張 凱， 李 凱，杜 勇, 辛婧華,方 旭，宋 旼

(1. 中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，湖南 長沙 410083)(2. 中南大學 中德鋁合金微結構聯(lián)合實驗室，湖南 長沙 410083)

1 前 言

具有高比強度且可熱處理強化的鋁合金被稱為未來的能源銀行[1]，是目前使用量僅次于鋼鐵的第二大工業(yè)合金[2]。鋁合金按照合金化學成分的不同分為眾多系列，其中6000系(Al-Mg-Si)和7000系(Al-Mg-Zn)合金是重要的鋁合金體系。6000系鋁合金耐蝕，具有優(yōu)良的可加工性，時效后具有中等硬度，廣泛應用于汽車外板、建筑用材、航天結構件等[3-4]。合金強度和硬度的提升依賴于合金人工時效過程(約170 ℃)中從過飽和固溶體中析出的各種亞穩(wěn)相。Al-Mg-Si合金時效過程中各相的析出序列通常為：過飽和固溶體(SSSS)→原子團簇→GP區(qū)→β″前驅(qū)體→β″→β′/U1/U2/B′→β(穩(wěn)定相)[5]。然而析出相的析出序列受合金成分的顯著影響，例如在6000系鋁合金中添加Cu可以形成針狀含Cu的Q相[2,6]及其前驅(qū)體Q′相[7-10]，從而改變析出序列。同時，研究表明Cu的添加可以顯著提高Al-Mg-Si合金時效強化效果[6]和強化速率[11]。近幾年來，Al-Mg-Si-Cu合金的時效硬化機制和各種因素對其時效過程的影響得到了廣泛研究。

7000系鋁合金具有更高的強度和良好的熱加工性，已成為航空航天領域的主要結構材料之一[12]。Al-Mg-Zn合金時效過程中各相的析出序列通常為：過飽和固溶體(SSSS)→GP區(qū)→η′→η[13]。同樣地，一定量Cu的添加會顯著影響7000系合金的相析出行為和力學性能，例如可以顯著提高合金時效初期的硬化速率和析出相的密度和彌散度，從而大幅提高合金強度[17]。另外，Cu溶解在η′亞穩(wěn)相和η平衡相中可以提高合金的抗應力腐蝕性能和斷裂韌性，同時還可以降低晶內(nèi)和晶界的電位差，從而提高其抗沿晶腐蝕的能力[14-16]。因而7000系Al-Zn-Mg-Cu合金的時效機制和時效過程中微結構的演變也是目前研究的熱點。

本文首先介紹了近10年來在鋁合金微觀結構研究方面具有獨特優(yōu)勢的幾種有效手段，包括高角環(huán)形暗場-掃描透射電子顯微術(HAADF-STEM)、三維原子探針(3DAP)技術、選區(qū)電子衍射(SAED)模擬和第一性原理計算。在此基礎上，介紹了作者及國內(nèi)外其他研究者使用這些手段研究Cu的添加對6000系和7000系鋁合金時效過程中微結構的影響的研究進展，并對鋁合金微結構研究及合金設計的未來發(fā)展方向做了簡單展望。

2 近10年來鋁合金微結構研究的先進技術

透射電子顯微術(TEM)通常用于研究鋁合金峰時效過程中的微結構，包括分析微區(qū)的明場像(BF)及暗場像(DF)來顯示析出相形貌、標定選區(qū)電子衍射譜和對高分辨透射電子顯微術(HRTEM)圖像進行快速傅立葉變換(FFT)用以標定物相等。然而鋁合金時效初期析出的如GP區(qū)、β″相前驅(qū)體等納米析出相尺寸不足5 nm，很難用TEM準確測量其結構[18]。HRTEM能觀測更小尺寸的析出相，也能清楚地呈現(xiàn)合金峰時效狀態(tài)下如β″相等析出相的二維投影晶格。但是這種HRTEM圖像的獲得要求實驗樣品極其薄(5～15 nm)，且析出相在樣品厚度方向應具有一定長度以提高信噪比，從而獲得短針狀析出相中原子列的良好襯度[18]。因此，許多學者用明場像結合選區(qū)電子衍射譜的方法分析這些析出相，這就要求選區(qū)電子衍射譜的標定具有很高的準確性。同時，TEM和HRTEM均無法確定析出相中各種原子的占位，更無法定量測量析出相的化學成分。

近年來，一些可模擬物相任意晶帶軸下選區(qū)電子衍射譜的方法相繼被開發(fā)出來，模擬結果結合實驗測定大大提高了物相鑒定的準確率和效率。同時，第一性原理計算等計算方法的發(fā)展為鋁合金析出相的原子占位分析提供了能量方面的有力佐證。通過將上述方法與顯示原子列間的原子序數(shù)差別的高角環(huán)形暗場-掃描透射電子顯微術，和可測量合金微區(qū)中三維元素分布的三維原子探針技術相結合，可使定量測量析出相中原子種類、占位情況及其化學成分成為可能。

2.1 復合選區(qū)電子衍射譜的模擬

選區(qū)電子衍射(SAED)和HRTEM通常用于分析鋁合金時效時析出的β″、β′、η′、U1、U2和Q等析出相的結構，而高質(zhì)量的HRTEM圖像不易獲得，因此標定SAED斑點仍然在識別這些亞穩(wěn)相方面發(fā)揮著重要作用。然而這些析出相及α-Al基體沿[001]Al晶帶軸(大多數(shù)實驗研究選取的典型晶帶軸)的復合SAED圖譜均十分相似，僅存在斑點位置和亮度的細微差別[19]，因而根據(jù)模擬的SAED圖譜對其進行精確的標定是非常有必要的。

Li等人[19]在總結Yassar等人[20-21]和Yang等人[22]工作的基礎上，以Al-Mg-Si系鋁合金中β″析出相為例，提出了一套準確且高效模擬兩相復合SAED譜的方法。該方法同時考慮了以下3個重要因素：① 由α-Al基體的fcc結構的高度對稱性產(chǎn)生的12種β″相與α-Al基體間的等價取向關系；②β″相與α-Al基體的晶格匹配度；③β″相和α-Al基體的二次衍射效應。如圖1所示，這種方法分別模擬得到了[001]Al晶帶軸下β″相和Q相分別與α-Al基體的復合SAED譜，模擬譜與實驗譜符合很好。該方法還可以擴展到其它體系如Ni-Ti形狀記憶合金的SAED譜的模擬[23]。

2.2 第一性原理計算

基于量子力學理論的第一性原理計算[24-25]，可以從所研究體系的原子占位、晶體結構出發(fā)，通過求解薛定諤方程獲得材料的結構、力學、熱力學、動力學等材料性質(zhì)。該方法僅需采用幾個基本的物理常數(shù)，如晶體的空間群、晶格常數(shù)、原子占位等，而不依賴任何經(jīng)驗、半經(jīng)驗參數(shù)，即可合理預測體系的穩(wěn)態(tài)、亞穩(wěn)態(tài)、鐵磁、反鐵磁等狀態(tài)和熱容、焓、熵等性質(zhì)。利用第一性原理計算的這一優(yōu)勢，可以通過計算析出相晶胞中不同原子占位造成晶胞能量的高低來分析其最穩(wěn)定原子占位，如計算Al原子取代β″(Mg5Si6)相中不同位置的Mg原子和Si原子后的超胞形成焓，通過分析超胞形成焓的不同來合理預測Al原子對β″相中Mg，Si部分原子位置的替代[26]。通過結合3DAP實驗結果，Hasting等人[26]進一步確定了β″析出相的原子占位和化學計量比。

圖1 β″相、Q相與α-Al基體的SAED斑點模擬結果與實驗結果對比，Z=[001]Al：(a)β″相和α-Al基體的SAED斑點模擬結果與實驗結果對比,(b) Q相與α-Al基體的SAED斑點模擬結果,(c) Q相與α-Al基體的SAED斑點模擬結果與實驗結果對比Fig.1 Comparison between the simulated patterns and the experiment results, Z=[001]Al: (a) comparison between the simulated and the experiment pattern from β″ precipitates and the α-Al matrix, (b) simulated composite SAED pattern from Q precipitates and α-Al matrix, and (c) the experimentally determined composite SAED pattern from Q precipitates, Si plates and α-Al matrix

2.3 HAADF-STEM和3DAP

不同于利用平行電子束成像的TEM/HRTEM，掃描透射電子顯微術(STEM)采用極細的電子束掃描薄樣品，通過收集樣品下方經(jīng)高角度非彈性散射的電子用來成像，這種成像手段即為高角環(huán)形暗場-掃描透射電子顯微術(HAADF-STEM)。相應圖像中的襯度大致與材料原子序數(shù)的平方相關，因此又稱為Z襯度像[27-28]。STEM具有很高的分辨率(約0.1 nm)，被廣泛應用于研究各種材料的原子尺度界面和缺陷、納米級物相的原子排列等[29]。

三維原子探針技術(3DAP)，又稱原子探針層析(APT)技術，可以分析材料微區(qū)中不同原子的三維空間分布，是目前空間分辨率最高的微區(qū)成分分析測試技術[30]。3DAP技術的基本原理是對放置在超高真空、低溫環(huán)境中的針狀樣品尖端施加脈沖電壓或脈沖激光，致使其表面原子電離蒸發(fā)，用飛行時間質(zhì)譜儀和位置敏感探收集數(shù)據(jù)，進而模擬出不同原子的三維空間分布圖[31]。3DAP被廣泛用于直接顯示析出相及界面處原子的偏聚，并精確研究其成分等。

3 Cu添加對6000系和7000系鋁合金時效過程中微結構的影響

3.1 Cu添加對6000系鋁合金微結構的影響

6000系Al-Mg-Si 合金中添加Cu后，合金在時效過程中會析出含Cu的Q相、Q′相等，并改變合金的析出序列。同時，少量Cu的添加促進了欠時效態(tài)下片狀GP區(qū)和過時效態(tài)下Q′和Q相的形成，加快了合金微結構的演變速率，提高了合金硬化效果，且Cu對β″析出相的成分和原子占位也有影響。

3.1.1 Cu對6000系鋁合金時效析出序列的影響

Miao等人[6]研究發(fā)現(xiàn)，將Cu添加到Al-Mg-Si 合金中，可析出含Cu的Q相及其前驅(qū)體Q′相，從而改變了合金的析出序列。Jin[32]等人發(fā)現(xiàn)Cu在α-Al中的擴散速率較低，可以阻止Q′相的粗化，從而使Al-Mg-Si-Cu合金具有高熱穩(wěn)定性。同時，有研究者發(fā)現(xiàn)，Cu含量較高的合金，其強度也較高[33]。然而這些研究主要集中在Cu含量高于0.2%(質(zhì)量分數(shù))的合金上。近期Li等人[34]通過對比不含Cu和含0.1% Cu(質(zhì)量分數(shù))的合金的時效行為，研究了微量Cu的添加對6005 Al-Mg-Si合金在時效過程中的微觀結構演變的影響。他們采用SAED模擬方法分別成功模擬了不同晶帶軸下β″相、Q′/Q相分別與α-Al基體的復合SAED譜(見圖2)，并結合實驗測得的SAED譜、TEM明場像和HRTEM像確定了兩個合金的時效析出序列。不含Cu合金的時效析出序列為：過飽和固溶體→ 球形GP區(qū)→β″前驅(qū)體→β″→U2 + Si+βx→Si +βx；含Cu合金中的析出序列為：過飽和固溶體→球形GP區(qū)+片狀GP區(qū)→β″前驅(qū)體→β″→Q′+β+Si→Q+β+Si。圖3為合金中由于添加Cu而形成的片狀GP區(qū)的TEM明場像和HRTEM圖像。該研究還發(fā)現(xiàn)：少量Cu的添加促進了欠時效態(tài)下片狀GP區(qū)和過時效態(tài)下Q′和Q相的形成，加快了合金微結構演變，從而提高了合金硬化效果。

圖2 復合SAED斑點模擬：(a) α-Al基體中的β″相,Z=[001]Al;(b) α-Al基體中的Q′/Q相,Z=[001]Al;(c) α-Al基體中的β″相，Z=[110]AlFig.2 Simulated composite SAEDs for (a) β″ precipitates in α-Al matrix, Z=[001]Al, (b) Q′/Q precipitates in α-Al matrix, Z=[001]Al, and (c) β″ precipitates in α-Al matrix, Z=[110]Al

圖3 合金欠時效狀態(tài)下析出片狀GP區(qū)的TEM明場像及HRTEM像，Z=[110]Al：(a)TEM明場像；(b)HRTEM圖像,圖中箭頭指向平行于的片狀GP區(qū)側(cè)面，而兩虛線方框中的圖像表示其正面投影圖,白色實線方框中圖像來自于同一晶粒的另一視場，顯示了平行于晶面的片狀GP區(qū)Fig.3 TEM bright field image and HRTEM image of the under-aged specimens, Z=[110]Al : (a) a TEM bright field image; (b) a HRTEM image， the arrow marks the side view of GP platelets parallel to while images in the two dashed frames are the projections of the GP platelets parallel to (111)Al or the white solid frame marks a GP platelet parallel to in another field of the same grain

3.1.2 Cu對6000系鋁合金β″析出相的影響

β″相是6000系鋁合金中最為重要的析出相，密集析出的β″相可使合金獲得良好的力學強度和抗腐蝕性能。Zandbergen等人[36]和Andersen等人[37]采用HRTEM和電子衍射分析研究了Al-Mg-Si合金中β″相的原子尺度結構，他們提出的Mg5Si6模型被廣為接受。但Hasting等人[38]近期利用3DAP技術詳細研究了β″相的成分，發(fā)現(xiàn)Al-0.72%Si-0.58%Mg(原子百分數(shù))合金在175 ℃時效36 h后析出的β″相中含有約20%(原子百分數(shù))的Al，且Mg/Si的原子比約為1.1。隨后他們用第一性原理計算預測了Al原子取代不同位置的Mg和Si原子時晶胞的形成焓，認為Mg4Al3Si4及Mg5Al2Si4的模型更為合理。而學者對含Cu鋁合金中β″相的原子尺度結構，尤其是Cu原子和Al原子在β″相單胞中的分布情況研究較少。最近Li等人[39]研究了6111 Al-Mg-Si-Cu合金在峰時效狀態(tài)下析出的β″相的原子尺度結構和化學組成。他們運用3DAP技術和高分辨能量分散X射線(EDX)元素面分布繪圖探測了β″相中Cu原子的分布，并結合HAADF-STEM來精確測定Cu原子在β″相單胞中的占位。圖4a,b分別為合金在175 ℃時效8 h和22 h后析出的β″相經(jīng)傅立葉濾波(Fourier-Filtering)后的HAADF-STEM圖像。圖4中標出了沿β″相單胞的b方向投影晶格常數(shù)值，a=1.50±0.1 nm，c=0.64±0.1 nm，β=105±4°，這個結果與無Cu合金的晶格常數(shù)非常一致。圖4b顯示析出相經(jīng)過生長后晶格更為清晰。由于Cu的原子序數(shù)Z遠大于Mg，Al和Si，因而可以根據(jù)兩圖中原子列的灰度襯度來分析Cu對這些原子列的替代程度，仔細觀察發(fā)現(xiàn)在每一對相鄰Si3原子列中的其中一列原子中Cu的含量最高。而由于Mg，Al和Si的原子序數(shù)Z值相差很小，使得很難在HAADF-STEM圖像里分辨彼此的襯度。如圖4c所示，在Mg1原子列和兩對Si3原子列處發(fā)現(xiàn)的較亮襯度表明這些原子列含有Cu。

圖5為采用3DAP技術測量的合金樣品時效8 h后的原子三維分布圖。如圖5所示，Mg，Si和Cu溶質(zhì)原子偏聚成細小的原子團簇和較大的針狀析出相。在析出相芯部用直徑為1.5 nm，長為7 nm的圓柱體對5個β″析出相的化學成分進行細致分析，得到其平均成分為28.6% Al，38.7% Mg，26.5% Si和5.17% Cu(原子百分數(shù))?；谝陨辖Y果，總結得出Cu主要占據(jù)β″相單胞中每對相鄰Si3原子列中的一列原子，并在另一列Si3原子以及Mg1原子列中有較少比例的占據(jù)，同時Al和Cu共同占據(jù)這些原子列，而且Al對其他Mg,Si原子列也有很小比例的占據(jù)。

圖4 6111合金樣品在175 ℃分別時效8 h和22 h后析出的β″相的傅立葉過濾HAADF-STEM 圖像，Z=[001]Al：(a)時效8 h,(b)時效22 h；(c)由(b)中的傅立葉濾波 HAADF-STEM圖建立的含Cu的β″析出相的原子模型Fig.4 Fourier-filtered HAADF-STEM images of β″precipitates in the samples aged at 175 ℃ for 8 h (a) and 22 h (b), respectively, Z= [001]Al; (c) The atomic model of the Cu-containing β″precipitate constructed from the Fourier-filtered HAADF-STEM image in(b)

圖5 合金在175 ℃時效8 h后去除基體中溶質(zhì)原子后得到的溶質(zhì)原子聚集體的三維Mg,Si 和 Cu 原子圖(由3DAP 測得)，晶帶軸接近于[001]AlFig.5 3-D Mg, Si and Cu atom maps of solute-enriched features (obtained by 3DAP) after removing solutes in the matrix of the alloy aged at 175 ℃ for 8 h, zone axis is close to [001]Al

3.2 Cu添加對7000系鋁合金微結構的影響

3.2.1 Cu對7000系鋁合金析出序列的影響

Cu對7000系Al-Mg-Zn合金時效析出序列的影響與其在合金中的含量有關。研究發(fā)現(xiàn)，少量Cu添加不會改變7000系鋁合金的析出序列。但是Cu可以使Al-Mg-Zn合金時效初期的GP區(qū)加速轉(zhuǎn)變成η′相，同時減緩η′亞穩(wěn)相轉(zhuǎn)變成η平衡相，從而增加了合金時效初期的硬度[40-42]。Mondolfo[43]和Marlaud等人[44]研究發(fā)現(xiàn)，合金中Cu含量在2.5%(質(zhì)量分數(shù))以下時，Cu溶解在η′相和η相中，從而合金時效析出序列不發(fā)生改變，同時，Mondolfo[43]發(fā)現(xiàn)當Cu含量高于2.5%(質(zhì)量分數(shù))時，Cu傾向于形成S(Al2CuMg)析出相而非溶解于Al基體或η相中。

最近，F(xiàn)ang等人[45]結合TEM/HRTEM分析與SAED模擬，研究了4種不同Cu含量的7000系鋁合金(合金成分見表1)的時效析出行為，并詳細探討了Cu添加對Al-Mg-Zn合金時效過程微結構的影響。如圖6所示，C2合金在140 ℃時效5 760 min后析出η前驅(qū)體[19](a=0.44 nm,c=0.938 nm)，這種析出相被認為是η′相在轉(zhuǎn)變成η相過程中的過渡相。C3合金在140 ℃時效5 760 min后同樣析出了η前驅(qū)體相，而Cu含量很低的NC合金中沒有檢測到η前驅(qū)體相。這說明Cu的添加會促使η前驅(qū)體在基體中形成，并延長整個時效過程從而導致向穩(wěn)定相的轉(zhuǎn)變被推遲。含Cu的Al-Mg-Zn-Cu合金的析出序列變?yōu)椋哼^飽和固溶體→GP區(qū)→η′→η前驅(qū)體→η。該研究還發(fā)現(xiàn)，合金的硬度在Cu含量小于3%(質(zhì)量分數(shù))時，隨Cu含量的上升而提高，而當Cu含量達到4%(質(zhì)量分數(shù))時，合金內(nèi)部顯微組織會發(fā)生變化從而降低其硬度。同時， Cu的添加有利于GP-II區(qū)的形核，從而加速早期時效過程并提高淬火后的硬度，而這種作用隨Cu含量的上升而增強。一定量的Cu的添加(<3%)(質(zhì)量分數(shù))可以加速GP-II區(qū)向η′相的轉(zhuǎn)變并提高η′相的析出密度，而過量的Cu則會削弱這種作用，如圖7所示。

圖6 C2合金經(jīng)140 ℃處理5 760 min后的析出相形貌及結構，Z=[112]Al：(a)TEM明場像，(b)SAED斑點圖，(c)η 前驅(qū)體的HRTEM圖像，(d)圖(c)中方框區(qū)域的放大圖Fig.6 Crystallographic features of the precipitates in alloy C2 after aged for 5 760 min at 140 ℃， Z=[112]Al： a TEM image(a), SAED pattern(b), a HRTEM image of η precursor(c) and enlarged portion of the box in (c)(d)

Alloy no.ZnMgCuAlNC6.752.780.01Bal.C26.712.772.04Bal.C36.752.802.98Bal.C46.872.893.92Bal.

3.2.2 Cu對7000系鋁合金η平衡相的影響

η平衡相是7000系Al-Mg-Zn合金時效過程中的重要析出相，其成分一般認為是MgZn2，晶胞中有12個原子(4個Mg原子和8個Zn原子)，如圖8所示。Al-Mg-Zn-Cu合金中η相的化學成分一直存在爭議。Marlaud等人[44]最近運用APT技術結合異常小角度X光散射(ASAXS)研究了3種不同成分的Al-Zn-Mg-Cu合金析出相的成分。結果表明：合金時效析出的平衡相η中含有一定量的Cu和Al，同時，隨著合金中Cu含量的增加和時效溫度的升高，合金析出相中Cu的含量也相對增加，這與Cu原子在Al基體中的的擴散速率遠小于Mg和Zn有關。

圖7 Al-Mg-Zn(-Cu)合金時效過程中微結構演變示意圖Fig.7 Schematic of microstructural evolutions during aging process of four Al-Mg-Zn(-Cu) alloys

圖8 η相晶胞原子占位示意圖Fig. 8 The atomic model of η phase with denotations of atomic sites

Fang等人[46]在此研究的基礎上，結合HAADF-STEM圖像分析、第一性原理計算和SAED斑點模擬等方法研究了過時效態(tài)Al-Zn-Mg-Cu合金中Cu和Al元素對η相(MgZn2)晶體結構和成分的影響。圖9a為該合金的低倍球差矯正HAADF-STEM圖像，圖中彌散分布的原子團簇(箭頭標出)的襯度主要由Cu和Zn兩原子造成，其Z值遠高于Al和Mg原子。圖9b是合金基體的能譜分析(EDS)結果，可以看出基體中除Al元素外僅含有少量Cu元素，而無Mg和Zn。而析出相中富Zn，Mg，Cu，如圖9c所示，其比率為Zn：Mg：Cu≈4：4：3。值得注意的是析出相中含有9%的Al元素。由此可見，η相(MgZn2)中部分Zn原子被Cu和Al取代，其化學式為Mg4Zn4Cu3Al。

為了進一步確認η相中原子的占位，F(xiàn)ang等人[46]采用第一性原理計算方法以一個晶胞(Mg4Zn8模型，共12個原子)為單位，計算了不同原子占位時的η相形成焓，如圖10所示。圖10a為只考慮Cu原子取代Zn或者Mg原子時η的形成焓，而圖10b為考慮了只有Al或者Al和Cu一起取代Zn或者Mg原子時的形成焓。結果表明：Cu原子占據(jù)Zn原子位置，導致η相形成焓降低，成分Zn4Cu4Mg4處形成焓最低，而Cu完全取代Zn后形成焓增高；同時，Al原子和Cu原子同時取代Zn原子時，η相形成焓降低，成分Al2Cu6Mg4處形成焓最低。由此可知，η相中部分Zn原子被Cu原子和Al原子替代的實驗結論是正確的。該研究還發(fā)現(xiàn)Al-Zn-Mg-Cu合金中η相的晶體結構與Al-Mg-Zn合金中的相同，但由于Cu，Al原子對Zn原子的替代，其SAED譜中的系統(tǒng)消光規(guī)律有所不同。

圖9 過時效態(tài)Al-Mg-Zn-Cu合金中η相的化學成分分析：(a)該合金的低倍球差矯正HAADF-STEM圖像，(b)基體的能譜分析(EDS)結果，(c)η相的能譜分析結果Fig.9 The determination of the composition of the η phase in over-aged Al-Mg-Zn-Cu alloy： (a) a low magnification aberration-corrected HAADF-STEM image, (b)and (c) are the measured EDS results of the matrix and the η phase, respectively

圖10 第一性原理計算方法計算的Al-Cu-Mg-Zn合金中各種原子占位的η相的形成焓：(a)僅用Cu原子取代Mg和Zn原子，(b)僅用Al原子或者Al和Cu原子一起取代Mg和Zn原子Fig.10 Calculated fully relaxed enthalpies of formation by first-principles calculation method for various η compounds as a function of the Mg/(Mg+Zn) fraction: (a) the Mg and Zn atoms were substituted only by Cu atoms and (b) the Mg and Zn atoms were substituted only by Al atoms or Al and Cu atoms together

4 結 語

近年來，TEM/HRTEM等分析檢測技術在研究6000系和7000系鋁合金的微結構方面發(fā)揮了巨大作用。隨著表征析出相原子序數(shù)的HAADF-STEM技術和精確測定析出相元素分布的3DAP技術的不斷完善，定量分析納米級析出相的原子結構、元素分布等越來越受到重視。同時，選區(qū)電子衍射斑點模擬方法的應用可以顯著提高衍射斑點標定的準確性和效率；采用第一性原理計算由不同原子占位造成的晶胞能量差別來合理預測并驗證析出相原子占位的方法也得到廣泛應用?；谶@些檢測技術的諸多研究表明：Cu添加可在析出序列、析出速率及析出相結構等方面顯著影響6000系Al-Mg-Si合金和7000系Al-Mg-Zn合金的時效微結構演變過程。

除了對鋁合金時效過程中微結構演變的實驗研究外，以熱力學、動力學為基礎來設計材料的計算材料方法對鋁合金研發(fā)也具有重要指導意義。基于熱力學數(shù)據(jù)庫的CALPHAD(CALculation of PHAse Diagrams)等方法已成為材料設計的重要組成部分。通過熱力學、動力學計算及相場模擬等計算方法，并結合關鍵實驗驗證，能大大促進材料研究的發(fā)展并縮短新材料設計的周期，這應是以后的主要研究方向。

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