Cr含量對(duì)低Cu/Mg比Al-Cu-Mg-Ag合金微觀組織和力學(xué)性能的影響

1 引言

Al-Cu-Mg-Ag合金因其優(yōu)良的耐熱性能和抗蠕變性能，廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域和石油工業(yè)，但該合金存在熱穩(wěn)定性和耐腐蝕性較差的缺點(diǎn)。學(xué)者們利用微合金化和優(yōu)化熱處理工藝等改善其性能。目前對(duì)Al-Cu-Mg-Ag合金力學(xué)性能的研究主要集中在高Cu/Mg比Al-Cu-Mg-Ag合金的主要析出相θ′相和Ω相，而對(duì)低Cu/Mg比Al-Cu-Mg-Ag合金的主要析出相S(Al?CuMg)相的研究很少。Cr作為鋁合金常用的微合金化元素，廣泛添加在Al-Zn-Mg-Cu合金中。郭帥研究了Cr的微合金化對(duì)低Cu/Mg比合金中未發(fā)現(xiàn)含Cr相。本文在此基礎(chǔ)上，繼續(xù)增加Cr添加量，研究Cr在低Cu/Mg比Al-Cu-Mg-Ag合金中的存在形式，并研究增加Cr添加量對(duì)低Cu/Mg比Al-Cu-Mg-Ag合金微觀組織和力學(xué)性能的影響，以期促進(jìn)含Cr的Al-Cu-Mg-Ag合金在石油和航天工業(yè)方面的應(yīng)用。

2 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)原料主要為工業(yè)高純鋁、純鎂、純銀和Al-50Cu、Al-10Mn、Al-5Ti、Al-4Zr、Al-10Cr中間合金。設(shè)計(jì)了Cr添加量分別為0.17%和0.22%的2種合金，分別命名為A合金和B合金，其化學(xué)成分見表1。

對(duì)A、B合金鑄錠進(jìn)行雙級(jí)均勻化處理：420 °C/24 h + 480 °C/48 h，空冷至室溫；然后在空氣爐內(nèi)將鑄錠加熱至410 °C并保溫2 h，立即軋制成厚約2.5 mm的薄板；對(duì)A、B合金薄板樣品進(jìn)行500 °C/1 h固溶處理和170 °C/3 h欠時(shí)效處理，所得樣品分別命名為UA、UB。

分別采用掃描電鏡、透射電鏡觀察合金的微觀組織和沉淀顆粒；在HV-10B型儀器上測(cè)試合金顯微硬度，載荷5 kg，加載時(shí)間10 s；在WOW-50E型試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速率2 mm/min。

3 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

3.1 合金時(shí)效硬化行為

經(jīng)500 °C/1 h固溶處理后，170 °C下不同Cr含量Al-Cu-Mg-Ag合金時(shí)效硬化曲線如圖1所示。隨著時(shí)效時(shí)間增加，A、B合金硬度都呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢(shì)，并且各時(shí)效時(shí)間下B合金的硬度均高于A合金的硬度。固溶處理后A合金的硬度值為84.2 HV，B合金的硬度值為97 HV，B合金表現(xiàn)出更強(qiáng)的固溶強(qiáng)化效應(yīng)。時(shí)效8 h，A、B合金的硬度均到達(dá)時(shí)效峰值硬度，分別為140 HV、150 HV。繼續(xù)延長時(shí)效時(shí)間，2種合金的硬度總體呈下降趨勢(shì)?？梢钥闯觯黾覥r添加量可以使合金時(shí)效硬度提高，這歸因于Cr的固溶強(qiáng)化效應(yīng)。

3.2 合金拉伸性能

欠時(shí)效態(tài)下不同Cr含量Al-Cu-Mg-Ag合金室溫拉伸性能如圖2所示。隨著Cr含量從0.17%增加到0.22%，合金抗拉強(qiáng)度從463 MPa提高到484 MPa，提高了4.5%；屈服強(qiáng)度從288 MPa提高到319 MPa，提高了10.8%；延伸率也有所提升。由此可見，隨著微合金化程度提高，合金拉伸性能提高。

3.3 合金物相分析

欠時(shí)效態(tài)下不同Cr含量Al-Cu-Mg-Ag合金的XRD圖譜如圖3所示。從圖3可知，UA、UB樣品相組成幾乎沒有區(qū)別，都由于Cr的加入而形成了Al?.?TiCr?.?相和Al-Cr相。另外，合金中還有Al?CuMg、Al?Ti存在。

3.4 合金顯微組織分析

不同Cr含量Al-Cu-Mg-Ag鑄態(tài)合金的顯微組織見圖4。由圖4可見，A、B鑄態(tài)合金的晶粒尺寸并無明顯差異，SEM形貌表現(xiàn)為典型的枝晶偏析特征，晶粒呈現(xiàn)等軸狀。第二相粒子主要為Al?(Cu,Mn,Fe,Cr)和Al?CuMg相。Fe、Cr、Mn元素表現(xiàn)為互相聚集的狀態(tài)，即Mn含量高的第二相其中Fe和Cr含量也相對(duì)較高。由于Cr的添加，A、B鑄態(tài)合金中均形成了Al?(Cu,Mn,Fe,Cr)粒子，但晶粒大小并沒有明顯差異。

3.5 合金TEM分析

TEM圖5為UA、UB樣品沿<100>α軸的明場(chǎng)圖像和相應(yīng)的選區(qū)電子衍射（SAED）圖?？梢钥闯?，晶粒內(nèi)部存在一些粗大的棒狀T相（Al??Cu?Mn?）。在相應(yīng)的SAED圖中可以看見變體的S相（Al?CuMg）衍射斑點(diǎn)，由于樣品為欠時(shí)效狀態(tài)，為了了解Cr的添加對(duì)低Cu/Mg比Al-Cu-Mg-Ag合金相關(guān)析出相的大小和分布的影響，對(duì)UA、UB試樣進(jìn)行了TEM分析，結(jié)果見圖5。合金中可能有S″和S′同時(shí)存在，本文暫不做區(qū)分，統(tǒng)一認(rèn)為是S′相。未長大的短針狀S′相大多為彌散分布，還有一些S′相在T相與Al基體的界面周圍析出。對(duì)UA、UB樣品沿<100>α軸的亮場(chǎng)圖像中的短針狀S′相進(jìn)行了面積分?jǐn)?shù)和尺寸統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如表3所示。UB樣品中析出的S′相較UA樣品析出的S′相的數(shù)量更多，尺寸更大。由此可以看出，提高Cr含量，可以使合金中S′析出相數(shù)量增加，從而提高合金性能。

4 討論與分析

微合金化主要通過細(xì)化晶粒、影響強(qiáng)化相析出或形成相關(guān)金屬間化合物影響合金的力學(xué)性能。在微觀組織結(jié)構(gòu)上，Al合金中添加Cr元素會(huì)形成Al-Cr相（如Al?Cr、Al??Cr?、Al??Cr?等）和富含Cr、Fe、Mn、Cu的粒子。文獻(xiàn)在Al-Mg-Si合金中添加0.07%Cr，誘導(dǎo)形成了Al??Cr?相，其作為α-Al的異質(zhì)形核點(diǎn)，細(xì)化了晶粒。文獻(xiàn)在低Cu/Mg比Al-Cu-Mg合金中進(jìn)行Cr的微合金化，卻未發(fā)現(xiàn)明顯的晶粒細(xì)化現(xiàn)象。在低Cu/Mg比的Al-Cu-Mg-Ag合金中，本文將Cr添加量從0.17%提高到0.22%，Cr添加量的增加并未導(dǎo)致明顯的晶粒細(xì)化。提高Cr含量可以使S′相含量增加、尺寸增大，這是由于Cr以彌散粒子的形式作為異質(zhì)形核點(diǎn)，促進(jìn)了S′相的形核析出，在相同時(shí)間的欠時(shí)效狀態(tài)下，UB樣品的S′相的含量更多、尺寸更大，進(jìn)而使UB樣品室溫下的拉伸強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度更優(yōu)。

在力學(xué)性能上，UB樣品的硬度、拉伸強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度均優(yōu)于UA樣品?？紤]Cr元素添加影響欠時(shí)效Al-Cu-Mg-Ag合金力學(xué)性能的強(qiáng)化機(jī)制，其理論屈服強(qiáng)度（σ_cal0.2）可估計(jì)為：

σ_cal0.2 = σ? + Δσ_HP + Δσ_SS + Δσ_P

式中：σ?為純鋁的晶格摩擦應(yīng)力；Δσ_HP、Δσ_SS、Δσ_P分別為由晶界、固溶體原子和沉淀物引起的屈服強(qiáng)度增量。

5 結(jié)論

1）Cr含量由0.17%提高到0.22%，合金中形成了Al?.?TiCr?.?相和Al-Cr相，且兩者晶粒尺寸相差不大；相對(duì)于含0.17%Cr的合金，相同欠時(shí)效狀態(tài)下，含0.22%Cr的合金中析出S′相數(shù)量更多、尺寸更大。

2）Cr含量由0.17%提高到0.22%，合金抗拉強(qiáng)度由463 MPa提高到484 MPa，提升了4.5%；屈服強(qiáng)度由288 MPa提高到319 MPa，提升了10.8%。合金強(qiáng)化機(jī)制是Cr元素的固溶強(qiáng)化效應(yīng)和S′(Al?CuMg)相的析出強(qiáng)化共同作用的結(jié)果。