稀土Er 对Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金微观组织和力学性能的影响①

谢浩宇， 刘志义， 赵娟刚， 曹 靖， 宁国栋， 袁豪杰

（1.中南大学 材料科学与工程学院，湖南 长沙410083； 2.北京机电工程研究所，北京100083）

稀土元素对铝合金具有许多积极作用，主要表现在净化熔体［1］、细化晶粒、改善枝晶组织［2］、强化和稳定晶界［3］等方面。 文献［4］发现，在Al⁃4Cu 合金中添加少量稀土Er 元素后，晶粒得到显著细化，然而合金中的Al8Cu4Er 相却使合金力学性能明显下降；文献［5］研究发现，在Al⁃4Cu⁃1.3Mg 合金中添加少量稀土Er元素后，合金枝晶臂间距明显减小，且Er 元素主要以Al3Er 相存在于晶粒中。 然而在Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金中添加稀土Er 的研究较少，为此，本文以新型耐热Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金为研究对象，探究Er 元素对其微观组织和力学性能的影响，为开发新型高强耐热Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag合金提供依据。

1 试样制备与实验方法

采用工业高纯铝、纯镁、纯银以及Al⁃Cu、Al⁃Er、Al⁃Ti 和Al⁃Mn 中间合金为原料，按一定配比熔炼铸造成Al⁃5.0Cu⁃0.4Mg⁃1.50Ag 合金（元素前数据表示质量分数，%，下同），并在此基础上，分别添加0.1%Er和0.2%Er 元素制得实验合金（具体成分见表1）。 铸锭经双级均匀化（480 ℃× 24 h + 515 ℃× 32 h）处理后，热轧成2 mm 板材。 板材经510 ℃× 2 h 固溶处理后立即水淬至室温，接着立即置于电阻空气炉中进行165 ℃× 12 h 峰时效处理（T6 态）。

表1 Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag⁃（Er）合金化学成分（质量分数）／%

合金室温和高温力学性能测试在MTS⁃810 万能电子拉伸试验机上进行，拉伸速率为2 mm／min，每种合金每种温度取3 个平行样，取算术平均值作为最终实验结果。 采用CaiKon DMM⁃900C 型金相显微镜、FEI Quanta 200 型扫描电镜和Tecnai G220 ST 型透射电镜对合金微观组织进行观察。 采用电解双喷法获得透射试样，电解双喷液为硝酸和甲醇的混合溶液（体积比3 ∶7），电压15～20 V，电流60～80 mA，温度-30±5 ℃。利用软件Nano Measurer 1.2 对不同热处理状态下的Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag⁃（Er）合金中的析出相尺寸和数量密度进行统计。

2 实验结果

2.1 不同温度下合金的拉伸性能

合金在不同温度下的拉伸力学性能如图1 所示。从图1 看出，在室温拉伸条件下，随着Er 含量升高，合金抗拉强度逐渐降低，合金1，2，3 的抗拉强度分别为536 MPa，528 MPa，503 MPa。 300 ℃高温拉伸时，合金抗拉强度同样随着Er 含量升高而逐渐降低。 此外，合金屈服强度也随着Er 含量升高而呈递减趋势。 室温拉伸条件下，合金1 的屈服强度为485 MPa，比合金2（473 MPa）和合金3（426 MPa）分别高出2.5%和13.8%。高温拉伸条件下，合金1 的屈服强度仍然处于最高值（207 MPa），比合金2（194 MPa）和合金3（174 MPa）分别高出6.7%和18.9%。 与此同时，合金延伸率也随着Er 含量升高而逐渐下降。

图1 不同Er 含量的Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金（T6 态）力学性能

2.2 不同合金的金相组织

图2 为不同Er 含量合金经过峰时效处理后的金相组织。 从图2 看出，所有合金都完成再结晶，并且未添加Er 的合金晶粒明显大于添加Er 后的合金。 通过观察图2（b）、（c）可发现，合金晶粒大小随着所添加Er 元素含量逐渐升高而进一步减小。 经过统计，合金1 晶粒平均大小为71 μm，合金2 晶粒平均大小为25 μm，合金3 晶粒平均尺寸减小至22 μm。

图2 不同Er 含量的Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金（T6 态）的金相组织

2.3 不同合金的扫描电镜组织

图3 和图4 分别为Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金的热轧态和峰时效态的背散射电子图（BSE）。 从图3（a）可以看出，合金1 基体中存在少量第二相粒子，该相体积较小且分布较均匀；由EDS 分析结果（见表2）可知，该第二相粒子为Al2Cu 相。 通过图3（b）、（c）可以看出，向合金中加入Er 元素后，基体中除了少量均匀分布的Al2Cu（灰色衬度）外，同时出现了大量块状的第二相粒子（7～12 μm），并且随着Er 含量逐渐升高，基体中第二相粒子变得更粗大且分布更加集中。

图3 不同Er 含量的Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金热轧态BSE 图

图4 不同Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金峰时效态BSE 图

表2 图3 中各点的EDS 分析结果

由图4 可知，当合金中加入Er 元素后，合金基体内部还出现了大量细小弥散的颗粒相（1～2 μm），并且经过固溶处理，合金中弥散分布的第二相部分回溶到基体中，但基体中粗大的第二相并没有完全消失。 EDS 结果（见表3）表明，该粗大第二相的Al、Cu、Er 原子比接近8 ∶4 ∶1，结合面扫描图可以确定其为Al8Cu4Er 相。

表3 图4 中各点的EDS 分析结果

2.4 不同合金的透射电镜组织

图5 为不同合金经过峰时效处理后的透射电镜组织及对应选区电子衍射图。 从图5（a）可以看出，合金1中有大量盘状Ω 相析出，对应的选区电子衍射图也可以看到明显的Ω 相斑点。 从图5（b）可以看到，加入Er 元素后，合金中仍然有明显的Ω 相析出，但是Ω 相的析出密度显著降低。 对比图5（b）、（c）可以看出，随着Er 含量增加，基体中析出的Ω 相明显减少，密度不断降低。

图5 不同Er 含量Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金的透射组织和选区电子衍射图（近＜110＞α 方向）

不同Er 含量下合金Ω 相的平均直径、平均厚度和数量密度见表4。 由表4 可知，合金1 中Ω 相的平均直径为30.01±6.79 nm，稍大于合金2、合金3 中Ω 相的平均直径。Er 的添加对Ω 相平均厚度没有太大影响。 合金2 基体中Ω 相数量密度降到（53.43±1.75）×103个／μm3；合金3基体中Ω 相的数量密度只有（41.93±2.74）×103个／μm3。由此可见，Er 对Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金中Ω 相的析出存在一定影响，并且随着Er 含量升高，合金基体中Ω相析出受到明显抑制，其数量密度呈现下降趋势，合金中Ω 相平均直径略微减小，而Ω 相平均厚度变化不大。

表4 不同Er 含量Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金中Ω 相在峰时效状态下的尺寸和数量密度

2.5 不同合金的XRD 分析

不同Er 含量Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金的XRD 图谱如图6 所示。 从图6 可知，合金1 主要由α⁃Al 和Al2Cu 相组成，此结果和Al⁃Cu 相图结果相吻合。 添加Er 元素后，合金组织的相组成除了α⁃Al 相以外，还含有Al8Cu4Er 相，但未观察到Al3Er 相，此结果与BSE 观察结果一致。

图6 不同Er 含量Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金热轧态XRD 图谱

3 分析讨论

由拉伸实验结果可知，加入Er 后，Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag合金力学性能有所下降。 对峰时效态合金进行BSE 观察发现，含Er 合金中出现了大量粗大的Al8Cu4Er 相，并且随着Er 含量增加，该相数量逐渐增多。 该相因其高温稳定性，经过固溶处理后并未消失。 Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag合金在室温和高温拉伸过程中，大量微孔洞在此处发生聚集长大形成微裂纹，最终在此处断裂，从而导致合金延伸率下降。

文献［6］表明，高Cu／Mg 比Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金的析出序列为：过饱和固溶体（SSS）→Mg⁃Ag 原子团簇+GPⅠ／Ⅱ区→Ω+θ′相→θ 相。 Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金中主要强化相为Ω 相。 该相的析出与时效初期的Mg⁃Ag原子团簇有很大关系，这种Mg⁃Ag 原子团簇可以作为时效过程中Ω 相的形核场所。 与此同时，基体中空位对Ω 相的析出扮演着重要作用，因为空位会影响基体中原子的扩散过程。 在Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金中，Mg 原子和Ag 原子的相互扩散主要是通过与空位之间的交换机制实现的［7］，空位浓度越高，Mg、Ag 原子的扩散速率也就越快，Mg⁃Ag 原子团簇的形成速率也越快。 由于Er 的原子半径（0.176 nm）远大于Al 的原子半径（0.143 nm），当Er 原子固溶到Al 基体中后，将会造成严重晶格畸变，引起弹性应变能升高。 为了弹性应变能的稳定，Er 原子和空位之间将会产生强烈的交互作用，这样Er 原子将会捕捉更多的空位，从而降低Er 周围的弹性应变能。 根据Al⁃Er 相图［8］，虽然Er 在Al 中的固溶度很低（640 ℃时只有0.046%，原子分数），但BSE 和EDS 分析结果表明，合金基体中仍然固溶了少量Er 原子。 因此可以判断，添加了Er 元素的Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金中，Er 原子周围空位富集，导致基体中可用的空位浓度降低，影响了时效初期Mg／Ag／空位复合原子团簇的形成，最终导致合金中Ω 相数量密度大量减小，从而导致合金力学性能显著下降［9-10］。

4 结 论

1） 添加Er 元素可以显著细化Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金的晶粒。

2） 添加Er 元素会使Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金的拉伸强度、延伸率降低。

3） Er 元素在Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金中主要以Al8Cu4Er相形式存在，并且随着Er 含量增加，合金中剩余第二相数量显著增加。

4） 添加Er 元素会抑制Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金时效初期Mg⁃Ag 原子团簇的形成，阻碍了合金中Ω 相的析出。