1.背景及意义（含国内外的研究现状分析）

1、铝与铝合金的背景与研究意义：

铝由于塑形强，易加工，可利用固溶时效的原理进行强化，无低温脆性，同时密度小，约为铁的35%，所以相同体积下重量要轻许多，所以使用强化后的铝合金做结构材料可以大大减轻结构的重量，提高稳定性。通过固溶强化与时效强化增加AL中CU、Mg、Si的含量，组成AL-CU-Mg-Si系合金（锻铝）从而提高合金的强度与硬度，其中LD10铝合金便是典型。 2A14铝合金其强度高，锻造性好，耐热性能好，并且具有良好的可焊性，广泛应用在航天航空工业、橡塑模具制造业等，可以制作成各种零件，用于在室温或者低温的情况下工作。

2A14铝合金的强化的机理是固溶加热使溶质原子大量溶解，然后淬火快冷，使得合金中的溶质原子来不及析出，得到室温下不稳定的过饱和固溶体或亚稳定的过渡组织，使得金属的位错密度增大，发生晶格畸变，畸变所产生的应力场与位错周围的弹性应力场交互作用，是合金元素的原子聚集到位错的附近，产生“气团”，对与错差生钉扎作用，使得位错移动阻力增大。然后对过饱和的固溶体实行时效处理，时效过程中在合金中析出沉淀相，弥散分布在基体上，使合金得到强化。由此强化机理便引出了许多问题，比如固溶的温度与时间、淬火速度、时效时的温度、保温时间都会对最终的析出相的类型与分布情况产生不同程度的影响。比如不同的温度与保温时间就会析出不同的相，S^丿丿、S^丿等。除此之外，在人们的研究下，发现在固溶与时效的中间加入冷变形，比如采用T8状态，冷变形引起位错密度改变，空位密度的改变，也对析出相的结果产生了影响。因此冷变形量的不同也成为了一个研究的方向。

2A14铝合金作为重要的航空材料，如按现行的热处理工艺对其处理得到的铝合金的性能与国外同类合金相比性能仍然有较大差距。为了达到世界先进水平，适应我国航天航空事业的发展需要，对2A14铝合金的热处理工艺进行深化研究具有重要的实用价值和现实意义。本论文将对2A14铝合金的热处理工艺展开研究，希望对推动其性能的提高具有重要的作用。

2、目前出现的问题以及研究现状：

从固溶的角度来看，固溶时的温度的高低、淬火转移所需要的时间和冷却介质温度的高低等处理工艺都会对合金的性能产生很大的作用，固溶温度将会影响固溶后合金固溶体过饱和的程度，因对合金固溶处理，固溶温度将决定过剩的相可否最大可能的溶入到固溶体中，进而决定时效后组织强化的效果，当固溶温度较低时，合金中的沉淀相不能充分溶解，导致强化效果不好;而如果固溶时温度过高，超过合金的低共熔点，则合金中的共晶体熔化，合金过烧，会使合金受到不可逆的伤害，力学性大幅度下降，抗蚀性能降低。淬火时冷却速度要适中，速度过快容易在合金中形成残余应力，造成合金变形和产生裂纹。由此刘春燕^【16】在研究2A14铝合金的锻件壳体毛坏热处理工艺时发现，为防止过烧、晶粒粗化的前提下，尽量提高固溶的温度，保证大量的强化相融入基体，达到最大的过饱和度。在500℃-505℃的范围内，冷却速度保持在2-3h，固溶温度高的铝合金，强度和伸长率都较高，拥有更好的均匀的性能。500℃一下的固溶温度，伸长率出现了最低值7.5 %，强度也处于技术要求的临界值(390 MPa)。综合对比中，502℃为最佳固溶温度。水冷的温度也在35-50℃之间。具体性能如下：

除此之外，刘红卫^[6]提出了强化均匀化、强化固溶工艺使合金元素充分固溶来提升合金的力学性能。同时李俊，易幼平，黄始全，吴书舟^[7]等认为通过双级固溶试验，来探究不同的一级二级固溶温度对于2A14铝合金的性能影响，采用2A14铝合金80mm×24mm×16mm，固溶后采用水冷淬火，T6时效处理，最终得到采用双级固溶工艺可以有效提高2A14铝合金的固溶程度，较常规固溶综合性能得到了显著提升。采用最佳的双级固溶工艺470℃ x 2h 510℃ x lh并160℃ x8h时效处理后合金的拉伸力学性能达到σb=508.4 MPa，σ2=422.7 MPa δ=14.9%。同时为了进一步了解其机理，有对合金中的第二相做了进一步的分析，通过SEM像及第二相能谱分析得到，

对于时效研究，现在国内外也做了大量的研究，首先在相当组成上，2A14铝合金中存在的主要有θ(CuAl₂)、β(Mg₂Al₃)、γ(Mg₁₇Al₁₂)、S(CuMgAl₂)相。由于不同的时效保温温度得到不同的中间相θ^丿丿、θ^丿、S^丿丿、S^丿等过渡相。首先应当明确的是2A14铝合金的主要强化相识S与θ

对于各个相的认识，首先在1938年A.Guinier和G.D.Preston发现的G.P区。又称原子偏聚区。其晶格机构与基体相同，且与基体完全共格，界面能较小，形核功也小，会产生较大的共格应变，应变能较高。G.P区的形成与长大需要大量的原子扩散迁移，而扩散的速度与空位浓度有关，因此增加空位浓度与延长空位寿命会形成较大尺寸的G.P区。因形核率大，形核功小，所以率先在时效是析出。

过渡相θ^丿丿、θ^丿、S^丿丿、S^丿等往往与基体共格或者部分共格并有一定的晶体学位相关系。为降低应变能和界面能，过渡相往往在位错、小角度界面、堆垛层错和空位丛聚出非均匀形核，晶核与基体固溶体之间的结构错位，被特殊平面边缘附近的压缩或者膨胀部分全部补偿。过渡相在刃型位错出形核，其薄片与位错两者产生的应力场相互抵消一部分，抑制成核因素的体积自由能改变量减小，有利于成核。因此过渡相往往在位错的地方产生。

平衡相的形成（θ、S）是在更高的温度或者更长时间的保温下，过饱和固溶体会析出平衡相。他们常常与基体金属呈现出非共格的界面。因此阻止其成核的能量因素变为界面能的差值。其往往也是在晶界或者其他较为明显的晶格缺陷处形核以减小形核功。稳定相还能在较早的形成的过渡相出成核。

综上所述，时效的过程都是由淬火获得双重过饱和的空位和固溶体，时效初期，由于空位的作用，溶质原子率先形成G.P区，随着时效温度升高与时间的延长，G.P区变为过渡相，最终成为稳定相。同时在晶体的缺陷处也会直接由过饱和的固溶体形成过渡相与稳定相。现在被大多数人认同的一种原子析出顺序如下：

SSS→Cu、Mg原子团簇→GP区→θ^丿丿→θ^丿→θ

SSS→Cu、Mg原子团簇→GP区→S^丿→S

S’相和S相之间的差别很小，S相和S’相析出惯习面最常见的是{1 2 0}沿着lt;1 0 0gt; 方向生长，呈板条状。同时有研究工作表明在达到峰值硬度之前出现了一种半共格的正交结构的析出相。该相可能是S”或GPB2区。下面的这个三阶段的析出序列被认为是对于析出序列最好的描述:

SSS→Cu、Mg原子团簇→GP区→S^丿丿→S

S相正是达到峰值强度的原因。而S”或GPB2仅仅对含有大量Cu的合金的强化起到了有限的作用。 S'相是过渡相，经过长时间的时效会转变成S相，它与S相的成分相同，都是A12CuMg，且晶体结构相同，二者之间只在晶格常数上有细微的区别。S'相呈针状或板条状。

θ相的时效析出序列是：SSS→Cu、Mg原子团簇→GP区→θ^丿丿→θ^丿→θ

θ^丿相是θ相的过渡相，属于四方晶系，成分与θ相接近，为Al₂Cu，θ相属于平衡相，和基体半共格。

除去时效温度与保温时间对于相的影响外，合金元素的量对于最后的形成相也会有比较大的影响具体如下：

在A1-Cu-Mg系合金中Cu元素添加量一般在2% - 6%。如果Cu添加量过多，则过剩的Cu原子就会与合金中的Fe原子结合在合金中形成粗大的A1}Cu2Fe相析出，该相属于脆性相，它的存在使合金的断裂韧性大幅度下降，在固溶时还易造成过烧，降低合金的力学性能和抗腐蚀性能。另外，在合金中添加过多的Cu元素，会使合金密度增加，不符合人们对飞机更轻更环保的要求。因此，在设计A1-Cu-Mg系合金的成分时，要保证铜元素含量适当，这是获得综合性能较好的AI-Cu-Mg系合金的基础。

主合金元素Mg作为A1-Cu-Mg系合金中沉淀强化相S相的组成元素，其含量对合金的性能也有重要的影响。在A1-Cu-Mg系合金中，当确定了铜元素含量时，那么镁元素对合金中的沉淀相的种类和数量就起了决定性作用。Mg元素的存在能够提高A1-Cu-Mg系合金在自然时效和人工时效后的抗拉强度、屈服强度等，但合金的延伸率却大幅度降低。Mg元素含量较低时，合金时效时的主要沉淀相是θ'相;Mg质量分数大于0.2%； Si质量分数小于0.6%时，合金中会形成S相;Si含量较大时，Mg原子全部与S1结合，在合金中析出Mg₂Si相。

析出的相的种类取决于合金中含Cu和Mg质量的比值。合金中铜、镁质量比大于8时，铝合金的最主要的强化相是θ'相;而当质量比小于8但是大于4时，强化相则有两类θ'和s'相;当质量比在1.5和4之间时，强化相则变为S’相。A1-Cu-Mg系合金时效时的温度以及合金的成分不会对相的基本析出顺序造成影响。

Si在A1-Cu-Mg系合金中属于微量合金元素，通常都是作为杂质元素。在A1-Cu-Mg系合金中，若Si的添加量比较多，则合金在铸造时容易产生裂纹，且

在时效时Si原子容易与Mg原子结合形成Mg2Si，消耗基体中的一部分Mg原子，

同时，Si原子在时效过程中还会与合金中的空位、位错等发生交互作用，这会对合金的时效析出行为产生一定的影响，使合金的强化效果下降，故A1-Cu-Mg系合金中的硅含量要适中，不宜太高。

对于时效温度与保温时间的选择，国内有大量的研究表明，部均虎，王健^[18]

等在研究热处理参数对于2A14铝合金的性能影响中提出，在采取505℃×1.5h的固溶处理后，不同的时效温度与时效时间对于最后强化相也有比较大的影响，图4为时效时间为6h不同时效温度对2A14铝合金微观组织的影响。由图可以看出，时效后晶内和晶界出现不均匀分布或尺寸极大的细小弥散析出物和未溶质点，为再结晶或部分再结晶组织和纤维状组织组成，部分区域还带有锻造组织的方向性。随时效温度的升高，组织变化不大，晶粒长大不明显，但晶界析出相开始聚集并逐渐长大，晶内弥散析出物也变大，数量增加。合金的强度随时效温度的增加逐渐升高，而伸长率整体呈下降趋势。

图6为时效温度为165℃时不同时效时间对2A14铝合金微观组织的影响。由图可以看出，时效后晶内和晶界出现不均匀分布或尺寸极大的细小弥散析出物和未溶质点，为再结晶或部分再结晶组织。和纤维状组织组成，部分区域还带有锻造组织的方向性。随时效时间的延长，组织变化不大，晶粒长大不明显，但晶界析出相开始聚集并逐渐长大，晶内弥散析出物也变大，数量增加。

时间的增加，合金的强度逐渐增加，而伸长率却迅速降低，保温2h的伸长率约是6h的1.5倍，但强度增加不多(约8% ) o综合考虑合金的力学性能，当保温时间为6h时，2A 14铝合金的抗拉强度和伸长率达到最优配合，分别为475.8 MPa和14.4% 。

在实际生产的过程中，会出现锻件的强度无法达到生产的标准420Mpa，延伸率也不能达到10%这一个预定的值。因此,从强化相析出的原理出发，可以知道晶体缺陷的密度对于相的析出会有很大的影响。因此在时效前加入冷变形，因冷变形可以改变金属的位错与空位的分布情况，因此就可以影响到最终析出相的分布情况等，于是便可以成为一个强化的方向。国内现在多进行的是冷轧且为大变形的实验，因此希望通过锻造的加工方法，通过控制变形量，采用小变形，从而研究变形量对于强化相以及最后固溶时效强化的影响。

2.研究（设计）的基本内容、目标、拟采用的技术方案及措施

1、实验目标：在确保固溶温度，水冷以及加热基本均匀的情况下，在确定时效温度与时间下，采用不同的冷变形量，研究最终时效析出相分组的影响情况，从而解决锻件力学性能不达标的实际问题，使得强度达到420Mpa，延伸率达到10%。

2、实验内容：因固溶可以使金属大量溶解溶质原子，从而达到过饱和状态，增加畸变能，提高强度，在大量研究的基础上，将固溶温度与时间确定为502℃×2h在时效时，由于不同的温度与时间，析出的相不同，强化效果也不一样，在保证最佳时效方案基础上，即160℃×8h的基础上，希望通过引入冷变形，变形量采取3%-5%，来增加晶体内部位错的密度，从而层大析出相的析出，进一步影响最终强化效果。位错密度的测量采用XRD测量，WH具体公式如下:

,其中D为晶粒尺寸，计算方法为：

为波长、β为hkl的半峰宽、：hkl的布拉格角、b是柏氏矢量。

3、实验方案：对于试样采用不同的冷变形量，对其进行固溶时效处理，后加工成拉伸试样，用金相显微镜、SEM、硬度计等测试技术对铝合金材料的机械性能和显微结构进行测试。材料2A14铝合金，用线切割切割成100mm×100mm×25mm的块材6块,具体的实验流程如下：

3.进度安排

1、第1－5周：查阅相关文献资料，完成英文翻译。明确研究内容，了解研

究所需原料、仪器和设备。确定技术方案，并完成开题报告。

2、第6周：礼拜一至礼拜四进行预磨试样，熟悉实验设备于操作方法。星期五进行材料的制备。先切成6快规格确定的板材

3、第7周：1、星期一上午8点进行材料的固溶2h，淬火2h。锻造预计变形量0.5h-1h，从ABC上切取试样，随后去时效处理。试样进行磨制做XRD测试。

2、星期二进行式样的拉伸力学测试。ABC组试样的金相磨制，SEM观测。

3、星期三到星期日进行数据计算整理

4、第8周：总结实验数据。

5、第9-11周：论文初稿完成

6、第12-14周：论文修改

7、第15周：论文答辩。

4.参考文献

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[4]王祖唐，金属塑性成形理论，机械工业出版社，1989，北京

[5]李念奎，铝合金材料以及热处理技术，冶金工业出版社，2012，北京

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[18]郜均虎，王健，卢雅琳，李晓燕，胡建伟，苏阳.热处理工艺对2A14铝合金组织和性能的影响[J].热处理技术. 2016（20）

5．指导教师意见

指导教师（签名）：

年 月 日

A

B

C

D

E

F

固溶处理

502℃×2h

502℃×2h

502℃×2h

502℃×2h

502℃×2h

502℃×2h

冷加工（%）

3

4

5

3

4

5

试样测试

Xrd位错密度测试

Xrd位错密度测试

Xrd位错密度测试

时效处理

160℃×8h

160℃×8h

160℃×8h

力学测试

拉伸测试强度延伸率

拉伸测试强度延伸率

拉伸测试强度延伸率

金相观察

SEM

SEM

SEM