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        Ag對Al-Cu-Mg合金?相析出行為的影響

        2011-11-23 03:03:46蔡金伶易丹青王宏偉
        中國有色金屬學(xué)報(bào) 2011年7期
        關(guān)鍵詞:原子團(tuán)激活能時效

        蔡金伶, 易丹青, 王宏偉, 王 斌

        (中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,長沙,410083)

        Ag對Al-Cu-Mg合金?相析出行為的影響

        蔡金伶, 易丹青, 王宏偉, 王 斌

        (中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,長沙,410083)

        用硬度測試、差熱分析(DSC)以及透射電鏡(TEM)研究Al-Cu-Mg-(Ag)合金時效過程中組織和性能的演變;根據(jù)不同升溫速率的DSC曲線,采用Kissinger法計(jì)算?相和θ′相的激活能,探討Ag對Al-Cu-Mg合金?相和θ′相析出行為的影響。結(jié)果表明:Al-Cu-Mg合金經(jīng)185 ℃時效后,時效硬化曲線呈雙階段硬化特征,生成少量?相;添加Ag后,合金的時效硬化能力顯著提高,經(jīng)170、185和200 ℃時效時,對應(yīng)的峰值時效時間分別為10、5和2 h,峰值硬度隨著時效溫度的升高而下降;Ag能促進(jìn) ?相析出,使θ′相的激活能提高,從而抑制θ′相的析出。

        Al-Cu-Mg-(Ag)合金;?相;析出行為;微觀組織;激活能

        Al-Cu-Mg系鋁合金屬于熱處理可強(qiáng)化型合金,具有良好的綜合性能,被廣泛地應(yīng)用于航空航天等領(lǐng)域。該合金適合在室溫環(huán)境下使用,而當(dāng)用于飛機(jī)結(jié)構(gòu)材料時,由于飛機(jī)在空中飛行時與空氣發(fā)生摩擦,使飛機(jī)表面溫度上升,當(dāng)溫度超過100 ℃時,強(qiáng)化相(θ′或S)急劇粗化而使性能顯著下降,嚴(yán)重影響該合金的實(shí)際應(yīng)用。 20世紀(jì)80年代,POLMEAR和COUPER[1]及 POLMEAR和 CHESTER[2]研究發(fā)現(xiàn),向位于(α+θ+S)或(α+θ)相區(qū)高 Cu/Mg 比的 Al-Cu-Mg 合金中加入微量Ag能使合金析出一種新的時效強(qiáng)化相?。該析出相在較高的溫度下(≤200 ℃)具有優(yōu)異的抗粗化性能[3],可顯著改善合金的高溫力學(xué)性能和抗蠕變性能[4?5]。

        各國研究者對Al-Cu-Mg-Ag合金微觀組織的研究主要集中在?相的化學(xué)成分和晶體結(jié)構(gòu),時效初期,?相的形核機(jī)理、微觀組織演變以及?相的高溫析出行為[6]。CHANG和 HOWE[7]研究表明,?相是平衡相θ相的一種過渡相,其化學(xué)組成與θ-Al2Cu相同。隨后,HONO等[8]用原子探針場離子顯微鏡(APFIM)證實(shí)?相的成分與Al2Cu接近,同時發(fā)現(xiàn)Ag和Mg在α/?界面富集。研究者們對?相的晶體結(jié)構(gòu)提出種種設(shè)想,有單斜結(jié)構(gòu)[9]、六方結(jié)構(gòu)[10]及正交結(jié)構(gòu)[11?12],其中,被廣泛接受的是面心正交結(jié)構(gòu)(空間群為Fmmm, a=0.496 0 nm,b=0.859 0 nm,c=0.848 0 nm[13])。由于缺乏實(shí)驗(yàn)依據(jù)以及存在廣泛的爭議,許多研究者對時效初期?相的形核機(jī)理和微觀組織演化提出各自的理論。TAYLER等[14]、COUSLAND和TATE[15]以及ABIS[16]等分別提出以Mg3Ag、MgAg和?′為先驅(qū)相的形核理論,這些都是以先驅(qū)相為形核核心的不均勻形核。HONO等[8]和RINGER等[17]分別研究Al-Cu-Mg-Ag在130和180 ℃時效初期析出相的演化過程,認(rèn)為時效時并無先驅(qū)相,而Ag-Mg共聚原子團(tuán)為?相的析出提供了有利的形核位置。

        近期BAKAVOS等[18]研究發(fā)現(xiàn),高Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金在T8態(tài)時,有少量 ?相析出。宋旼等[19?20]從熱力學(xué)角度分析合金不需要 Ag存在,只需要有Mg即可在基體的{111}α面上形成GP區(qū),且在隨后的時效過程中逐漸演變?yōu)?相。

        然而,關(guān)于Ag對Al-Cu-Mg合金中?相和θ′相時效析出激活能的影響尚未見報(bào)道,為此,本文作者利用差熱分析(DSC)法研究Ag對Al-Cu-Mg合金中?相和θ′相析出激活能的影響,并結(jié)合硬度法和TEM觀察對其時效析出行為進(jìn)行分析。

        1 實(shí)驗(yàn)

        用鑄錠冶金法制備合金A和B,其化學(xué)成分列于表1。合金鑄錠經(jīng)(420 ℃,6 h)+(515 ℃,18 h)均勻化處理、銑面、熱軋及中間退火后,冷軋成2.16 mm厚的板材。合金經(jīng)525 ℃、2 h固溶,室溫水淬后進(jìn)行人工時效。時效處理溫度為170、185和200 ℃,時效時間為0.5~44 h。人工時效后立即在HV?10B型小載荷維氏硬度計(jì)上進(jìn)行硬度測試,載荷為19.6 N,加載時間為15 s,每個試樣至少測試3個點(diǎn),取其平均值作為測量值。 用Universal V4.1?TA型熱分析儀進(jìn)行差熱分析,選純鋁作為參比樣,升溫速率為5、10和20 K/min,升溫范圍為 50~450 ℃,實(shí)驗(yàn)采用 N2氣氛保護(hù);選取合金A和B的淬火態(tài)試樣(約20 mg,0.2 mm厚) 進(jìn)行DSC分析。TEM試樣首先機(jī)械減薄至約0.1 mm,沖裁成直徑為3 mm的圓片,然后在MTP?1A型雙噴電解減薄儀上減薄,減薄時電壓為15~20 V,電流控制在50 mA左右,雙噴液為30%硝酸+70%甲醇混合溶液,用液氮冷卻至?25 ℃以下,試樣在穿孔后用酒精清洗至少10 min。在TecnaiG220型透射電子顯微鏡上進(jìn)行微觀組織觀察,加速電壓為200 kV。

        表1 實(shí)驗(yàn)合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of experimental alloys (mass fraction, %)

        2 結(jié)果

        2.1 不同時效制度下合金的硬化曲線

        圖1(a)所示為合金A和B經(jīng)固溶處理后于185 ℃時效不同時間的硬度變化曲線。由圖 1(a)可以看出,兩種合金具有很強(qiáng)的時效強(qiáng)化效應(yīng),兩種合金的維氏硬度隨時效時間的變化規(guī)律大致類似,均經(jīng)歷了欠時效、峰時效和過時效3個階段。時效初期,合金硬度均迅速上升,且隨時效時間的延長而增大。合金A的欠時效過程中有一平緩階段(如圖1(a)方框所示),即硬度平臺,呈現(xiàn)雙階段硬化特征,這是GP區(qū)的析出所致[21];合金B(yǎng)的初始硬化速率明顯加快,硬化水平提高,平緩階段基本消失。合金A達(dá)到峰時效的時間為8 h,峰值硬度為142 HV;而合金B(yǎng)達(dá)到峰時效的時間縮短為5 h,峰值硬度為177 HV。圖1(b)所示為合金B(yǎng)在不同時效溫度下的硬化曲線。170 ℃時效時,其峰值時間和相應(yīng)硬度分別為10 h和179 HV;200 ℃時效時,其峰值時間和硬度分別為1 h和171 HV。由圖1(b)可知,隨著時效溫度的進(jìn)一步提高,達(dá)到峰值時效的時間大大縮短,峰值硬度下降,并且合金快速進(jìn)入過時效階段。

        2.2 DSC分析

        圖1 合金A和B經(jīng)固溶處理后時效不同時間的硬度變化曲線Fig.1 Hardness—time curves of alloys A and B solid-solution treated and aged at 185 ℃ (a) and alloy B aged at different temperatures (b)

        圖2 所示為淬火態(tài)合金A和B在不同升溫速率下的DSC曲線。圖2中,曲線的放熱峰代表析出相的形成,吸熱峰為析出相的溶解。從圖2可知,隨著升溫速率的提高,對應(yīng)的熱效應(yīng)峰漂移到更高的溫度,表明合金反應(yīng)是由熱激活的。圖 2(a)所示為升溫速率為10 K/min時合金A的DSC曲線,放熱峰ⅠA的峰值溫度為75.3 ℃,對應(yīng)GP區(qū)的形成[22];吸熱峰ⅡA的溫度范圍比較寬(120~156 ℃),對應(yīng)GP區(qū)的溶解;放熱峰ⅢA的峰值溫度為185 ℃,對應(yīng)θ″的形成;吸熱峰ⅣA的溫度范圍為195~210 ℃,對應(yīng)θ″相的溶解;放熱峰ⅤA的峰值溫度為258.8 ℃,對應(yīng)θ′相的形成;吸熱峰ⅥA的溫度范圍為310~336 ℃,對應(yīng)θ′相的溶解。圖2(b)所示為合金B(yǎng)的DSC曲線,放熱峰ⅠB的峰值溫度為101.1 ℃,對應(yīng)Ag-Mg原子團(tuán)簇和GP區(qū)的形成[23];吸熱峰ⅡB發(fā)生在186~190 ℃,對應(yīng)GP區(qū)的溶解,而Ag-Mg原子團(tuán)簇并沒有隨著GP區(qū)的溶解而溶解,該峰比較平坦,這可能是因?yàn)镸g-Ag原子團(tuán)簇形成所釋放的熱量部分抵消了GP區(qū)溶解所吸收的熱量;放熱峰ⅢB的峰值溫度為235.4 ℃,對應(yīng)?相的形成[20,24];放熱峰ⅣB的峰值溫度為286.2 ℃,對應(yīng)θ′相的形成;吸熱峰ⅤB的溫度范圍很寬,對應(yīng)?相和θ′相的溶解。

        圖2 淬火態(tài)合金A和B在不同升溫速率下的的DSC曲線Fig.2 DSC curves of alloys A (a) and (b) B at different heating rates in quenched condition

        根據(jù) DSC曲線熱效應(yīng)峰值溫度以及不同的升溫速率,可以運(yùn)用熱分析動力學(xué)分析微分法中最常用的Kissinger法計(jì)算合金不同析出相的激活能[25]。

        析出速率:

        式中:α為合金中的相在時間t時的轉(zhuǎn)變百分?jǐn)?shù);k為反應(yīng)速率常數(shù);f(α)為反應(yīng)機(jī)理函數(shù)的微分形式。

        Κ與反應(yīng)溫度 T(熱力學(xué)溫度)的關(guān)系可用Arrhenius方程表示:

        式中:A為表觀指前因子;E為表觀活化能(激活能);R為理想氣體常數(shù)。

        Kissinger法中,假設(shè)反應(yīng)機(jī)理函數(shù)為f (α)=(1?α)n,相應(yīng)的動力學(xué)方程表示為

        對方程(3)兩邊微分,在DSC曲線的頂峰,即T=Tp處,其一階導(dǎo)數(shù)為0,即

        將微分方程處理后得

        式中:αp為合金中的相在T=TP時的轉(zhuǎn)變百分?jǐn)?shù)。

        升溫速率為

        Kissinger認(rèn)為,n(1?α)n?1與 β 無關(guān),其值近似等于1,因此,式(5)可變換為

        對式(7)兩邊取對數(shù),得Kissinger方程:

        式(8)表明, ln (βi/ Tp2i)與 1/Tpi成線性關(guān)系,將二者作圖可以得到一條直線(見圖3),由直線斜率可求得Ek。

        圖3 析出相l(xiāng)n(βi/Tpi2)和1/Tpi的關(guān)系Fig.3 Relationship between ln(βi/Tpi2) and 1/Tpi for precipitates

        計(jì)算結(jié)果如表2所列。在合金A的DSC曲線中沒有觀察到?相生成或溶解的熱效應(yīng)峰,這可能是由于合金中析出?相的數(shù)量太少,而被其他峰疊加。因此,在計(jì)算析出相時無法計(jì)算合金A中?相的激活能,但這并不影響后續(xù)的討論。從表2可知,合金A中θ′相的激活能為98.58 kJ/mol,添加Ag的合金B(yǎng)的θ′相的激活能則提高到112.59 kJ/mol,與合金A相比,合金B(yǎng)的θ′相的激活能提高了13.7%,這說明生成θ′相的阻力變大,使θ′相更難析出,在DSC曲線上表現(xiàn)為放熱峰偏移到更高的溫度。合金B(yǎng)的?相激活能為98.60 kJ/mol,與合金A的θ′相激活能非常接近,這說明添加微量Ag具有促進(jìn)?相析出的作用。

        表2 Kissinger法計(jì)算得到的?和θ′相的激活能Table 2 Activation energies of ? and θ′ phases obtained by Kissinger method

        2.3 TEM分析

        圖4(a)所示為合金A經(jīng)185 ℃時效2 h的TEM明場像以及對應(yīng)〈100〉α方向的 SAED譜和示意圖。從圖4(a)可以看出,經(jīng)時效處理后,晶內(nèi)析出大量的片狀相,析出相在選區(qū)衍射譜中表現(xiàn)為較弱的衍射斑點(diǎn),表明此時晶內(nèi)的主要強(qiáng)化相為θ′相。θ′相為正方結(jié)構(gòu),其空間群是I 4M2,晶格參數(shù)為a=c=0.404 nm、b=0.580 nm,呈片狀,在 Al基體的{100}α面上析出,該相與基體的位向關(guān)系為(100)θ′//(100)α和[010]θ′//[010]α[25]。盡管在圖4(a)的明場相中沒有顯示?相的形貌特征,但是在相應(yīng)的選區(qū)電子衍射譜中顯示了?相較弱的斑點(diǎn),這表明合金A中也有少量?相生成。為了考察析出相?,進(jìn)一步放大倍數(shù)觀察Al-Cu-Mg合金在185 ℃時效2 h的明場像,其結(jié)果如圖4(b)和(c)所示。由圖4(b)和(c)可以觀察到少量的?相。圖4(d)所示為對圖4(a)鑲嵌的衍射譜進(jìn)行模擬得到的Al基體、θ′和?相衍射斑點(diǎn)的分布示意圖。由圖4(d)可見,在高Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金中有少量?相析出。

        圖5所示為合金A經(jīng)185 ℃、8 h峰時效的TEM明場像及對應(yīng)的〈111〉α方向的SAED譜。根據(jù)文獻(xiàn)[10,26],該合金峰時效的主要析出相為θ′相。SAED譜表明,在基體衍射斑1/2處的斑點(diǎn)來自θ′相。進(jìn)一步放大圖像,圖5(c)箭頭所指析出相為?相,可以觀察到? 相在{111}α面上為不規(guī)則的六角形形貌[9?10],這與文獻(xiàn)[19]的研究結(jié)果一致。隨著時效時間的延長,合金的析出相更加彌散;當(dāng)達(dá)到峰時效時,主要析出相為θ′相,同時伴隨少量的?相,此時,合金的硬度達(dá)到最大(見圖1(a))。

        圖4 合金A在185 ℃時效2 h后的TEM明場像以及對應(yīng)的SAED譜Fig.4 TEM images and corresponding SAED patterns of alloy A after aging at 185 ℃ for 2 h: (a) TEM image in bright field and SAED pattern of [001]α; (b), (c) Enlargement of (a); (d) Simulated SAED pattern corresponding to (a)

        圖6 所示為合金B(yǎng)經(jīng)185 ℃、2 h時效的TEM明場像以及對應(yīng)〈110〉α方向的SAED譜和示意圖。從圖6中可以看出,合金B(yǎng)經(jīng)時效處理后析出細(xì)小的片狀?相和少量的θ′相。

        ? 相與 α(Al)基體的位向關(guān)系為(111)α//(001)?、[010]?//[101]α和[100]?//[121]α。? 相兩個方向的變體呈約70°的角度交錯排列,且?相與Al基體呈半共格的關(guān)系。由圖6(b)的SAED譜以及圖6(d)的SAED示意圖可知,?相分布在基體斑點(diǎn)的 1/3和 2/3處,θ′相分布在基體斑點(diǎn)的1/2處。明場像中觀察到的析出相主要為?相,θ′相很少,幾乎觀察不到。但是,衍射斑點(diǎn)顯示θ′相是存在的。進(jìn)一步放大倍數(shù),由圖6(c)可以觀察到少量θ′相,該相比?相粗大。

        圖7所示為合金B(yǎng)經(jīng)185 ℃、5 h峰時效的TEM明場像及其對應(yīng)〈112〉α方向的SAED譜。由圖7可知,經(jīng)峰時效后,?析出相分布均勻,且數(shù)量比欠時效態(tài)的多。對應(yīng)的SAED譜中析出相的衍射斑點(diǎn)變得清晰。合金B(yǎng)的主要析出相為?相并伴隨少量的θ′相。主要析出相?使得該合金的時效硬化效果明顯,且時效響應(yīng)極快。對比圖4可以看出,?相的尺寸較θ′相的細(xì)得多,這有利于合金強(qiáng)度和韌性的提高。

        3 討論

        圖5 合金A經(jīng)185 ℃時效8 h(峰時效)后的TEM明場像及相應(yīng)的SAED譜Fig.5 TEM images and corresponding SAED patterns of alloy A after aging at 185 ℃ for 8 h: (a) TEM image in bright field; (b) 〈111〉α SAED pattern; (c) Enlargement of (a)

        在鋁合金的固溶過程中,不僅合金元素溶入α固溶體,而且也會形成大量的晶格空位。淬火后,溶質(zhì)原子呈過飽和狀態(tài),且留在固溶體里,空位也被凍結(jié)在晶格內(nèi)。鋁合金的時效過程就是將固溶處理獲得的過飽和固溶體在室溫或高于室溫的條件下逐步脫溶的過程,通過一系列脫溶相如GP區(qū)、過渡相及平衡相的出現(xiàn)、形核及長大來實(shí)現(xiàn)的。

        本研究中的Al-Cu-Mg和Al-Cu-Mg-Ag合金屬于高 Cu/Mg 比合金,位于(α+θ)或(α+θ+S)相區(qū)。微量元素對合金時效析出相形核過程以及時效析出序列的影響主要有如下兩個因素:溶質(zhì)原子之間的相互作用;溶質(zhì)原子與空位之間的相互作用。溶質(zhì)原子之間的相互作用大小可以由無限稀釋固溶體中溶質(zhì)的自由焓ΔhΘ推測[27],如表 3所列,無限稀釋固溶體中兩元素之間的自由焓為負(fù)值,且絕對值越大,表明該原子對在熱力學(xué)上越穩(wěn)定,越容易形成,它們之間的相互作用越強(qiáng)烈。

        表3 不同元素形成固溶體 (無限稀釋) 時的形成焓[29]Table 3 Formation enthalpy of solid solution (infinite dilution)formed between different elements (ΔhΘ(kJ/mol))

        合金 A的典型時效析出序列如下:SSSS→GP區(qū)→θ″→θ′ →θ。淬火后存留的過飽和空位為時效初期形成的偏聚區(qū)(GP區(qū))提供了溶質(zhì)原子擴(kuò)散和富集的條件。在高Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金中,Mg原子與空位的結(jié)合能很高[28],足以形成大量的Mg-空位對,而Cu和Mg原子之間的相互作用很強(qiáng)(?20 kJ/mol),導(dǎo)致Mg-空位對很容易捕獲Cu原子,形成Cu-Mg-空位團(tuán)。此外,Cu的原子半徑比Al的小,當(dāng)Cu原子在Al基體的晶面偏聚時會產(chǎn)生正的晶格畸變;而Mg的原子半徑比 Al的大,Cu-Mg-空位團(tuán)的形成降低了這兩種與Al基體的晶格畸變能,隨后,空位即可被釋放或者空位坍塌形成位錯環(huán),為 Cu原子的擴(kuò)散與富集提供條件,因此,在時效初期快速形成GP區(qū),并產(chǎn)生典型的硬度平臺,呈雙階段硬化特征;隨著時效時間的延長,合金的硬度逐漸增大,這是因?yàn)镚P區(qū)逐漸被過渡相θ″和θ′相取代;當(dāng)達(dá)到峰時效時,主要析出相為 θ′相;進(jìn)入過時效后,θ′相逐漸粗化并轉(zhuǎn)化為平衡相θ。在DSC分析中,可能由于峰與峰之間疊加,導(dǎo)致一些析出相的放熱峰沒能在 DSC曲線中顯示,但是,DSC熱分析仍然能給時效析出序列提供可靠的依據(jù)。通過SAED譜以及高倍TEM像發(fā)現(xiàn),高Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金(合金A)也會析出?相,該結(jié)果與文獻(xiàn)[18]的結(jié)果一致。宋旼等[19?20]在對Al-Cu-Mg合金中 ?相的形核機(jī)制研究時發(fā)現(xiàn),Al-Cu-Mg合金中,Mg-Cu原子對對Cu原子簇沿基體{100}α和{111}α面偏聚有一定的促進(jìn)作用[20?21]。少量小尺寸的 Cu原子簇沿基體{111}α面偏聚所引起的晶格畸變能是可以容納的,因此,合金中只要有Mg存在即可在基體的{111}α面形成 GP區(qū),隨后,逐漸演變?yōu)?相。

        圖6 合金B(yǎng)經(jīng)185 ℃時效2 h后的TEM明場像及相應(yīng)的SAED譜Fig.6 TEM images and corresponding SAED pattern of alloy B after aging at 185 ℃ for 2 h: (a) TEM images in bright field; (b)SAED pattern of 〈110〉α; (c) Enlargement of (a); (d) Simulated SAED pattern corresponding to (b)

        添加微量Ag的Al-Cu-Mg合金(合金B(yǎng))的時效析出序列改變?yōu)?,合金峰時效時的主要析出相為?相,伴隨少量的θ′相。合金A的θ′相析出激活能和合金B(yǎng)的?相析出激活能相近(見表2),但是,添加Ag合金B(yǎng)的θ′相的析出激活能與合金A的相比提高了13.7%,所以,合金B(yǎng)優(yōu)先析出?相??梢?,添加微量Ag能抑制Al-Cu-Mg合金θ′相的析出,但能促進(jìn) ?相的形成,因此,Ag元素成為Al-Cu-Mg合金中析出?相的動力學(xué)條件。這可能是由于Ag原子與Mg原子的相互作用比Cu原子與Mg原子之間的相互作用強(qiáng)烈(見表3),因此,合金淬火后快速形成Mg-Ag原子團(tuán)簇。Mg的原子半徑比Al的大,而 Ag的原子半徑與 Al的相當(dāng),因此,Mg-Ag原子團(tuán)簇傾向于{111}α面偏聚,以減小彈性應(yīng)變能,并為 Cu原子沿{111}α面偏聚提供有利條件。MURAYAMA和HONO[30]利用三維原子探針(3-DAP)分析Al-1.9Cu-0.3Mg-0.2Ag(摩爾分?jǐn)?shù),%)合金時效初期的原子分布狀態(tài),表明在180 ℃時效15 s后,出現(xiàn)Mg-Ag原子團(tuán)簇;時效120 s時,Cu原子以摩爾分?jǐn)?shù)約為30%向Mg-Ag原子團(tuán)簇聚集,并認(rèn)為這是?相形成的初始階段,而Mg-Ag原子團(tuán)簇是?相的有利形核地點(diǎn)。隨著時效的進(jìn)行,少量的 Cu原子也會在{100}α面偏聚,并轉(zhuǎn)化為 θ″相,而后形成 θ′相;而Mg-Ag原子團(tuán)簇此時分布在?相與α(Al)基體界面處,Ag和Mg的原子半徑大于Cu原子的,其擴(kuò)散速度小于Cu原子的,因此,分布在界面處的Mg-Ag原子團(tuán)簇能延緩?相的長大與粗化,這有利于提高合金的力學(xué)性能;隨著時效時間的延長,合金B(yǎng)的硬度仍然維持在一個較高的水平,說明?相具有良好的熱穩(wěn)定性。

        圖7 合金B(yǎng)經(jīng)185 ℃峰時效5 h后的TEM明場像及對應(yīng)〈112〉α 方向的 SAED 譜Fig.7 TEM images and corresponding SEDA patterns of alloy B after peak aging at 185 ℃ for 5 h: (a) TEM image in bright field; (b) SAED pattern along 〈112〉α; (c) Enlargement of (a)

        脫溶相的析出需要溶質(zhì)原子的擴(kuò)散,而溫度則是影響原子擴(kuò)散的一個重要因素,因此,時效溫度對析出過程的形核和長大具有重要影響。本文作者測定了3個溫度下的時效硬化曲線,時效溫度越高,達(dá)到峰值時效的時間越短,而峰值硬度則隨著溫度的升高而下降。這是由于在170和185 ℃時效時,原子擴(kuò)散速率比200 ℃的慢,過飽和溶質(zhì)原子有足夠的時間形成Ag-Mg原子團(tuán)簇和GP區(qū),并為?相的析出提供形核位置。而在 200℃高溫時效時,原子擴(kuò)散速率加快,預(yù)脫溶階段和過渡相(即Ag-Mg原子團(tuán)簇、GP區(qū)以及θ″相和?相)可能出現(xiàn)的過渡相結(jié)構(gòu)較少,而是很快形成平衡相,因此,達(dá)到峰值時效的時間較短,且預(yù)脫溶相和過渡相的減少使峰值硬度下降。

        4 結(jié)論

        1) 高Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金在185 ℃時效后的主要強(qiáng)化相為θ′相,其析出激活能為98.58 kJ/mol,合金中也有少量的?相析出,并且合金呈雙階段硬化特征。

        2) 添加Ag的Al-Cu-Mg合金人工時效硬化效果加強(qiáng),響應(yīng)速度加快,且進(jìn)入過時效后仍能保持較高的硬度;Ag能夠促進(jìn)?相的析出,使θ′相的激活能提高到112.59 kJ/mol,從而抑制θ′相的析出。

        3) 添加微量Ag的Al-Cu-Mg合金在185 ℃時效后的強(qiáng)化析出相由片狀?相和少量θ′相組成。

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        Effect of Ag on precipitation behavior of ? phase in Al-Cu-Mg alloy

        CAI Jin-ling, YI Dan-qing, WANG Hong-wei, WANG Bin
        (School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

        The effect of Ag on the microstructure and mechanical properties of Al-Cu-Mg-(Ag) alloy during artificial aging was studied by Vickers hardness measurement, differential scanning calorimetry (DSC) and transmission electron microscopy (TEM). The analysis of DSC curves at various heating rates was carried out to evaluate the activation energies of ? and θ′ phases by Kissinger method. The effect of Ag on the precipitation behavior of ? and θ′ phases in Al-Cu-Mg alloy was investigated. The results show that the aging hardening curve of Al-Cu-Mg alloys is of two-stage hardening at 185 ℃ with a small amount of ? phase precipitated. When Ag is added to Al-Cu-Mg alloy, the aging hardening ability is greatly improved. The aging time of Al-Cu-Mg-Ag alloy corresponding to the peak value of hardening is 10, 5 and 2 h, respectively, when the alloy is aged at 170, 185 and 200 ℃, while the peak hardness decreases with the increase of the aging temperature. The addition of Ag in Al-Cu-Mg alloy promotes the formation of ? phase and increases the activation energy of θ′ phase, resulting in the suppression precipitation of θ′ phase.

        Al-Cu-Mg-(Ag) alloy; ? phase; precipitation behavior; microstructure; activation energy

        TG146.2

        A

        1004-0609(2011)07-1504-09

        國家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目(2005CB623705);中國鋁業(yè)公司科技發(fā)展基金資助項(xiàng)目(CHALCO-2007-KJ-09)

        2010-08-25;

        2010-11-22

        易丹青,教授,博士;電話:0731-88830263;E-mail: danqing@mail.csu.edu.cn

        (編輯 陳衛(wèi)萍)

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