实验, 暴露时间分别为 0, 10, 20, 50, 80, 100 及 1 000 h, 力学性能实验在CSS-44100 万能电子拉伸机上进行 .TEM 试样先用水磨砂纸 和金相砂纸机械减薄至 100 μm 以下, 然后在 M TP- Ⅰ型双喷电解减薄仪上进行双喷, 电压为12 ～ 15 V, 工作电流控制在 70 ～ 90 mA .双喷时采用液氮将电 解液( 1/3 硝酸和 2/3 甲醇混合液) 冷却至 -20 ℃左 右.电镜观察在 TECNAL-G 2 上进行, 加速电压为 200 kV . 2 实验结果与分析 2.1 合金在 165 ℃时效的力学性能 图 1 为合金在 165 ℃时效过程的室温拉伸性能 曲线.从图中可以看出, 合金的时效过程具有典型 时效特征, 即经历了欠时效、峰值时效和过时效三个 阶段.合金的强度随时效时间的延长, 其值逐渐增 大, 时效2 h 时, σb 为 450 M Pa, σ0.2为 400 M Pa, 对 应的延伸率 δ5 为 13.68 %.强度峰值出现在时效 10 h, 此时 σb 为 479.13 M Pa, σ0.2为 467 MPa, 对应 的延伸率 δ5 为 8.78 %.继续延长时效时间, 其强度 值又逐渐降低进入过时效阶段 .延伸率随时效时间 的延长而逐渐降低. 图 1 合金在 165 ℃时效的室温力学性能曲线 Fig.1 Mechanical properties of the alloy at room temperature after ageing at 165 ℃ 铝合金固溶处理后急速冷却( 即淬火) , 从而使 溶入固溶体的合金元素来不及析出, 形成过饱和固 溶体.固溶体加热时铝合金中会形成一定数量的晶 格空位 .淬火不仅使溶质原子过饱和地留在固溶体 里, 而且还能使这些空位被冻结在晶格内 .过饱和 空位的存在为时效过程中形成偏聚区( GP 区) 提供 了溶质原子扩散和富集的条件.由于过饱和固溶体 是不稳定的, 经过加热保温会产生脱溶析出过程. 对于高 Cu/Mg 比的 Al-Cu -M g 合金, 添加微量的 Ag 促进 Ψ相的析出 .关于 Ψ相的形核析出存在着 许多观点和说法 [ 11-15] .Murayama 和 Hono [ 12] 对 Al-1.9Cu-0.3Mg-0.2Ag ( 原子分数, %) 合金进行 了三维原子探针( 3DAP) 分析, 其观察分析结果表 明 :在 180 ℃时效初期( 15 s) , 大部分 Mg 和 Ag 原子 形成原子共簇( 原子比接近 1) , 还有少量 Ag 原子团 簇存在, 这些原子在此时还没有分布在{111}α面 上, Cu 原子也未包含在这些原子团簇内;时效 120 s 后, Mg 和 Ag 明显在{111}α面上聚集, Cu 原子形成 包围M g 和 Ag 原子共簇的析出物, 并显示出明显的 {111}面片状析出物的特征 . 在析出过程中, 随着时效持续时间的增加, 析出 物逐渐变多变大, 各析出物之间的距离缩短, 强度也 逐渐增高, 直至极大值 .以后, 随着时效持续时间继 续增加, 析出物变得更多更大, 析出物间距更短, 而 强度却不断降低, 而进入过时效阶段 . 2.2 合金在不同温度下热暴露后的室温力学性能 采用欠时效态( 165 ℃×2 h ) 的试样经 150, 200, 250 和 300 ℃不同温度的热暴露不同时间后的 室温拉伸性能分别见图 2 .从图 2( a) 中可知, 试样 在 150 ℃温度下热暴露时, 抗拉强度 σb 随着时间增 加而提高, 峰值出现在 100 h, 而后缓慢下降, 在 1 000 h时其抗拉强度 σb 为 402 M Pa, 与欠时效态的 · 626 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 30 卷
第6期 夏卿坤等：热暴露对A上C一MgAg合金组织和性能的影响 ·627。 性能相当，表明合金在150℃温度下具有良好的热 度下热暴露，随着时间的延长，其抗拉强度下降，延 稳定性；从图2(b)中可知，合金试样在200℃温度下 伸率随着时间增加而增大.合金的室温抗拉强度随 热暴露，随着时间的延长，其抗拉强度下降，但下降 着温度的升高而降低，在300℃时下降最为明显. 比较平缓，延伸率的变化趋势与强度变化相同.从 从图3中可知，在暴露时间为100h时，随着温度的 图2(b)和2(c)中可知，合金试样在250和300℃温 升高，合金的抗拉强度下降，延伸率提高。 500 30 (a) 450 (b) 450 26 400 22 量 300 350 葉 一一抗拉强度 18 一一屈服强度 繁 300 一一延伸率 14 150 1-200℃抗拉强度 4-250℃屈服强度 250 10 2-200℃屈服强度 5-300℃抗拉强度 3-250℃抗拉强度 6-300T屈服强度 200 0 200 400600 800 108 0 20406080100120 热暴露时间小 热暴露时间小 24r (c) 20 是 16 12 gY 1-200℃延伸率 2-250℃延伸率 3-300℃延伸率 0 0 20406080100120 热暴露时间h 图2不同温度热暴露后合金的室温力学性能曲线.(a)150℃，强度与延伸率：(b)200-300℃，强度：(200-300℃，延伸率 Fig 2 Curves of the mecharical pmopertics of the alloy after thermal exposure at different temperatures:(a)150 C.stength and elongation;(b) fmm200℃to300℃，strength;(c)from200℃to300℃，elongation 和Ag间强烈相互作用带来的对时效的促进作用不 500F 45 450 40 仅迅速弥补了淬火态强度上的损失，而且大大加速 35 了时效过程，并使强度迅速上升，如图2(a)中的曲 300 一一抗拉强度 30 置 线上在暴露100h时有一个oa.2和o强度峰.在合 150 一一屈服强度 25 一·一延伸率 金欠时效热暴露后，合金的主要耐热强化析出相的 20 0 Ω相逐渐长大，而合金中有相当部分的0相也竞争 10 析出，所以合金峰值效应是多相强化的结果.随着 -1504 050100150200250300 热暴露的时间继续延长或温度的升高，细小的Ω相 暴露温度/℃ 长大，晶界处的无析出带(PZ宽化，强度逐步下降. 图3合金在不同温度下暴露100h的室温力学性能曲线 2.3合金在不同温度下热暴露后的显微组织 Fig.3 Mechanical pmperties of the alloy after themal exposure for 为了探讨热暴露温度和时间对欠时效态A一 100h at the dfferent temperatures C一Mg一Ag合金组织的影响，欠时效态的试样在 在合金的时效初期Ω相的分布提高了合金高 150.200和250℃下保温100h,然后在电镜下观察 温下晶界抵抗滑移和蠕变的能力，从而增加了合金 其组织变化（如图4所示）. 的热强性.合金淬火后保留下来的空位很多，在随 从图4a)可以看出，经165℃时效2h,合金组 后的时效过程中，被溶质原子所束缚的空位就释放 织为均匀细小的相弥散分布在基体中.从 出来，促进原子扩散，也可作为新的相形核的质 图4b)~(e)中可以看出，随着热暴露温度的提高， 心，所以可加速时效析出.合金欠时效时，由于Mg 2相在高温下长大粗化，在150℃和200℃热暴露
性能相当, 表明合金在 150 ℃温度下具有良好的热 稳定性;从图2( b) 中可知, 合金试样在200 ℃温度下 热暴露, 随着时间的延长, 其抗拉强度下降, 但下降 比较平缓, 延伸率的变化趋势与强度变化相同.从 图 2( b) 和 2( c) 中可知, 合金试样在 250 和 300 ℃温 度下热暴露, 随着时间的延长, 其抗拉强度下降, 延 伸率随着时间增加而增大.合金的室温抗拉强度随 着温度的升高而降低, 在 300 ℃时下降最为明显. 从图 3 中可知, 在暴露时间为 100 h 时, 随着温度的 升高, 合金的抗拉强度下降, 延伸率提高. 图 2 不同温度热暴露后合金的室温力学性能曲线.( a) 150 ℃, 强度与延伸率;( b) 200 ～ 300 ℃, 强度;( c) 200 ～ 300 ℃, 延伸率 Fig.2 Curves of the mechani cal properties of the alloy after thermal exposure at different temperatures:( a) 150 ℃, strength and elongation;( b) from 200 ℃t o 300 ℃, strength;( c) from 200 ℃ to 300 ℃, elongation 图 3 合金在不同温度下暴露 100 h 的室温力学性能曲线 Fig.3 Mechanical properties of the alloy aft er thermal exposure for 100 h at the diff erent t emperatures 在合金的时效初期 Ψ相的分布提高了合金高 温下晶界抵抗滑移和蠕变的能力, 从而增加了合金 的热强性.合金淬火后保留下来的空位很多, 在随 后的时效过程中, 被溶质原子所束缚的空位就释放 出来, 促进原子扩散, 也可作为新的 Ψ相形核的质 心, 所以可加速时效析出 .合金欠时效时, 由于 M g 和 Ag 间强烈相互作用带来的对时效的促进作用不 仅迅速弥补了淬火态强度上的损失, 而且大大加速 了时效过程, 并使强度迅速上升, 如图 2( a) 中的曲 线上在暴露 100h 时有一个 σ0.2和 σb 强度峰 .在合 金欠时效热暴露后, 合金的主要耐热强化析出相的 Ψ相逐渐长大, 而合金中有相当部分的 θ′相也竞争 析出, 所以合金峰值效应是多相强化的结果 .随着 热暴露的时间继续延长或温度的升高, 细小的 Ψ相 长大, 晶界处的无析出带( PFZ) 宽化, 强度逐步下降 . 2.3 合金在不同温度下热暴露后的显微组织 为了探讨热暴露温度和时间对欠时效态AlCu-Mg-Ag 合金组织的影响, 欠时效态的试样在 150, 200 和 250 ℃下保温 100 h, 然后在电镜下观察 其组织变化( 如图 4 所示) . 从图 4( a) 可以看出, 经 165 ℃时效2 h, 合金组 织为均匀 细小的 Ψ相弥 散分布 在基体 中.从 图 4( b) ～ ( e) 中可以看出, 随着热暴露温度的提高, Ψ相在高温下长大粗化, 在 150 ℃和 200 ℃热暴露 第 6 期 夏卿坤等:热暴露对 Al-Cu-Mg-Ag 合金组织和性能的影响 · 627 ·
。628· 北京科技大学学报 第30卷 100nm 100nm d 200nm 200nm 图4欠时效态合金在热暴露前、后的TM组织.(a欠时效态：(b)150CX100h:(c)200℃X100h:(d山)250℃X100h Fig 4 TEM microstructures of the alloy before and after thermal exposure (a)no thermal exposu;(b)150 CX 100 h:(c)200 CX 100h (d)250℃X100h 100h后n相长大且数量比较多，而在250℃热暴露 颗粒状第二相析出. 时Ω相明显粗化且数量稀少. 合金从欠时效状态在温度的作用下，变成峰时 铝合金过饱和固溶体析出相的形核、长大与粗 效状态.这样合金的强度增加.时间的延长，2相长 化是空位和溶质原子的扩散过程，影响扩散速度的 大粗化，析出0相(AbCu在晶界处析出，并出现了 因素主要是温度.时效温度越高则原子扩散速度越 无析出带(PFZ),晶界无析出带的形成，一般可按溶 快，容易析出粗大平衡相：时效温度降低，则原子扩 质贫化机制和空位贫化机制解释.按照空位贫化理 散速度低，相变驱动力提高，析出相形核密度高且尺 论，当时效温度高于均匀形核的临界温度时，为了保 寸小，有利于合金强化. 证析出相的均匀形核，空位浓度不能低于某一临界 欠时效态的合金组织为均匀分布的细小相. 值.在欠时效时，由于晶内存在许多自由溶质，故在 在温度的作用下，晶内自由溶质继续析出，促使Ω晶界附近没有出现无析出带(PZ).随着时效时间 相长大.温度较高，易于溶质的扩散，这样有助于Ω 延长，Ω相逐渐粗化，Ω相的长大需要消耗溶质原 相长大 子，当晶界附近固溶于基体中的溶质原子耗尽之后， 图5给出了AFCu-Mg一Ag合金165℃X2h 只有通过晶界附近Ω相的重新溶解来补充溶质原 时效后，在150,200和250℃热暴露100h后的晶 子，随着Ω相的不断长大，晶界附近的亚稳Ω相逐 界TEM组织.从图5(a)可以看出，经165℃时效 步溶解以致PZ随着时间延长不断加宽.这种现象 2h,合金晶界析出组织呈连续分布.从图5(b)~ 在其他铝合金中也观察到过.所以时效后期P℉Z的 (d中可以看出，随着热暴露温度的提高，在合金的 宽化可按溶质原子贫化机制解释. 晶界上的无析出带(PZ)宽度增大，且在晶界上有
图 4 欠时效态合金在热暴露前、后的 T EM 组织.( a) 欠时效态;( b) 150 ℃×100 h ;( c) 200 ℃×100 h;( d) 250 ℃×100 h Fig.4 TEM microstructures of the alloy bef ore and after thermal exposure:( a) no thermal exposu re ;( b ) 150 ℃×100 h;( c) 200 ℃×100 h; ( d) 250 ℃×100 h 100 h 后 Ψ相长大且数量比较多, 而在 250 ℃热暴露 时 Ψ相明显粗化且数量稀少. 铝合金过饱和固溶体析出相的形核 、长大与粗 化是空位和溶质原子的扩散过程, 影响扩散速度的 因素主要是温度 .时效温度越高则原子扩散速度越 快, 容易析出粗大平衡相 ;时效温度降低, 则原子扩 散速度低, 相变驱动力提高, 析出相形核密度高且尺 寸小, 有利于合金强化. 欠时效态的合金组织为均匀分布的细小 Ψ相 . 在温度的作用下, 晶内自由溶质继续析出, 促使 Ψ 相长大 .温度较高, 易于溶质的扩散, 这样有助于 Ψ 相长大. 图 5 给出了 Al-Cu -M g-Ag 合金 165 ℃×2 h 时效后, 在 150, 200 和 250 ℃热暴露 100 h 后的晶 界 TEM 组织 .从图 5( a) 可以看出, 经 165 ℃时效 2 h, 合金晶界析出组织呈连续分布 .从图 5( b) ～ ( d) 中可以看出, 随着热暴露温度的提高, 在合金的 晶界上的无析出带( PFZ) 宽度增大, 且在晶界上有 颗粒状第二相析出 . 合金从欠时效状态在温度的作用下, 变成峰时 效状态, 这样合金的强度增加.时间的延长, Ψ相长 大粗化, 析出 θ′相( Al2Cu) 在晶界处析出, 并出现了 无析出带( PFZ) , 晶界无析出带的形成, 一般可按溶 质贫化机制和空位贫化机制解释.按照空位贫化理 论, 当时效温度高于均匀形核的临界温度时, 为了保 证析出相的均匀形核, 空位浓度不能低于某一临界 值 .在欠时效时, 由于晶内存在许多自由溶质, 故在 晶界附近没有出现无析出带( PFZ) .随着时效时间 延长, Ψ相逐渐粗化, Ψ相的长大需要消耗溶质原 子, 当晶界附近固溶于基体中的溶质原子耗尽之后, 只有通过晶界附近 Ψ相的重新溶解来补充溶质原 子, 随着 Ψ相的不断长大, 晶界附近的亚稳 Ψ相逐 步溶解以致 PFZ 随着时间延长不断加宽.这种现象 在其他铝合金中也观察到过 .所以时效后期PFZ 的 宽化可按溶质原子贫化机制解释 . · 628 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 30 卷
第6期 夏卿坤等：热暴露对A一C一Mg一Ag合金组织和性能的影响 629。 100nm 200nm (c 0.24m 0.2m 图5欠时效态合金热暴露前，后的晶界TEM组织.(a)欠时效态：(b)150℃×100：(g200C×100h:(d250CX100h Fig 5 TEM microstructures at grain boundary of the alloy before and after thermal exposure:(a)no thermal exposure (b)150 CX 100 h; (g200℃C×100h:(d山250℃×100h 参考文献 3结论 【刂PolmearIJ,Couper M⊥.Design development of an experimental (1)欠时效态的合金在150℃热暴露后，其室 w mought aluminum alloy for use at elevated temperatures.Metall 温拉伸性能随暴露时间延长，合金剩余强度先上升 Trans A.1998.19A(4):107 后下降，强度峰值出现在100h,om为48443MPa, [2 Lumley R N.Polmear I J.The effect of long term creep expoare on the microstructure and properties of an underaged A-Cu-Mg oa.2为469.29MPa.随着时间延长，强度缓慢下降. Ag alloy.Scripta Mater.2004.50:1227 延伸率变化与强度变化基本相似.热暴露1000h [3 Xiao D H.Wang JN,Chen S P,et al Effect of small amount of 后，其剩余强度o为402.5MPa002为 Ag on the microstructum and mechanical properties of an Ab 377.49MPa,对应延伸率为9.76%，与欠时效态的 5.3Cu-0 8Mg alloy.Mater Med Eng.2003.27(1):38 力学性能相当，显示出优良的热稳定性. (肖代红，王健农，陈世朴，等.微量Ag对A上53C0.8Mg合 金组织和耐热性能的影响.机械工程材料，2003,27(1)：38) (2)欠时效态的合金在200~300℃热暴露后， [4 Polmear I J.Pons G.,Badbaux Y,et al.After Concorde eval- 其室温拉伸性能随暴露温度升高和时间延长，合金 ation of creep resistant Al-CuMg-Ag alloys.Mater Sci Technol. 剩余强度下降.300℃热暴露的合金，暴露10h时， 1999.15:861 其为272.5MPa,02为183.26MPa,对应延伸率 [5 Aiwu Z,Brian M G.Gary J S.et al.Trace dlement effects on 为1668%.延伸率变化与强度变化相反，随着暴露 precipitation in A-CuMg(Ag,Si)alloys:a computational analy- sis Scripta Mater,2004,52:3671 温度升高和时间延长，合金延伸率增大 [6 Lumley R N..Morton A J.Polmear I J.Enhanced creep peror (3)欠时效状态的合金组织主要为均匀细小分 mance in an ACuMgAg alloy thmugh underageing.Acta 布Ω相.随着暴露温度的升高，Ω相长大并粗化.品 Mater,2002.50:3597 界的无析出带(P℉Z)变宽，同时发现晶界上有颗粒 7 Hutchinson C R.Fan X,Pennycook S J,ct al.On the origin of 状析出物. the ligh coarsening resistance of plates in ALCu-Mg-Ag alloys. Acta Mater.2001.49:2827 (下转第663页)
图 5 欠时效态合金热暴露前、后的晶界 TEM 组织.( a) 欠时效态;( b) 150 ℃×100 h;( c) 200 ℃×100 h;( d) 250 ℃×100 h Fig.5 T EM microstructures at grain boundary of the alloy before and after thermal exposure :( a) no thermal exposure;( b) 150 ℃×100 h; ( c) 200 ℃×100 h;( d) 250 ℃×100 h 3 结论 ( 1) 欠时效态的合金在 150 ℃热暴露后, 其室 温拉伸性能随暴露时间延长, 合金剩余强度先上升 后下降, 强度峰值出现在 100 h, σb 为 484.43 MPa, σ0.2为 469.29 MPa.随着时间延长, 强度缓慢下降 . 延伸率变化与强度变化基本相似.热暴露 1 000 h 后, 其 剩 余 强 度 σb 为 402.5 M Pa, σ0.2 为 377.49 MPa, 对应延伸率为 9.76 %, 与欠时效态的 力学性能相当, 显示出优良的热稳定性 . ( 2) 欠时效态的合金在 200 ～ 300 ℃热暴露后, 其室温拉伸性能随暴露温度升高和时间延长, 合金 剩余强度下降.300 ℃热暴露的合金, 暴露 10 h 时, 其 σb 为272.5 MPa, σ0.2为 183.26M Pa, 对应延伸率 为16.68 %.延伸率变化与强度变化相反, 随着暴露 温度升高和时间延长, 合金延伸率增大 . ( 3) 欠时效状态的合金组织主要为均匀细小分 布 Ψ相 .随着暴露温度的升高, Ψ相长大并粗化, 晶 界的无析出带( PFZ) 变宽, 同时发现晶界上有颗粒 状析出物 . 参 考 文 献 [ 1] Polmear I J, Couper M J.Design development of an experimental w rought aluminum alloy for use at elevat ed temperatures.Metall Trans A , 1998, 19A( 4) :1027 [ 2] Lumley R N, Polmear I J.The eff ect of long term creep exposu re on the microstructure and properties of an underaged Al-Cu-MgAg alloy .S cripta Mater, 2004, 50:1227 [ 3] Xiao D H, Wang J N, Chen S P, et al.Eff ect of small amount of Ag on the mi crostructu re and mechanical properties of an Al- 5.3Cu-0.8Mg alloy .Mater Mech Eng , 2003, 27( 1) :38 ( 肖代红, 王健农, 陈世朴, 等.微量 Ag 对 Al-5.3Cu-0.8Mg 合 金组织和耐热性能的影响.机械工程材料, 2003, 27( 1) :38) [ 4] Polmear I J, Pons G ., Barbaux Y, et al.After Concorde:evaluation of creep resistant Al-Cu-Mg-Ag alloys.Mat er S ci Technol, 1999, 15:861 [ 5] Aiw u Z, Brian M G, Gary J S, et al.Trace element eff ects on precipitation inAl-C u-Mg-(Ag, Si) alloys:a computational analysis.Scripta Mater, 2004, 52:3671 [ 6] Lumley R N ., Morton A J, Polmear I J.Enhanced creep perf ormance in an Al-Cu-Mg-Ag alloy through underageing . Acta Mater, 2002, 50:3597 [ 7] Hutchinson C R, Fan X, Pennycook S J, et al.On the origin of the high coarsening resistance of Ψplat es in Al-Cu-Mg-Ag alloys. Acta Mater, 2001, 49:2827 ( 下转第 663 页) 第 6 期 夏卿坤等:热暴露对 Al-Cu-Mg-Ag 合金组织和性能的影响 · 629 ·
第6期 马利等：磁场作用下大分子酸掺杂聚苯胺性能 ·663。 电性能的影响.化学学报，2005,63(17)：1595 Ningxia Univ Nat Sci,1995.16(3):59 [6]Wakasa M.Sakaguchi Y,Hayashi H.Magnetic field effect on (胡奇林王有贤，王淑华，等.磁场对正丁醇与酸酯化反应 photodecomposition of p-amimphenyl diaulfide in a micellarsol 的影响.宁夏大学学报自然科学版.1995,16(3)：59) tion.Phys Chem,1993.97:1733 I 1l]Chiriac A P.Simionescu C I.Magnetic field polymerization. [7]Takahashi F,Tomi K,Takahashi H.The clectrochemical asym- Prog Polym Sci,2000,25(2):219 metric reduction of a-keto acids in the magnetic fields.Elec- [12]Rintoul I,W andrey C.Magnetic field effects on the free radical trodem Acta.1986.31:127 solution polymerization of acrylamide.Polymer.2007,48(7): [8]Macdiamid A,Chiang J C,Habern M,et al.Polyaniine:inter- 1903 conversion of metallic and insulating forms.Mol Cryst Lig Cryst, [13]Kinen P J,Silvenman D C.Jefferys C R.Corrosion pmotecting 1985.121:173 using polyaniline coating fomulations Synth Met.1997,85 [9]Sun J P.Li B M,Wu H C.Properties of dodecylben- (2):1327 zeresulphonie acid doping polyailine.Fine Chem,2002.19 14 Zhang J Y,Li 1.Wang X H.et al.Cormosion prevention with (10):578 dleetrically conductive poly mers.J Funct Polym,1999.12(3): (孙建平，李宝铭，吴洪才.十二烷基苯磺酸掺杂聚苯胺的性能 350 研究.精细化工，2002,19(10)：578) (张金勇，李季，王献红，等.聚苯胺在防腐领域的应用.功能 [10 Hu Q L,W ang Y X,Wang S H.et al.Effect of magnetic ficld 高分子学报.1999.1213)：350) on the esterification of n-butyl alcohol and acetic acid.J (上接第629页) on the ageing of aluminium alloys observat ions on A-Cu-Mg ah [8]Chen D Q.Zheng Z Q.LiS C.et al.Effect of ex temal stress on loys.JInst Met,1966,94:410 the grow th of precipitates in AHCu and Al-Cu-Mg-Ag alloys.Ac- [12]Murayama M.Hom K.Three dimensional atom probe analysis taMe1 all Sin,.2004,40(8):799 of pre-precipitate clustering in an Al-CuMg-Ag alloy.Scripta (陈大钦，郑子樵，李世晨，等.外加应力对A上Cu及A上CM Maer1998.38(8):1315 Ag合金析出相生长的影响.金属学报，2004,40(8)：799) 13 Ringer S P.Hono K.Polmear I J.et al.Nuclation of preeipi- [9]Gable B M.,Shiflet G J.Starke Jr E A.The effect of Si additions tates in aged A-Cu-Mg-(Ag)alloys with high Cu 'Mg ratios. on precipitation in AHCuMg(Ag)alloys.Scripta Mater. Acta Mater,1996,445):1883 2004.50:149 [14 Mukhopadhyay A K.Nuckat ion of 1 phase in an AHCu-Mg ah [10 Teleshov V V,Kaputkin E Ya.Golovleva A P.etal.Tempera loy cont aining small additions of Ag.Mater Trans,1997,38 ture ranges of phase transformations and mechanical properties of (5):478 albys of the Al-Cu-Mg-Ag system with various Cu/M g ratios. [15]Garg A.Howe J M.Convergent-beam electron diffraction analy- Met Sci Heat Treat.2005.47(3/4):139 sis of the phase in an AHCu-MgAg alby.Acta Metall [11]VietzJT,Polmear I J.The influence of small additions of silver Mater.1991.398):1939
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