均匀化处理工艺对Al-Cu-Mg合金相演变与力学性能的影响

《Materials Chemistry and Physics》：Effect of homogenization process on phase evolution and mechanical properties of Al-Cu-Mg alloys

　　

摘要

本研究调查了均匀化处理对Al-4.23 Cu-1.31 Mg（质量百分比）合金第二相演变和力学性能的影响，特别关注富铁金属间化合物的作用。该合金在430-490 °C下均匀化处理6-24 h，随后进行轧制和T3处理。采用扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）、硬度测试和拉伸测试来建立微观结构演变与力学性能之间的关系。铸态合金含有S-Al₂CuMg、θ-Al₂Cu和Al₃(Cu,Fe,Mn)，面积分数分别为4.7 ± 0.2%、1.0 ± 0.1%和0.4 ± 0.1%。在高温下长时间均匀化诱导Cu和Mn在Al₃(Cu,Fe,Mn)相中重新分布，表明其向Al₇Cu₂Fe和T-Al₂₀Cu₂Mn₃演变。实验结果表明，Cu在460 °C均匀化24 h后发生重新分布，而Mn的重新分布需要更高温度，在490 °C均匀化6 h后发生。S相在460 °C/24 h条件下的显著溶解可能促进了这一演变的开始。经430-490 °C均匀化24 h后，T3处理合金表现出良好的强度-塑性平衡，抗拉强度为460-480 MPa，延伸率为18-21%。最佳平衡状态在460 °C/24 h条件下获得，与细小且均匀分散的T相有关。这些发现将Al-Cu-Mg合金的适用均匀化温度范围向更低温度方向拓宽。

引言

Al-Cu-Mg合金因其高强度、低密度和良好的成形性能，在航空航天和汽车行业中得到了广泛应用[1]、[2]、[3]、[4]。通过成分修改和热机械处理来调节第二相特征、再结晶行为、织构演变和界面结构，可以对合金性能进行定制[5]、[6]、[7]、[8]、[9]、[10]、[11]。在这些策略中，成分修改主要通过时效硬化来提高可热处理铝合金的强度。溶质原子从过饱和固溶体中析出形成亚微米和纳米尺度的第二相颗粒，充当位错运动的障碍[12]。因此，增加合金化元素含量以增强时效硬化效果是一种有效的合金强化方法[13]、[14]。

然而，Al-Cu-Mg合金中较高的合金化元素含量会导致一些与凝固相关的问题，如粗大枝晶、大初生相和宏观偏析[15]、[16]。其中，大初生相主要由可溶和不可溶相组成，大部分不可溶相以块状或针状的富铁金属间化合物形式存在，如α/β-AlFeSi、π-AlSiMgFe和Al₇Cu₂Fe。毫无疑问，这些富铁相消耗了部分强化所需的元素，从而降低了2xxx、6xxx和7xxx系列铝合金的强化效果。例如，在Al-Mg-Si合金中，α-Al(Fe,Mn)Si析出相和β″(Mg₅Si₆)析出相的形成都依赖于Si元素，在较低的固溶温度下，更多的Si被锁定在α-Al(Fe,Mn)Si相和其他组成相中，限制了β″析出相的数量，从而降低了合金的强度[17]。此外，富铁金属间化合物很少对强化效果做出贡献，反而倾向于通过作为空洞/裂纹的起始点或优先裂纹扩展路径，显著损害合金的塑性和特别是断裂韧性[18]、[19]。因此，均匀化处理是这些合金的必需工艺，旨在溶解可溶相、消除枝晶偏析并最大限度地减少富铁金属间化合物的不利影响，从而为后续加工提供更均匀的微观结构[20]、[21]。

对Al-Cu-Mg合金的均匀化处理已进行了大量工作，特别强调促进可溶相的溶解。Liu等人[22]报道，通过提高均匀化温度或延长保温时间，Al-Cu-Mg-Ag合金中的S-Al₂CuMg和θ-Al₂Cu相可逐渐重新溶解到基体中，最佳均匀化制度为500 °C/16 h。该发现与Li等人[23]的结果相似，他们发现2124铝合金（Al-Cu-Mg）的过烧温度为504 °C，最佳温度范围在490 °C和500 °C之间。然而，在495 °C/10 h的单级均匀化处理下，S相完全溶解，而θ相仍未能完全溶解。一项三阶段均匀化处理方案（495 °C/10 h + 520 °C/5 h + 540 °C/3 h）被提出作为溶解Al-Cu-Mg基合金中S和θ相的有效方法[24]。

均匀化不仅涉及可溶相的溶解，还包括元素扩散、相变、析出相形成和粗化等竞争过程。可溶相可能逐渐溶解到α-Al基体中或转变为中间相；例如，AlZnMgCu在均匀化过程中可以演变为Al₂CuMg[13]。相比之下，富Fe/Mn相由于Fe在α-Al中的溶解度和扩散度较低，通常难以完全溶解，因此主要经历成分重新分布、形貌变化和结构演变。典型例子包括片状β-AlFeSi转变为更圆润的α-Al(Fe,Mn)Si[25]以及AlCuFeMn颗粒向Al₇Cu₂Fe和T-Al₂₀Cu₂Mn₃相演变[26]。同时，过饱和的Mn、Fe、Si、Cr和Zr可以析出为细小析出相，随后经历形核、生长、部分溶解和粗化。

均匀化过程中形成的残余第二相和析出相可以显著影响合金后续的微观结构演变和力学性能。未溶解的第二相颗粒可以通过颗粒刺激形核（PSN）影响合金性能。在铝合金中引入高密度富铁金属间化合物会产生一种独特的强度和塑性组合，这与PSN效应导致的再结晶过程中形核速率提高有关[27]。同时，均匀化过程中形成的细小T相析出相对后续热处理中的溶解具有抗性[28]，可以有效钉扎晶界并阻碍位错运动。然而，第二相在广泛均匀化温度范围内的演变以及其对后续性能的影响，仍未得到充分理解。

因此，本研究通过结合微观结构表征和力学测试，研究了430-490 °C的广泛温度范围内均匀化处理对Al-Cu-Mg合金中组成相和析出相演变的影响。根据第二相的不同特征，特别是富铁金属间化合物的形貌，选择了三种代表性的均匀化条件，并进一步评估了其对T3处理后微观结构和力学性能的影响。本研究的主要创新之处在于将富铁金属间化合物的转变与均匀化温度和保温时间联系起来，并阐明其可能的内在机制。因此，本研究为优化均匀化工艺和拓宽Al-Cu-Mg合金的适用加工窗口提供了指导。

章节摘要

材料与实验方法

所研究的Al-Cu-Mg锭由西南铝业股份有限公司提供，其化学成分通过光发射光谱（OES）测定，如表1所示。用于均匀化处理的样品取自锭的中间区域。根据我们之前的研究[29]，在差示扫描量热法（DSC）曲线上500 °C处观察到吸热峰，对应于非平衡低熔点共晶相的溶解。为了

铸态合金的微观结构

铸态合金的反向散射电子（BSE）图像如图2所示，感兴趣区域对应的能谱分析（EDS）结果列于表2。铸态合金沿晶界含有大量粗大且连续的非平衡共晶相（图2(a)），表现出明显的枝晶偏析。

可以观察到三种类型的第二相：网状、针状和块状，前两种富含Cu和Mg元素，

均匀化对富铁金属间相的影响

在本研究中，富铁金属间相在均匀化过程中经历了显著的形貌演变。该演变在460 °C均匀化24 h后开始（图6(f)），并随着均匀化温度和保温时间的增加而逐步发展。在490 °C均匀化6 h后（图6(g)）基本完成，形成了典型的蜂窝状结构。

基于EDS分析，富铁相内发生了元素重新分布

结论

本研究调查了均匀化温度和保温时间对Al-4.23 Cu-1.31 Mg（质量百分比）合金第二相演变的影响。铸态合金含有S-Al₂CuMg、θ-Al₂Cu和Al₃(Cu,Fe,Mn)，其中S相的面积分数最高，为4.7 ± 0.2%。均匀化主要通过S相的溶解来减少第二相的总面积分数。Al₃(Cu,Fe,Mn)的面积分数变化不大，但在高温下长时间均匀化

CRediT作者贡献声明

白敏（Min Bai）：形式分析。李伟杰（Weijie Li）：形式分析、数据整理。何本师（Benshi He）：形式分析。曹灵敏（Lingfei Cao）：撰写——审阅与编辑、监督指导。王亚丽（Yali Wang）：调查研究、形式分析。杨玉龙（Yurong Yang）：撰写——初稿、调查研究、数据整理。吴晓东（Xiaodong Wu）：撰写——审阅与编辑、监督指导

利益冲突声明

? 作者声明不存在可能影响本文所报告工作的已知竞争性经济利益或个人关系。

杨玉龙|吴晓东|曹灵敏|王亚丽|李伟杰|何本师|白敏

重庆大学材料科学与工程学院，轻合金国际联合实验室（教育部），重庆 400044，中国