刘晓艳，潘清林，陆智伦，刘 畅，何运斌，李文斌

(1.中南大学材料科学与工程学院，长沙410083，E-mail:x918y@126.com; 2.河北工程大学装备制造学院，河北邯郸056038)

Al-Cu-Mg-Ag耐热铝合金均匀化处理

刘晓艳1，2，潘清林1，陆智伦1，刘 畅1，何运斌1，李文斌1

(1.中南大学材料科学与工程学院，长沙410083，E-mail:x918y@126.com; 2.河北工程大学装备制造学院，河北邯郸056038)

研究了均匀化温度和均匀化时间对Al－Cu－Mg－Ag耐热铝合金微观组织的影响，优化了合金的均匀化处理制度，并对其均匀化过程进行了动力学分析.结果表明，铸态合金组织中存在严重的枝晶偏析，晶界上有大量残留相，各元素在晶内和晶界分布不均匀.随着均匀化温度的升高或均匀化时间的延长，合金组织中的残留相逐渐溶解，晶界变得稀薄，元素分布趋于均匀.该合金过烧温度为520℃.适宜的的均匀化制度为510℃×12 h，这与均匀化动力学分析得到的结果基本相符.

Al－Cu－Mg－Ag合金;均匀化;显微组织;动力学方程

2×××系耐热铝合金如2219和2618由于具有较高的强度和良好的耐热性能，被广泛用于航空航天领域.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.有研究表明，向高铜镁比Al－Cu－Mg合金中添加Ag后可改变合金的时效序列，析出1种均匀细小弥散的耐热强化相——Ω相，此相可在200℃以下长期存在 而 不 发 生 聚 集 长 大［1－2］. 因 此，Al－Cu－Mg－Ag新型合金有望满足超音速飞机的经济性要求及耐热性能要求，是超音速飞机备选材料的一个极有希望的发展方向.

铝合金在凝固时都存在枝晶偏析［3－4］，元素在晶内和晶界分布不均匀.这种组织和成分的不均匀性会降低合金塑性、恶化其热加工性能，降低成品强度和塑性.因此，必须对合金铸锭进行均匀化处理，以消除或降低化学成分和组织的不均匀性［5－6］，从而改善合金的性能.

游文等［7］采用双级均匀化制度对Al－Cu－Mg－Ag合金进行处理，发现在420℃ ×6 h+ 515℃×6 h的工艺下，合金均匀化效果最好，晶内偏析基本消除，晶间组织分布均匀.经热轧、固溶和时效处理，合金的抗拉强度达到470 MPa以上，对应的伸长率也达到8%～10%.因此，采用适当的均匀化处理，对合金成品的性能起着至关重要的作用.目前，对Al－Cu－Mg－Ag合金均匀化工艺研究较多［8－9］，而有关均匀化过程中组织演化的研究很少.本文采用单级均匀化工艺，研究了均匀化温度和均匀化时间对Al－Cu－Mg－Ag合金组织和元素分布的影响，探讨了均匀化过程中的组织演化，得出了适宜的均匀化工艺，并基于扩散理论建立了合金的均匀化动力学方程.

1 实验

1.1 实验材料与方法

实验所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.将铸锭加工成12 mm×12 mm×15 mm的试样，分别在470、480、490、500、510和520℃下均匀化处理24 h，然后在选定的最佳均匀化温度下处理8～48 h.

1.2 微观组织观察及性能测试

采用飞利浦 Sirion200场发射扫描电镜和POLYVER－MET金相显微镜观察合金的微观组织，用扫描电镜上配套的EDS设备对合金相进行能谱分析.差示扫描量热分析(DSC)在SDTQ600热分析仪上进行.

2 实验结果

2.1 铸态组织及分析

图1为合金的铸态微观组织.由图1可见，铸态组织呈树枝状(图1(a))，在晶界处存在粗大的残留相(图1(b)).这些相大部分呈灰色，经EDS能谱分析可知其成分接近Al2Cu.其中也有小部分颜色较亮的相，能谱分析结果如表1所示.

图1 铸态Al-Cu-Mg-Ag合金的微观组织

表1 图1(b)中第二相的化学成分(原子分数/%)

图2为铸态合金的SEM组织与合金中主要元素Cu、Mg和Ag在晶内和晶界的分布情况.由图2可见，合金中的主要元素在晶界处存在不同程度的富集，其元素偏析程度为Cu＞Mg＞Ag.

图2 铸态Al-Cu-Mg-Ag合金的SEM显微组织及元素分布

由以上实验结果可知，铸态合金在晶界处存在大量的残留相，各元素在晶内及晶界分布不均匀，必须对其进行均匀化处理.均匀化过程中，扩散系数与温度的关系为

式中:D0为与温度无关的系数;T为绝对温度;Q为扩散激活能;R为气体常数.由式(1)可知，均匀化温度越高，扩散系数越大，原子的扩散速度越快，偏析就越容易消除.然而，为了防止过烧，必须先确定合金均匀化的最高温度.

图3 铸态Al-Cu-Mg-Ag合金DSC曲线

图3为合金的DSC曲线.从图3中可以看出，合金铸锭在495.9、526.1和643.4℃处有3个吸热峰.低温495.9℃处有一个微弱的吸热峰，经均匀化处理后完全消失，所以该峰对应的可能是某一个相的溶解温度，此相在均匀化过程中溶入基体.526.1℃处的吸热峰强度随着均匀化温度的升高先增强后逐渐减弱，均匀化温度为510℃时，仍有微弱的吸热峰，当均匀化温度提高到520℃时，吸热峰基本消失.因此，526.1℃是低熔点共晶相的熔化温度，而643.4℃为合金的熔化温度，由此确定合金的均匀化温度应低于526.1℃.

2.2 合金均匀化态的金相组织

图4给出了合金在不同温度均匀化处理24 h后的金相组织.由图4可见，随均匀化温度的升高，枝晶网络逐渐消失，晶界上残留相的分布逐渐变得不连续.经510℃均匀化处理后合金中的枝晶网络减少，大部分残留相溶入基体.当均匀化温度进一步升高到520℃时，合金严重过烧，组织中出现晶界复熔物和复熔三角形.由以上分析可见，在保证合金不过烧的情况下，Al－Cu－Mg－Ag合金适宜的均匀化温度为510℃.

图4 Al-Cu-Mg-Ag合金经不同温度均匀化处理的金相组织

图5为合金在510℃下经不同时间均匀化处理的金相组织.由图5可见，随均匀化时间的延长，晶界上粗大的残留相逐渐溶解.在510℃均匀化处理8 h时，合金晶界上粗大的残留相和枝晶网络均有所减少.均匀化处理12 h时，合金组织中的残留相基本溶解，晶界变得稀薄(图5(b))，此后再延长均匀化时间，效果也不明显(图5(c)和(d)).综合考虑合金均匀化处理的有效性与经济性，Al－Cu－Mg－Ag合金适宜的均匀化处理时间为12 h.

2.3 合金均匀化态的线扫描分析

图6为合金铸锭经510℃×12 h均匀化处理后的线扫描分析结果.从图6中可以看出，经过均匀化处理后，合金中的主要元素Cu、Mg和Ag在晶界的偏析基本消除，从晶界至晶内的分布趋于 平稳，但Cu元素在晶界处仍有少量偏聚.

图5 Al-Cu-Mg-Ag合金经不同时间均匀化处理的金相组织

图6 均匀化态Al-Cu-Mg-Ag合金的线扫描分析

2.4 均匀化动力学分析

图7为铸态合金主要元素沿枝晶间分布的线扫描分析结果.从图7可以看出，Al－Cu－Mg－Ag合金中的主要元素的浓度沿枝晶间呈周期性变化.Hillert等［10］的研究结果表明，在存在偏析的铸态组织中，固溶体内部合金元素的含量比枝晶处的含量低很多，各合金元素的浓度沿枝晶间的分布呈周期性变化.这与本实验结果一致.所以，研究合金中各元素在均匀化过程中的变化规律，只需要研究相邻枝晶间合金元素的扩散规律即可.

图7 铸态合金线扫描分析

Shewman［11］认为均匀化过程中，合金中各元素的分布状态可以用余弦函数的傅氏级数分量逼近，表示为

其中，¯C为元素平均浓度， L为枝晶间距，A0为初始偏聚振幅，可表示为

式(2)和(3)中各变量如图8所示.

图8 均匀化过程元素分布示意图

振幅随着均匀化时间的增加而衰减，可表示为A(t).根据Fick定律和边界条件，A(t)可表示为

式中，t为均匀化时间，其余各物理量含义同上.

把式(1)代入式(4)，得

从式(5)可以看出，随着均匀化温度T的升高或均匀化时间t的延长，枝晶间的偏聚减少，这与本实验中观察到的结果相吻合.

通常，当各元素偏聚振幅减小为1%时，均匀化过程结束，则

即

两边取自然对数，得

式(9)即为Al－Cu－Mg－Ag合金的均匀化动力学方程.只要给出合金铸锭组织参量便可作出其均匀化动力学曲线.在相同温度下，Mg、Ag和Mn元素的扩散比Cu元素快［12］，因此，主要考虑Cu元素的扩散.将参量D0(Cu)=0.084 cm2/s，Q(Cu)= 136.8 kJ/mol，R=8.31 J/(mol·K)代入式(9)即可作出不同组织参量下Cu元素的均匀化动力学曲线(图9).由图9可见，同一组织参量下，随均匀化温度的升高，合金均匀化时间大大缩短.

由定量金相测出Al－Cu－Mg－Ag合金铸态枝晶平均间距L为42 μm.由2.2节实验结果可知，合金铸锭理想的均匀化温度为510℃，代入式(9)计算可得合金的均匀化时间为10 h，与实验结果510℃×12 h基本相符.合金铸锭经均匀化退火处理后，晶界上的残留相基本溶解，但晶界处仍存在少量的Cu偏聚，这可能是由于合金中Cu含量较高引起的.

图9 Cu元素均匀化动力学曲线

3 结论

1)Al－Cu－Mg－Ag耐热铝合金铸态组织中存在大量枝晶组织，各元素在晶内和晶界分布不均匀.随均匀化温度的升高或均匀化时间的延长，合金中的非平衡相逐渐溶解，晶界变得稀薄，元素分布趋于均匀.

2)该合金的过烧温度为520℃.实验得到的适宜的均匀化制度为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，刘志义.Al－Cu－Mg－Ag系高强耐热合金的热加工工艺研究［J］.铝加工，2006，166:12－17.

［8］ 李云涛，刘志义，夏卿坤，等.含铈Al－Cu－Mg－Ag－Mn－Zr铝合金均匀化工艺的研究［J］.金属热处理，2006，31(10):55－57.

［9］ 李云涛，刘志义，夏卿坤，等.Er在Al－Cu－Mg－Ag合金中的存在形式及其均匀化工艺［J］.中南大学学报(自然科学版)，2006，37(6):1043－1047.

［10］ HILLERT A.合金扩散和热力学［M］.赖和怡，刘国勋译.北京:冶金工业出版社，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 文献标志码：A 文章编号：1005－0299(2011)04－0028－05

2010－01－13.

刘晓艳(1980－)，女，博士研究生;

潘清林(1964－)，男，教授，博士生导师.

(编辑 吕雪梅)