研究了一種使2024 鋁合金同時(shí)獲得高強(qiáng)度和良好塑性的加工工藝———室溫條件下的小變形量、多道次冷軋和180 ℃×720 min 真空時(shí)效熱處理工藝。經(jīng)過(guò)上述處理方法的樣品伸長(zhǎng)率可達(dá)9%，較T351 工藝條件下樣品伸長(zhǎng)率高30%;同時(shí)，與T351 工藝條件下比較，屈服強(qiáng)度提高~80 MPa。

　　鋁合金質(zhì)輕且力學(xué)性能優(yōu)異、可加工性好等優(yōu)點(diǎn)應(yīng)用廣泛。2×××系列鋁合金是添加了Cu和Mg 元素形成的鋁合金。因該類合金最初主要應(yīng)用于飛機(jī)制造領(lǐng)域，又有飛機(jī)合金之稱。該系合金的特點(diǎn)是具有高的強(qiáng)度、較好的耐熱性和優(yōu)良的成型性能，特別是抗疲勞裂紋拓展能力較7×××超高強(qiáng)鋁合金好。2024 鋁合金是該系合金中應(yīng)用最為廣泛的合金之一。由于2024 鋁合金可以通過(guò)時(shí)效處理方法獲得優(yōu)良的綜合力學(xué)性能，并且具有一定的高溫抗蠕變性能，使該合金仍然在交通運(yùn)輸業(yè)、航空航天工業(yè)廣泛應(yīng)用。

　　為了節(jié)約稀有金屬，通過(guò)探索適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に噥?lái)同時(shí)提高可熱處理強(qiáng)化型合金的強(qiáng)度和塑性，充分發(fā)揮其使役性能仍是目前結(jié)構(gòu)材料研究的重點(diǎn)方向。尚勇等研究了多級(jí)時(shí)效對(duì)7175 合金力學(xué)性能和組織的影響，結(jié)果表明合金較為理想的熱處理制度是550 ℃×2 h 固溶處理后水淬，人工時(shí)效制度為雙級(jí)時(shí)效185℃×2 h+200℃×1 h。熱處理后，試樣抗拉強(qiáng)度可達(dá)340 MPa，伸長(zhǎng)率達(dá)12%。形變熱處理可以將塑性變形引起的細(xì)晶強(qiáng)化和熱處理過(guò)程中產(chǎn)生的時(shí)效強(qiáng)化結(jié)合起來(lái)的工藝方法，這是提高鋁合金強(qiáng)度的另外一種重要手段。但是，對(duì)于大壓縮比壓縮變形后時(shí)效處理的2024 鋁合金的研究成果不多，研究大都針對(duì)加工工藝對(duì)抗拉強(qiáng)度的影響，對(duì)伸長(zhǎng)量的研究不是很深入。同時(shí)，缺乏峰值時(shí)效時(shí)微觀組織的表征相關(guān)信息。因此，本文利用拉伸實(shí)驗(yàn)機(jī)、透射電子顯微鏡以及EDS 能譜分析等現(xiàn)代化實(shí)驗(yàn)分析手段，研究一種能對(duì)2024 合金工業(yè)化生產(chǎn)起指導(dǎo)意義的熱處理工藝，使該合金同時(shí)具有高的強(qiáng)度和較高的伸長(zhǎng)率。

1、實(shí)驗(yàn)過(guò)程

　　實(shí)驗(yàn)用2024 鋁合金是經(jīng)拉伸成型的管狀，壁厚10 mm。按質(zhì)量分?jǐn)?shù)(Wt%)表示其化學(xué)成分見(jiàn)表1。先將鋁管沿垂直于軸線方向切斷為40 mm 長(zhǎng)的段，再沿軸線方向?qū)⑵淝懈畛沙叽缃�似�?0mm×10mm×40 mm 的條狀。熱處理工藝如下：將樣品放于管式真空爐(真空度為-0.1 MPa)中進(jìn)行495 ℃×60 min的固溶水淬處理;然后再次將固溶處理后的樣品切割成尺寸為5 mm×10 mm×40 mm 的條狀，數(shù)量為50 個(gè);在室溫冷軋將上述切割后樣品進(jìn)行冷軋(控制每次壓縮比<5%，分多次冷軋，累計(jì)的壓縮比為30%，40%和50%);最后，在壓強(qiáng)為-0.1 MPa的真空爐中進(jìn)行180 ℃不同時(shí)間的時(shí)效熱處理。溫差控制在3%以內(nèi)，間隔5 min 取出一條樣品投入室溫水中冷卻。上述固溶處理過(guò)程中的轉(zhuǎn)移時(shí)間<3 s。顯微硬度測(cè)量和拉伸力學(xué)性能測(cè)量分別按照GB/T 4340.1-1999 和文獻(xiàn)方式進(jìn)行。透射電鏡樣品的制備參照文獻(xiàn)。微觀分析在傾角為±40°的GATAN 低背底雙傾臺(tái)，利用帶有GATAN 能譜分析功能的F30 透射電子顯微鏡上進(jìn)行，形貌像和高分辨像采用分辨率為2048×2048 慢掃描CCD 記錄。

表1 2024 鋁合金名義化學(xué)成分(Wt%)

2、分析與討論

　　圖1 是冷軋后180 ℃真空條件下時(shí)效不同時(shí)間樣品的顯微硬度變化曲線。由圖1 可以看出，經(jīng)冷軋后的三種樣品的硬度較T351 處理樣品的硬度有較大提高，并且冷軋后的樣品硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化出現(xiàn)了兩個(gè)硬度峰值，對(duì)應(yīng)的時(shí)效時(shí)間分別是120 min 和720 min。選取上述兩個(gè)時(shí)間段的時(shí)效樣品制作力學(xué)性能測(cè)試試樣，進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試，并將力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果示于圖2。作為比較將對(duì)比樣品的力學(xué)性能用虛線示于圖2 中。

圖1 冷軋時(shí)效態(tài)2024 鋁合金顯微硬度變化曲線

　　從圖2 中可以看出，4 種不同壓縮比冷軋后時(shí)效樣品的屈服強(qiáng)度較對(duì)比樣品有較大提升(圖2a)，冷軋后時(shí)效樣品屈服強(qiáng)度出現(xiàn)雙峰。第一個(gè)峰值出現(xiàn)時(shí)間為120 min，第二個(gè)峰值出現(xiàn)時(shí)間在時(shí)效720 min。壓縮比為30%的樣品的第二個(gè)時(shí)效峰值幾乎與第一個(gè)時(shí)效峰值相當(dāng)，可以達(dá)到520 MPa。4 種樣品的伸長(zhǎng)率(δ5)具有不同的變化趨勢(shì)(圖2b)，壓縮比為20%和30%經(jīng)歷了升高、降低再升高過(guò)程，壓縮比為40%和50%樣品經(jīng)歷的是升高、降低、升高和再次降低過(guò)程。壓縮比為30%的樣品，第二個(gè)時(shí)效峰(720 min)時(shí)壓縮比為30%樣品具有較好屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的匹配，屈服強(qiáng)度達(dá)520 MPa，幾乎接近第一時(shí)效峰值(523 MPa)，伸長(zhǎng)率達(dá)9%較第一時(shí)效峰時(shí)(6.9%)伸長(zhǎng)率提高達(dá)30%。

圖2 冷軋樣品力學(xué)性能曲線，（a）屈服強(qiáng)度（σ0.2）隨時(shí)效時(shí)間變化曲線；（b）伸長(zhǎng)率隨時(shí)效時(shí)間變化曲線

　　為了揭示微觀組織對(duì)樣品力學(xué)性能的影響，接下來(lái)進(jìn)行了材料微觀組織研究。由于30%壓縮后時(shí)效樣品力學(xué)性能較其他三種壓縮比樣品好，因此，微觀組織的觀察針對(duì)壓縮比為30%峰值時(shí)效狀態(tài)的樣品。

　　圖3 是壓縮比為30%樣品時(shí)效120 min 的形貌像。從圖3a 中可以看出，經(jīng)180 ℃ 120 min 時(shí)效，樣品中大量位錯(cuò)墻沿著軋制方向排列，圖3a 中插圖白色箭頭處的斑點(diǎn)就是S’相析出產(chǎn)生的特征電子衍射譜，因而證明合金中S’相已經(jīng)析出。為了更確切說(shuō)明S’相的析出，增大放大倍率后的形貌像見(jiàn)圖3b。從圖3b 中可以看出此時(shí)合金內(nèi)部大量析出的去向不同的S’相。其中兩個(gè)S’相用白色箭頭示意性地標(biāo)出。

圖3 壓縮比為30%時(shí)效120 min 樣品的形貌像，(a) 位錯(cuò)墻結(jié)構(gòu)形貌像，插圖是對(duì)應(yīng)的電子衍射，(b)析出相形貌像

　　從圖2a 和圖2b 中可知，此時(shí)合金的強(qiáng)度高，但伸長(zhǎng)率較低。強(qiáng)度高的原因主要是由高密度的位錯(cuò)墻的存在和大量的S’的析出造成的。時(shí)效過(guò)程必然導(dǎo)致重結(jié)晶的發(fā)生，合金將產(chǎn)生軟化現(xiàn)象。大量S’相的析出產(chǎn)生的析出強(qiáng)化效果不但抵消了這種軟化現(xiàn)象，而且使強(qiáng)度進(jìn)一步提升，進(jìn)而達(dá)到第一個(gè)強(qiáng)化峰。S’是Al-Cu-Mg 系合金中常見(jiàn)的析出相、強(qiáng)化相，其能有效地阻礙鋁基體中位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，從而強(qiáng)化合金。樣品伸長(zhǎng)率較低的原因可以理解為S’的析出致使位錯(cuò)在基體中的運(yùn)動(dòng)受到阻礙，并且愈靠近S’應(yīng)變場(chǎng)愈強(qiáng)，因而使變形變得不均勻化，造成頸縮過(guò)早地發(fā)生，降低了材料的伸長(zhǎng)率。圖4 是壓縮比為30%樣品時(shí)效720 min 微觀組織像、電子衍射像和EDS 能譜分析結(jié)果。從圖4a中可以看出時(shí)效720 min 后樣品中出現(xiàn)了0.5 μm尺寸級(jí)別的析出相，對(duì)比圖3a 可知此時(shí)S’相已經(jīng)全部分解。雙傾樣品至鋁的[001]帶軸，拍攝黑色析出相和鋁基體的電子衍射譜，并通過(guò)EDS 能譜分析確定析出相中只含有Al、Cu、Mg 三種元素。結(jié)合雙傾操作和上述信息，經(jīng)標(biāo)定該析出相為Ω 相。Ω 相是Al-Cu-Mg 合金中添加微量Ag 元素，在鋁基體的{111}晶面析出的盤狀單斜相。因{111}晶面是鋁的主要滑移面，在此面析出的Ω 相具有較強(qiáng)的阻礙滑移進(jìn)行的能力，從而使析出Ω相的合金具有優(yōu)良的力學(xué)性能。從圖4a 中可以看出在時(shí)效720 min 時(shí)合金內(nèi)部大量存在的Ω 相能有效地阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)起到強(qiáng)化合金的作用。同時(shí)，由于S’相的溶解，Ω 相的析出，多余的Mg 原子在鋁基體中富集也會(huì)引起固溶強(qiáng)化效果。此時(shí)真空技術(shù)網(wǎng)(http://www.lalazzu.cn/)認(rèn)為伸長(zhǎng)率有較大提高主要由于Ω 相之間就有較大的容納位錯(cuò)增值的空間，樣品塑性變形能夠均勻進(jìn)行，因而促使合金具有較好的伸長(zhǎng)率。綜合上述分析結(jié)果可知，時(shí)效后樣品優(yōu)良的綜合力學(xué)性能峰值的出現(xiàn)是由Ω 相析出引起的。

圖4 壓縮比為30%時(shí)效120 min 樣品的微觀組織，(a) 形貌像，(b)[001]Al 帶軸電子衍射，(c)EDS 能譜分析結(jié)果

3、結(jié)論

　　通過(guò)對(duì)室溫條件下冷軋并180 ℃真空環(huán)境下時(shí)效處理的2024 鋁合金的顯微硬度測(cè)量、力學(xué)性能測(cè)試和微觀組織的透射電鏡分析，可以得到如下結(jié)論：

　　(1)冷軋后時(shí)效處理的2024 鋁合金屈服強(qiáng)度出現(xiàn)兩個(gè)峰值，分別出現(xiàn)在120 min 和720 min 時(shí)效過(guò)程中;獲得優(yōu)良力學(xué)性能的處理工藝是：室溫條件下多道次的、總壓縮比為30%的冷軋，180 ℃條件下真空720 min 時(shí)效;

　　(2)微觀組織觀察確認(rèn)第一個(gè)強(qiáng)化峰的出現(xiàn)是由S’相析出導(dǎo)致的;但此時(shí)合金的延伸較低;第二個(gè)強(qiáng)化峰時(shí)樣品具有優(yōu)良的力學(xué)性能———較高的屈服強(qiáng)度和較好的伸長(zhǎng)率，這樣性能的獲得與Ω 相析出有直接關(guān)系。