劉曉艷，潘清林，陸智倫，劉 暢，何運斌，李文斌

(1.中南大學材料科學與工程學院，長沙410083，E-mail:x918y@126.com; 2.河北工程大學裝備制造學院，河北邯鄲056038)

Al-Cu-Mg-Ag耐熱鋁合金均勻化處理

劉曉艷1，2，潘清林1，陸智倫1，劉 暢1，何運斌1，李文斌1

(1.中南大學材料科學與工程學院，長沙410083，E-mail:x918y@126.com; 2.河北工程大學裝備制造學院，河北邯鄲056038)

研究了均勻化溫度和均勻化時間對Al－Cu－Mg－Ag耐熱鋁合金微觀組織的影響，優(yōu)化了合金的均勻化處理制度，并對其均勻化過程進行了動力學分析.結(jié)果表明，鑄態(tài)合金組織中存在嚴重的枝晶偏析，晶界上有大量殘留相，各元素在晶內(nèi)和晶界分布不均勻.隨著均勻化溫度的升高或均勻化時間的延長，合金組織中的殘留相逐漸溶解，晶界變得稀薄，元素分布趨于均勻.該合金過燒溫度為520℃.適宜的的均勻化制度為510℃×12 h，這與均勻化動力學分析得到的結(jié)果基本相符.

Al－Cu－Mg－Ag合金;均勻化;顯微組織;動力學方程

2×××系耐熱鋁合金如2219和2618由于具有較高的強度和良好的耐熱性能，被廣泛用于航空航天領(lǐng)域.隨著航空航天技術(shù)的發(fā)展，對鋁合金材料工作溫度的要求也越來越高.有研究表明，向高銅鎂比Al－Cu－Mg合金中添加Ag后可改變合金的時效序列，析出1種均勻細小彌散的耐熱強化相——Ω相，此相可在200℃以下長期存在 而 不 發(fā) 生 聚 集 長 大［1－2］. 因 此，Al－Cu－Mg－Ag新型合金有望滿足超音速飛機的經(jīng)濟性要求及耐熱性能要求，是超音速飛機備選材料的一個極有希望的發(fā)展方向.

鋁合金在凝固時都存在枝晶偏析［3－4］，元素在晶內(nèi)和晶界分布不均勻.這種組織和成分的不均勻性會降低合金塑性、惡化其熱加工性能，降低成品強度和塑性.因此，必須對合金鑄錠進行均勻化處理，以消除或降低化學成分和組織的不均勻性［5－6］，從而改善合金的性能.

游文等［7］采用雙級均勻化制度對Al－Cu－Mg－Ag合金進行處理，發(fā)現(xiàn)在420℃ ×6 h+ 515℃×6 h的工藝下，合金均勻化效果最好，晶內(nèi)偏析基本消除，晶間組織分布均勻.經(jīng)熱軋、固溶和時效處理，合金的抗拉強度達到470 MPa以上，對應(yīng)的伸長率也達到8%～10%.因此，采用適當?shù)木鶆蚧幚?，對合金成品的性能起著至關(guān)重要的作用.目前，對Al－Cu－Mg－Ag合金均勻化工藝研究較多［8－9］，而有關(guān)均勻化過程中組織演化的研究很少.本文采用單級均勻化工藝，研究了均勻化溫度和均勻化時間對Al－Cu－Mg－Ag合金組織和元素分布的影響，探討了均勻化過程中的組織演化，得出了適宜的均勻化工藝，并基于擴散理論建立了合金的均勻化動力學方程.

1 實驗

1.1 實驗材料與方法

實驗所用原材料為工業(yè)純鋁、純鎂和純銀以及A1－Cu、A1－Mn和A1－Zr中間合金.采用鑄錠冶金方法制備了Al－5.3Cu－0.8Mg－0.5Ag－0.3Mn－0.15Zr(質(zhì)量分數(shù)，%)合金鑄錠.將鑄錠加工成12 mm×12 mm×15 mm的試樣，分別在470、480、490、500、510和520℃下均勻化處理24 h，然后在選定的最佳均勻化溫度下處理8～48 h.

1.2 微觀組織觀察及性能測試

采用飛利浦 Sirion200場發(fā)射掃描電鏡和POLYVER－MET金相顯微鏡觀察合金的微觀組織，用掃描電鏡上配套的EDS設(shè)備對合金相進行能譜分析.差示掃描量熱分析(DSC)在SDTQ600熱分析儀上進行.

2 實驗結(jié)果

2.1 鑄態(tài)組織及分析

圖1為合金的鑄態(tài)微觀組織.由圖1可見，鑄態(tài)組織呈樹枝狀(圖1(a))，在晶界處存在粗大的殘留相(圖1(b)).這些相大部分呈灰色，經(jīng)EDS能譜分析可知其成分接近Al2Cu.其中也有小部分顏色較亮的相，能譜分析結(jié)果如表1所示.

圖1 鑄態(tài)Al-Cu-Mg-Ag合金的微觀組織

表1 圖1(b)中第二相的化學成分(原子分數(shù)/%)

圖2為鑄態(tài)合金的SEM組織與合金中主要元素Cu、Mg和Ag在晶內(nèi)和晶界的分布情況.由圖2可見，合金中的主要元素在晶界處存在不同程度的富集，其元素偏析程度為Cu＞Mg＞Ag.

圖2 鑄態(tài)Al-Cu-Mg-Ag合金的SEM顯微組織及元素分布

由以上實驗結(jié)果可知，鑄態(tài)合金在晶界處存在大量的殘留相，各元素在晶內(nèi)及晶界分布不均勻，必須對其進行均勻化處理.均勻化過程中，擴散系數(shù)與溫度的關(guān)系為

式中:D0為與溫度無關(guān)的系數(shù);T為絕對溫度;Q為擴散激活能;R為氣體常數(shù).由式(1)可知，均勻化溫度越高，擴散系數(shù)越大，原子的擴散速度越快，偏析就越容易消除.然而，為了防止過燒，必須先確定合金均勻化的最高溫度.

圖3 鑄態(tài)Al-Cu-Mg-Ag合金DSC曲線

圖3為合金的DSC曲線.從圖3中可以看出，合金鑄錠在495.9、526.1和643.4℃處有3個吸熱峰.低溫495.9℃處有一個微弱的吸熱峰，經(jīng)均勻化處理后完全消失，所以該峰對應(yīng)的可能是某一個相的溶解溫度，此相在均勻化過程中溶入基體.526.1℃處的吸熱峰強度隨著均勻化溫度的升高先增強后逐漸減弱，均勻化溫度為510℃時，仍有微弱的吸熱峰，當均勻化溫度提高到520℃時，吸熱峰基本消失.因此，526.1℃是低熔點共晶相的熔化溫度，而643.4℃為合金的熔化溫度，由此確定合金的均勻化溫度應(yīng)低于526.1℃.

2.2 合金均勻化態(tài)的金相組織

圖4給出了合金在不同溫度均勻化處理24 h后的金相組織.由圖4可見，隨均勻化溫度的升高，枝晶網(wǎng)絡(luò)逐漸消失，晶界上殘留相的分布逐漸變得不連續(xù).經(jīng)510℃均勻化處理后合金中的枝晶網(wǎng)絡(luò)減少，大部分殘留相溶入基體.當均勻化溫度進一步升高到520℃時，合金嚴重過燒，組織中出現(xiàn)晶界復熔物和復熔三角形.由以上分析可見，在保證合金不過燒的情況下，Al－Cu－Mg－Ag合金適宜的均勻化溫度為510℃.

圖4 Al-Cu-Mg-Ag合金經(jīng)不同溫度均勻化處理的金相組織

圖5為合金在510℃下經(jīng)不同時間均勻化處理的金相組織.由圖5可見，隨均勻化時間的延長，晶界上粗大的殘留相逐漸溶解.在510℃均勻化處理8 h時，合金晶界上粗大的殘留相和枝晶網(wǎng)絡(luò)均有所減少.均勻化處理12 h時，合金組織中的殘留相基本溶解，晶界變得稀薄(圖5(b))，此后再延長均勻化時間，效果也不明顯(圖5(c)和(d)).綜合考慮合金均勻化處理的有效性與經(jīng)濟性，Al－Cu－Mg－Ag合金適宜的均勻化處理時間為12 h.

2.3 合金均勻化態(tài)的線掃描分析

圖6為合金鑄錠經(jīng)510℃×12 h均勻化處理后的線掃描分析結(jié)果.從圖6中可以看出，經(jīng)過均勻化處理后，合金中的主要元素Cu、Mg和Ag在晶界的偏析基本消除，從晶界至晶內(nèi)的分布趨于 平穩(wěn)，但Cu元素在晶界處仍有少量偏聚.

圖5 Al-Cu-Mg-Ag合金經(jīng)不同時間均勻化處理的金相組織

圖6 均勻化態(tài)Al-Cu-Mg-Ag合金的線掃描分析

2.4 均勻化動力學分析

圖7為鑄態(tài)合金主要元素沿枝晶間分布的線掃描分析結(jié)果.從圖7可以看出，Al－Cu－Mg－Ag合金中的主要元素的濃度沿枝晶間呈周期性變化.Hillert等［10］的研究結(jié)果表明，在存在偏析的鑄態(tài)組織中，固溶體內(nèi)部合金元素的含量比枝晶處的含量低很多，各合金元素的濃度沿枝晶間的分布呈周期性變化.這與本實驗結(jié)果一致.所以，研究合金中各元素在均勻化過程中的變化規(guī)律，只需要研究相鄰枝晶間合金元素的擴散規(guī)律即可.

圖7 鑄態(tài)合金線掃描分析

Shewman［11］認為均勻化過程中，合金中各元素的分布狀態(tài)可以用余弦函數(shù)的傅氏級數(shù)分量逼近，表示為

其中，ˉC為元素平均濃度， L為枝晶間距，A0為初始偏聚振幅，可表示為

式(2)和(3)中各變量如圖8所示.

圖8 均勻化過程元素分布示意圖

振幅隨著均勻化時間的增加而衰減，可表示為A(t).根據(jù)Fick定律和邊界條件，A(t)可表示為

式中，t為均勻化時間，其余各物理量含義同上.

把式(1)代入式(4)，得

從式(5)可以看出，隨著均勻化溫度T的升高或均勻化時間t的延長，枝晶間的偏聚減少，這與本實驗中觀察到的結(jié)果相吻合.

通常，當各元素偏聚振幅減小為1%時，均勻化過程結(jié)束，則

即

兩邊取自然對數(shù)，得

式(9)即為Al－Cu－Mg－Ag合金的均勻化動力學方程.只要給出合金鑄錠組織參量便可作出其均勻化動力學曲線.在相同溫度下，Mg、Ag和Mn元素的擴散比Cu元素快［12］，因此，主要考慮Cu元素的擴散.將參量D0(Cu)=0.084 cm2/s，Q(Cu)= 136.8 kJ/mol，R=8.31 J/(mol·K)代入式(9)即可作出不同組織參量下Cu元素的均勻化動力學曲線(圖9).由圖9可見，同一組織參量下，隨均勻化溫度的升高，合金均勻化時間大大縮短.

由定量金相測出Al－Cu－Mg－Ag合金鑄態(tài)枝晶平均間距L為42 μm.由2.2節(jié)實驗結(jié)果可知，合金鑄錠理想的均勻化溫度為510℃，代入式(9)計算可得合金的均勻化時間為10 h，與實驗結(jié)果510℃×12 h基本相符.合金鑄錠經(jīng)均勻化退火處理后，晶界上的殘留相基本溶解，但晶界處仍存在少量的Cu偏聚，這可能是由于合金中Cu含量較高引起的.

圖9 Cu元素均勻化動力學曲線

3 結(jié)論

1)Al－Cu－Mg－Ag耐熱鋁合金鑄態(tài)組織中存在大量枝晶組織，各元素在晶內(nèi)和晶界分布不均勻.隨均勻化溫度的升高或均勻化時間的延長，合金中的非平衡相逐漸溶解，晶界變得稀薄，元素分布趨于均勻.

2)該合金的過燒溫度為520℃.實驗得到的適宜的均勻化制度為510℃×12 h.

［1］ RINGER S P，HONO K，POLMEAR I J，et al.Nucleation of precipitates in aged Al－Cu－Mg－(Ag) alloys with high Cu:Mg ratios［J］.Acta Materialia，1996，44(5):1883－1898.

［2］ CHESTER R J，POLMEAR I J.Precipitation in Al－Cu－Mg－Ag alloys［J］.Acta Metallurgica，1989，37 (3):777－789.

［3］ LI Nian-kui，CUI Jian-zhong.Microstructural evolution of high strength 7B04 ingot during homogenization treatment［J］.Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2008，18(4):769－773.

［4］ ZHANG Jing，ZUO Rul-in，CHEN Youxing，et al.Microstructure evolution during homogenization of a τ－type Mg－Zn－Al alloy［J］.Journal of Alloys and Compounds，2008，448(1－2):316－320.

［5］ TOTIK Y，SADELER R，KAYMAZ I，et al.The effect of homogenisation treatment on cold deformations of AA 2014 and AA 6063 alloys［J］.Journal of Materials Processing Technology，2004，147(1):60－64.

［6］ FAN Xi-gang，JIANG Da-ming，MENG Qing-chang，et al.The microstructural evolution of an Al－Zn－Mg－Cu alloy during homogenization［J］.Materials Letters，2006，60(12):1475－1479.

［7］ 游 文，余日成，劉志義.Al－Cu－Mg－Ag系高強耐熱合金的熱加工工藝研究［J］.鋁加工，2006，166:12－17.

［8］ 李云濤，劉志義，夏卿坤，等.含鈰Al－Cu－Mg－Ag－Mn－Zr鋁合金均勻化工藝的研究［J］.金屬熱處理，2006，31(10):55－57.

［9］ 李云濤，劉志義，夏卿坤，等.Er在Al－Cu－Mg－Ag合金中的存在形式及其均勻化工藝［J］.中南大學學報(自然科學版)，2006，37(6):1043－1047.

［10］ HILLERT A.合金擴散和熱力學［M］.賴和怡，劉國勛譯.北京:冶金工業(yè)出版社，1999.

［11］ SHEWMAN P G.Diffusion in Solids［M］.New York:McGraw-Hill，1963.

［12］ MONDOLFO L F.Aluminium alloys structure and properties［M］.London-Boston:Butter Worths，1976.

Homogenization treatment of Al-Cu-Mg-Ag heat-resisted alloy

LIU Xiao-yan1，2，PAN Qing-lin1，LU Zhi-lun1，LIU Chang1，HE Yun-bin1，LI Wen-bin1(1.School of Materials Science and Engineering，Central South University，Changsha 410083，China，E-mail:x918y@126.com;2.College of equipment manufacture，Hebei University of Engineering，Harbin 056038，China)

The effect of the homogenization temperature and time on the microstructure of Al－Cu－Mg－Ag heat-resisted alloy was studied，the homogenization process of the alloy was also optimized，and the kinetic analysis of homogenization was carried out.The results showed that the serious dendrite microstructure existed in Al－Cu－Mg－Ag alloy ingot，and there were many residual phases in grain boundaries and the elements were unevenly distributed from grain boundary to inside.With the increasing of homogenization temperature or time，the residual phases dissolved，the grain boundaries became sparse and all elements became more homogenized.The overburn temperature of the alloy was 520℃，and the suitable homogenizing process of Al－Cu－Mg－Ag alloy was 510℃ ×12 h，which agreed well with the kinetic analysis of homogenization.

Al－Cu－Mg－Ag alloy;homogenization;microstructure;kinetic equation

TG146.21 文獻標志碼：A 文章編號：1005－0299(2011)04－0028－05

2010－01－13.

劉曉艷(1980－)，女，博士研究生;

潘清林(1964－)，男，教授，博士生導師.

(編輯 呂雪梅)