楊淑晟，劉吉梓, 2，王雙寶，夏申琳，劉路，陳江華, 2

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不同商用熱處理工藝對(duì)Al-5.10Cu-0.65Mg合金性能的影響及其強(qiáng)化機(jī)理

楊淑晟1，劉吉梓1, 2，王雙寶1，夏申琳1，劉路1，陳江華1, 2

(1.湖南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南長(zhǎng)沙，410082；2.湖南大學(xué)湖南省噴射沉積重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南長(zhǎng)沙，410082)

采用多種性能表征技術(shù)系統(tǒng)研究各種商用熱處理制度對(duì)合金性能的影響，結(jié)合背散射電子衍射(EBSD)技術(shù)及透射電鏡顯微學(xué)(TEM)技術(shù)系統(tǒng)研究不同熱處理?xiàng)l件下的合金強(qiáng)化機(jī)制。研究結(jié)果表明：T6工藝處理的合金具有高強(qiáng)度和良好的抗腐蝕性能，但合金的延展性較差；T3工藝處理的合金具有較高的強(qiáng)度和優(yōu)異的延展性，但合金的抗腐蝕性能較差；T8工藝處理的合金具有良好的抗腐蝕性能和優(yōu)異的延展性，但合金的強(qiáng)度下降7%~14%。T6處理工藝的主要強(qiáng)化機(jī)制為析出強(qiáng)化，主要的強(qiáng)化相有θ系列相和S相；T3處理工藝的主要強(qiáng)化機(jī)制為加工硬化和析出強(qiáng)化，主要強(qiáng)化相為GPI區(qū)；T8工藝的主要強(qiáng)化機(jī)制為析出強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化和部分的加工硬化，主要強(qiáng)化相種類取決于預(yù)變形形變量。

Al-Cu-Mg合金；析出相；時(shí)效；背散射電子衍射；電子顯微學(xué)技術(shù)

2系A(chǔ)l-Cu-Mg合金具有強(qiáng)度高、密度小、加工成形性及耐熱性好等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于飛機(jī)結(jié)構(gòu)件。這些熱處理可強(qiáng)化的合金，在時(shí)效過程中會(huì)形成大量的析出強(qiáng)化相，可有效地阻礙變形過程中的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而增強(qiáng)基體的性能[1]。目前，Al-Cu-Mg合金商業(yè)應(yīng)用的熱處理工藝主要有T3，T4，T6和T8[2]。T3熱處理工藝為固溶淬火，冷加工后自然時(shí)效至基本穩(wěn)定[3]；T4熱處理工藝為固溶淬火后自然時(shí)效至基本穩(wěn)定[4]；T6熱處理工藝為固溶淬火后進(jìn)行人工時(shí)效[5]；T8熱處理工藝為固溶淬火，冷加工后進(jìn)行人工時(shí)效[6]。T3和T8這2種熱處理工藝可以對(duì)變形的產(chǎn)品進(jìn)行矯直，不僅可以提高產(chǎn)品精度，還可以起到釋放內(nèi)應(yīng)力的作 用[7]。與T4和T6相比，T3和T8這種預(yù)變形處理必定會(huì)導(dǎo)致合金性能發(fā)生相應(yīng)的變化。目前，文獻(xiàn)中還沒有對(duì)以上商用工藝進(jìn)行系統(tǒng)比較，通常都是對(duì)某單一的工藝進(jìn)行研究。只是認(rèn)為冷加工會(huì)顯著改變合金的微觀組織(如晶粒形狀和位錯(cuò)數(shù)量)，產(chǎn)生加工硬化[8]，此外，引進(jìn)的位錯(cuò)更易成為形核點(diǎn)，促進(jìn)相的析出從而提高合金強(qiáng)度[9]。形變熱處理工藝(主要指冷變形后的時(shí)效熱處理)結(jié)合材料的形變強(qiáng)化與熱處理析出強(qiáng)化，最終共同影響材料的性能。其中的影響較復(fù)雜，為了解釋兩者對(duì)性能影響的本質(zhì)，部分學(xué)者對(duì)該體系下的不同合金進(jìn)行研究并得到一定結(jié)果[10?14]，也有人得出的結(jié)論互相矛盾。一些公司有自己的標(biāo)準(zhǔn)，如東北輕合金有限公司發(fā)現(xiàn)2011?T3鋁合金棒材的變形只有達(dá)到6%以上時(shí)，其力學(xué)性能指標(biāo)才能達(dá)到要求，而2011?T8鋁合金棒材的預(yù)變形量為6%~10%時(shí)材料綜合性能更好。由以上研究可以看出，預(yù)變形的形變量及時(shí)效溫度對(duì)2系合金的性能與結(jié)構(gòu)確實(shí)產(chǎn)生很大的影響，但由于每個(gè)研究都是獨(dú)立的，并沒有形成系統(tǒng)的對(duì)比和一致的結(jié)論。為此，本文作者針對(duì)Al-5.10Cu- 0.65Mg合金，研究各種商業(yè)化的熱處理工藝對(duì)該合金性能的影響，并利用先進(jìn)的背散射電子衍射技術(shù)和透射電子顯微學(xué)技術(shù)研究不同處理工藝下合金的強(qiáng)化機(jī)制，以便對(duì)合金性能進(jìn)行合理解釋。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)采用自制熔煉的Al-Cu-Mg合金，化學(xué)成分如表1所示，將鑄錠切割成長(zhǎng)×寬×高為100 mm×100 mm×20 mm的板塊，然后在溫度為505 ℃的條件下將其均勻化24 h(即工藝505 ℃/24 h)，熱軋前先將樣品在450 ℃保溫90 min后逐級(jí)熱軋至5 mm，空冷至室溫后再冷軋至2 mm。固溶處理?xiàng)l件為520 ℃/2 h，水淬，然后分別進(jìn)行形變量為0，2%，4%和6%的預(yù)拉伸變形，如圖1(a)所示。將形變量不同的樣品再進(jìn)行自然時(shí)效和人工時(shí)效處理，即進(jìn)行T3(RT 20℃，預(yù)變形)，T4(RT 20 ℃)，T6(180 ℃)和T8(120 ℃，預(yù)變形)熱處理，其工藝路線如圖1(b)所示。樣品的室溫力學(xué)性能測(cè)試采用美國(guó)Instron336電子力學(xué)試驗(yàn)機(jī)，其測(cè)試速度為3.00 mm/min。硬度測(cè)試選用HXD?1000T型維氏硬度計(jì)，加載力為4.9 N，加載時(shí)間為15 s，每種狀態(tài)樣品的維氏硬度由7個(gè)不同部位硬度去掉最高和最低值后取平均值而得。抗腐蝕性能采用極化曲線法表征，將樣品進(jìn)行拋光處理后，用環(huán)氧樹脂膠將非工作面密封絕緣，然后浸泡于質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.5%的NaCl溶液中進(jìn)行電化學(xué)腐蝕。背散射電子衍射(EBSD)測(cè)試樣品經(jīng)過粗磨、細(xì)磨、機(jī)械拋光及電解拋光處理，其中電解拋光條件如下：電壓為15 V，時(shí)間為30 s，溫度為?20 ℃。用FEI?Quanta 200 SEM中裝配的EBSD附件對(duì)樣品進(jìn)行觀察，獲得晶粒組織粒度圖。選擇相對(duì)應(yīng)的熱處理樣品進(jìn)行TEM觀察。TEM樣品的制備過程為：先將樣品機(jī)械研磨至粒度為100 μm后沖孔，再細(xì)磨至70 μm，最后用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為25%硝酸+75%甲醇混合溶液在?20 ℃/20 V的條件下進(jìn)行電解雙噴。透射電鏡(TEM)觀察前，所有樣品在Fishione等離子清洗儀中清洗，然后在FEI?Tecnai F20透射電鏡中觀察形貌。高角環(huán)形暗場(chǎng)掃描透射電鏡(HAADF?STEM)觀察的電鏡參數(shù)如下：加速電壓為200 keV，電子束半?yún)R聚角為10 mrad，高角環(huán)形探頭收集內(nèi)半角為36 mrad，束斑直徑為0.20 nm。

表1 實(shí)驗(yàn)樣品的合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

(a) 預(yù)拉伸變形；(b) 熱處理

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 常規(guī)T6處理(180℃)

Al-Cu-Mg合金作為可時(shí)效強(qiáng)化的商業(yè)合金，工業(yè)化生產(chǎn)常規(guī)采用的T6時(shí)效溫度為180 ℃。圖2(a)所示為Al-5.10Cu-0.65Mg合金在180 ℃時(shí)效處理不同時(shí)間所測(cè)的硬度曲線。從圖2(a)可以看出：該合金的時(shí)效硬化行為經(jīng)歷了3個(gè)典型的時(shí)效階段，即欠時(shí)效階段(硬度快速上升區(qū))、峰值時(shí)效階段(峰值硬度平臺(tái)區(qū))以及過時(shí)效階段(硬度緩慢下降區(qū))。但與傳統(tǒng)的時(shí)效硬化曲線不同的是，該合金的峰值時(shí)效階段經(jīng)歷了3次硬度峰值，分別為早期階段硬度峰(9 h，為152)、第2階段硬度峰(27 h，為150)和第3階段硬度峰(40 h，為150)，相鄰峰值之間存在峰谷，即瞬時(shí)軟化區(qū)。每個(gè)硬度峰值條件下合金的拉伸性能如表2所示。由表2可見：第1個(gè)硬度峰值狀態(tài)對(duì)應(yīng)合金的最佳延伸率為16%，第2個(gè)硬度峰值狀態(tài)對(duì)應(yīng)合金的最佳屈服強(qiáng)度為389 MPa，而在第3個(gè)硬度峰值狀態(tài)合金的拉伸性能均不如前2個(gè)峰值的時(shí)效狀態(tài)的拉伸性能。

(a) 時(shí)效硬化曲線；(b) 第1個(gè)峰值時(shí)效的試樣形貌；(c)第2個(gè)峰值時(shí)效的試樣形貌；(d) 第3個(gè)峰值時(shí)效的試樣形貌

表2 180 ℃下不同時(shí)效峰值對(duì)應(yīng)的合金力學(xué)性能

為了進(jìn)一步說明各時(shí)效峰值狀態(tài)下合金的強(qiáng)化機(jī)制，利用透射電鏡的HAADF?STEM模式對(duì)每個(gè)峰值時(shí)效試樣進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖2(b)~(d)所示。由圖2(b)~(d)可見：在第1個(gè)時(shí)效峰值狀態(tài)下，合金中的主要強(qiáng)化相為GPI和GPII區(qū)，也有部分的θ″相及S相；由如圖2(c)可見：在第2個(gè)時(shí)效峰值狀態(tài)下，合金中的主要強(qiáng)化相為θ″相和S相；在第3個(gè)時(shí)效峰值狀態(tài)下，析出相主要以穩(wěn)定的θ'相和S相為主。因此，該合金中含有2條析出相演化序列，分別為GPI區(qū)、GPII區(qū)、θ″相和θ′相[15?17]，GPS區(qū)至S相[18]。而得第1個(gè)峰谷是由于部分的GPI和GPII區(qū)溶解，同時(shí)，另一部分GPI和GPII區(qū)進(jìn)化為數(shù)量更多、直徑更大的θ″相促使硬度上升形成第2個(gè)峰值。第2個(gè)峰谷是部分θ″相溶解所致，同時(shí)形成數(shù)量更多、直徑更大的θ'相促使硬度上升形成第3個(gè)峰值。通過形貌和取向可以很好地區(qū)分θ'系列相與S系列相。θ'系列相析出的慣習(xí)面為{001}Al，與基體的取向關(guān)系為：(001)θ′//(001)Al，[100]θ′//[100]Al[17]，在形貌上表現(xiàn)為平直的片狀。而S相析出的慣習(xí)面為{012}Al，與基體的取向關(guān)系為：[100]S//[100]Al，{001}S//{012}Al[17]，在形貌上表現(xiàn)為點(diǎn)狀或者zigzag的生長(zhǎng)方式。對(duì)于同一類析出相的判定主要依靠高分辨圖像。

2.2 低溫時(shí)效與預(yù)變形低溫時(shí)效

2.2.1 硬度曲線

圖3所示為低溫時(shí)效及預(yù)變形低溫時(shí)效合金在時(shí)效過程中硬度隨時(shí)間變化的曲線。其中，圖3(a)所示為合金固溶后直接自然時(shí)效(T4)或固溶后經(jīng)過一定量形變的預(yù)拉伸處理后再進(jìn)行自然時(shí)效(T3)的硬度曲線。從圖3(a)可以看出：T3處理的試樣比T4處理的試樣具有更高的硬度。T4工藝處理的試樣硬度隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)緩慢上升，在36 h到達(dá)硬度峰值平臺(tái)，此時(shí)的硬度為123，遠(yuǎn)低于180℃的T6處理態(tài)的硬度峰值152。但經(jīng)過預(yù)變形處理后，由于時(shí)效前引入了加工硬化，硬度曲線的起點(diǎn)也遠(yuǎn)高于T4處理的峰值硬度，但在后續(xù)的自然時(shí)效過程中，硬度上升趨勢(shì)并不明顯。經(jīng)對(duì)比發(fā)現(xiàn)：預(yù)拉伸形變量越大，試樣在時(shí)效過程中的硬度峰值越高。經(jīng)過6%形變量的預(yù)拉伸試樣，在自然放置9 h后達(dá)硬度峰值143，與180℃的T6處理態(tài)的硬度峰值相接近。

圖3(b)所示為合金固溶后直接進(jìn)行120℃人工時(shí)效(低溫人工時(shí)效)或固溶后經(jīng)過一定量形變的預(yù)拉伸處理后再進(jìn)行120 ℃人工時(shí)效(T8)的硬度曲線。在相同的預(yù)變形量下，圖3(b)中的硬度曲線與圖3(a)中的硬度曲線具有相同的變化趨勢(shì)和類似的硬度峰值(如表3所示)。由圖3(b)可以看出：T8工藝處理的試樣的硬度均高于120 ℃直接低溫時(shí)效的試樣硬度，其中經(jīng)過6%形變量的預(yù)拉伸試樣，在120 ℃人工時(shí)效9 h后達(dá)到硬度峰值為143，接近180 ℃的T6處理態(tài)的硬度峰值，而且與6%?T3處理的試樣具有同樣的硬度峰值。

(a) 合金固溶處理后直接進(jìn)行自然時(shí)效或經(jīng)過一定量的形變后再進(jìn)行自然時(shí)效；(b) 合金固溶處理后直接進(jìn)行120℃時(shí)效或經(jīng)過一定量的形變后再進(jìn)行120 ℃時(shí)效

表3 不同熱處理狀態(tài)下合金峰值維氏硬度

2.2.2 拉伸性能

表4所示為不同處理工藝下合金的拉伸性能數(shù)據(jù)。由表4可以看出：預(yù)拉伸對(duì)提高合金的抗拉強(qiáng)度影響不大，但顯然提高了合金的屈服強(qiáng)度，并且保持較高的延伸率。無論是人工時(shí)效還是自然時(shí)效，形變量為4%的預(yù)拉伸處理可以獲得最高的延伸率23%，將形變量增至6%，盡管可以提高20~30 MPa的屈服強(qiáng)度，但合金的延伸率下降5%~6%。在同樣的預(yù)處理?xiàng)l件下，自然時(shí)效合金的拉伸性能優(yōu)于120℃人工時(shí)效。與T6時(shí)效態(tài)(表2)相比，在保證相同屈服強(qiáng)度的前提下，T3(6%+RT/9h)工藝處理的合金具有更高的延伸率。

表4 不同熱處理狀態(tài)合金的力學(xué)性能

2.2.3 腐蝕性能

表5所示為不同處理工藝下合金的電化學(xué)腐蝕性能。根據(jù)極化曲線中的自腐蝕電位和自腐蝕電流密度可以推測(cè)出各狀態(tài)下合金的抗點(diǎn)蝕能力。合金的自腐蝕電位越負(fù)，越容易發(fā)生腐蝕；腐蝕電流密度越大，腐蝕速率越大[19]。由表5可見：自然時(shí)效下合金的自腐蝕電位普遍比低溫時(shí)效試樣的低，均在?592 mV以下，同時(shí)自腐蝕電流密度也高于低溫時(shí)效處理的樣品的電流，都大于8 nA/cm2。

表5 不同熱處理狀態(tài)合金的電化學(xué)腐蝕

T8工藝與T6工藝相比，其腐蝕傾向性有所降低，但腐蝕速率升高。自然時(shí)效處理的合金經(jīng)預(yù)變形處理后更容易發(fā)生腐蝕。但形變量越大，合金越不容易發(fā)生腐蝕，腐蝕速率也降低；低溫時(shí)效處理的合金，形變預(yù)處理可以部分減小合金發(fā)生腐蝕的傾向性，但提高了合金的腐蝕速率。隨著形變量增加，合金發(fā)生腐蝕的傾向性越明顯，但腐蝕速率有所降低。結(jié)合前面的力學(xué)性能分析可知，T8工藝盡管降低了合金的屈服強(qiáng)度，但具有更好的延展性和良好的抗腐蝕能力。

3 討論與分析

3.1 背散射電子衍射圖像分析(EBSD)

為了解合金性能變化的根本原因，首先從宏觀尺度上分析不同狀態(tài)合金樣品中晶粒形貌及粒徑的變化情況。圖4所示為不同處理狀態(tài)下合金的晶粒形貌圖及相應(yīng)的晶粒粒徑定量分析結(jié)果。圖4(a)~(c)所示為合金預(yù)變形分別為0，4%和6%的合金在自然時(shí)效峰值條件下的晶粒形貌圖及其粒徑定量分析結(jié)果。從圖4(a)~(c)可以看出：沒有經(jīng)過預(yù)變形的合金晶粒為等軸狀，經(jīng)過預(yù)變形的合金晶粒呈現(xiàn)沿軋制方向拉長(zhǎng)的趨勢(shì)。從定量分析結(jié)果看，隨著預(yù)變形量的增加，晶粒細(xì)化效果并不明顯，但合金中保留了加工硬化效果，因此，T3工藝處理的合金比T4處理的合金具有更高的強(qiáng)度。但隨著形變量的增加，加工硬化效果更加顯著，合金在預(yù)變形量由4%變?yōu)?%時(shí)，合金的延伸率下降。圖4(d)~(f)所示為合金預(yù)變形的變形量分別為0，4%和6%的合金在120℃時(shí)效峰值下的晶粒形貌圖及其粒徑定量分析結(jié)果。從圖4(d)~(f)可以看出：無論合金是否經(jīng)過預(yù)變形，合金晶粒的形貌都呈等軸狀，但隨著形變量的增加，晶粒越來越小。合金預(yù)變形后在120℃下發(fā)生了完全回復(fù)再結(jié)晶。T8處理的合金不但有自然時(shí)效強(qiáng)化效果，而且有細(xì)晶強(qiáng)化作用。從強(qiáng)度變化看，細(xì)晶強(qiáng)化可以提高合金的強(qiáng)度，但其效果沒有加工硬化效果明顯，且當(dāng)晶粒細(xì)化到一定程度(6%的預(yù)變形條件下)后，合金的延展性也會(huì)下降。在T3工藝條件下，合金的強(qiáng)度主要來源于自然時(shí)效強(qiáng)化和加工硬化，并且加工硬化效果較明顯，因此，合金的硬度高，但由于加工硬化帶來大量的位錯(cuò)等缺陷，合金的抗腐蝕性能不佳；在T8工藝條件下，合金已經(jīng)完成回復(fù)再結(jié)晶過程，合金的主要強(qiáng)化機(jī)制為自然時(shí)效強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化，細(xì)晶強(qiáng)化效果不如加工硬化效果顯著，因此，合金的強(qiáng)度較低，但由于回復(fù)再結(jié)晶消除了預(yù)變形引入的大量位錯(cuò)等缺陷，合金的抗腐蝕性能有所上升。

處理?xiàng)l件：(a) RT/36 h；(b) 4%的預(yù)變形+RT/9 h；(c) 6%的預(yù)變形+RT/9 h；(d) RT/36 h處理晶粒粒度定量分析； (e) 4%的預(yù)變形+RT/9 h處理晶粒粒度定量分析；(f) 6%的預(yù)變形+RT/9 h處理晶粒粒度定量分析；(g) 120℃/9 h； (h) 4%的預(yù)變形+120℃/9 h；(i) 6%的預(yù)變形+120℃/9 h；(j) 120℃/9 h處理晶粒粒度定量分析； (k) 4%的預(yù)變形+120℃/9 h處理晶粒粒度定量分析；(l) 6%的預(yù)變形+120℃/9 h處理晶粒粒度定量分析

3.2 透射電鏡分析

圖5所示為不同處理工藝條件下合金試樣的透射電鏡明場(chǎng)像。由圖5可以看出：對(duì)于沒有經(jīng)過預(yù)變形處理的試樣(如圖5(a)和圖5(c))，基體內(nèi)存在少量淬火殘余位錯(cuò)，這些位錯(cuò)是在固溶淬火的過程中形成。對(duì)于經(jīng)過變形量為6%預(yù)變形的合金(如圖5(b)和圖5(d))，存在大量的形變位錯(cuò)。在自然時(shí)效過程中，變形引入的位錯(cuò)等缺陷得不到回復(fù)，預(yù)拉伸變形過程中產(chǎn)生的大量位錯(cuò)在滑移面上塞積形成位錯(cuò)墻，或纏繞在T相周圍。盡管合金也經(jīng)歷了形變量為6%的預(yù)變形，但由于后續(xù)120℃人工時(shí)效使合金發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶，可以釋放大量的位錯(cuò)等缺陷，因此，位錯(cuò)密度高于沒有形變預(yù)處理的試樣，但比形變預(yù)處理自然時(shí)效合金試樣的位錯(cuò)密度低得多。這進(jìn)一步說明T3處理工藝獲得的試樣的強(qiáng)度大部分來自加工硬化，而對(duì)于T8處理的試樣，其強(qiáng)度只有少部分來自加工硬化。T3處理試樣抗腐蝕性能差的主要原因是存在高密度位錯(cuò)。T8工藝處理的試樣內(nèi)部位錯(cuò)密度減小，其抗腐蝕性能較好。對(duì)于沒有經(jīng)過預(yù)變形加工處理的T6，T4和120℃/9 h低溫時(shí)效的試樣，內(nèi)部只有少量的淬火殘余位錯(cuò)，因此，低溫時(shí)效試樣的抗腐蝕性均較好。

處理?xiàng)l件：(a) RT/36 h；(b) 6%的預(yù)變形+RT/9 h；(c) 120℃/9 h；(d) 6%的預(yù)變形+120℃/9 h

圖6所示為不同處理工藝下合金晶內(nèi)析出相的HAADF?STEM形貌圖。對(duì)于自然時(shí)效合金（如圖6(a)~(c)所示），無論是否經(jīng)過預(yù)變形處理，其晶內(nèi)析出相均為GPI區(qū)。但經(jīng)過預(yù)變形處理后，析出相的直徑明顯減小。由于GPI區(qū)為單個(gè)Cu原子層，因此，析出相細(xì)化主要體現(xiàn)為Cu原子層直徑的減小。預(yù)變形的形變量越大，析出相的直徑越小。由于溶質(zhì)原子總數(shù)量相同，因此，析出相直徑越小，其數(shù)量密度越大，強(qiáng)化效果越明顯。預(yù)變形處理后合金的強(qiáng)度增加，除了加工硬化的作用外，析出相強(qiáng)化效果增加也是原因之一。預(yù)變形處理是析出相細(xì)化的直接原因。預(yù)變形引入大量均勻分布的位錯(cuò)，這些位錯(cuò)促進(jìn)析出相的形核，形核點(diǎn)越多，析出相數(shù)量越多，體積越小。因此，形變量越大，析出相越小。對(duì)于低溫人工時(shí)效的合金(如圖6(d)~(f)所示)，形變預(yù)處理細(xì)化析出相的規(guī)律同樣存在。但與自然時(shí)效略有不同的是：當(dāng)合金的預(yù)變形量達(dá)到6%時(shí)，合金在人工時(shí)效過程容易形成位錯(cuò)圈，這些位錯(cuò)圈促使析出相的排列不再?gòu)浬ⅲ茄刂诲e(cuò)圈分布，并且此時(shí)析出相體積變大，種類發(fā)生改變，形成大量的GPII區(qū)和θ''相，其強(qiáng)化效果也不如自然時(shí)效明顯。結(jié)合表4和表5可知：自然時(shí)效合金具有細(xì)小而彌散分布的高數(shù)量密度的析出相。這是其強(qiáng)度高于低溫人工時(shí)效合金強(qiáng)度的主要原因之一，但這些彌散的細(xì)小析出相也會(huì)使合金的電阻率上升，電導(dǎo)率下降，合金的抗腐蝕性能下降。

處理?xiàng)l件：(a) RT/36 h；(b) 4%的預(yù)變形+RT/9 h；(c) 6%的預(yù)變形+RT/9 h；(d) 120℃/9 h；(e) 4%的預(yù)變形+120℃/9 h；(f) 6%的預(yù)變形+120℃/9 h

對(duì)比圖2、圖6、表2和表4可以發(fā)現(xiàn)：在高溫時(shí)效T6狀態(tài)下，合金內(nèi)存在大量不同種類的析出相，析出強(qiáng)化是該合金的主要強(qiáng)化機(jī)制。大量析出相的存在盡管使合金具有較高的強(qiáng)度，但易使晶粒變脆，合金的延展性較差，但合金的抗腐蝕性能較佳。對(duì)于T3處理工藝所得合金，析出強(qiáng)化效果不如T6處理所得合金，但加工硬化可以使合金具有與T6態(tài)類似的強(qiáng)度，同時(shí)提高合金的延展性。但由于大量位錯(cuò)的存在，合金的抗腐蝕性能較差。對(duì)T8處理的合金，合金的強(qiáng)度主要來自3個(gè)方面：析出強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化以及部分的加工硬化。此時(shí)，合金的強(qiáng)度低于T6處理的合金強(qiáng)度，但合金具有很好的延展性和抗腐蝕性能。

4 結(jié)論

1) T6工藝處理的合金具有高強(qiáng)度和良好的抗腐蝕性能，但合金的延展性較差；T3工藝處理的合金具有較高的強(qiáng)度和優(yōu)異的延展性，但合金的抗腐蝕性能較差；T8工藝處理的合金具有良好的抗腐蝕性能和優(yōu)異的延展性，但合金的強(qiáng)度下降7%~14%；T4處理的合金具有優(yōu)異的延展性和良好的抗腐蝕性能，但合金強(qiáng)度下降較多。

2) T6處理工藝的主要強(qiáng)化機(jī)制為析出強(qiáng)化；T3處理工藝的主要強(qiáng)化機(jī)制為加工硬化和析出強(qiáng)化；T8工藝的主要強(qiáng)化機(jī)制為析出強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化和部分的加工硬化。

3) 在T6工藝條件下，合金的主要強(qiáng)化相種類繁多，尤以θ系列相和S相為主；而在T3，T4和T8工藝條件下，合金的主要強(qiáng)化相為GPI區(qū)。且借助于預(yù)變形引入的位錯(cuò)，析出相粒度可以得到顯著細(xì)化，數(shù)量密度增加。

4) 強(qiáng)化機(jī)制決定了合金各種性能之間的矛盾，因此，在工程應(yīng)用上，應(yīng)根據(jù)合金主要的使用性能制定熱處理工藝。

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Properties of Al-5.10Cu-0.65Mg alloy treated by different commercial heat treatment techniques and their corresponding strengthening mechanisms

YANG Shusheng1, LIU Jizi1, 2, WANG Shuangbao1, XIA Shenling1, LIU Lu1, CHEN Jianghua1, 2

(1. School of Materials Science & Engineering, Hunan University, Changsha 410082, China;2. Key Laboratory for Spray Deposition Technology and Application of Hunan Province,Hunan University, Changsha 410082, China)

The properties of Al-5.10Cu-0.65Mg alloy treated by commercial heat treatment processes were characterized using a variety of technology systems, and their corresponding strengthening mechanisms were studied by electron back-scattered diffraction (EBSD) and transmission electron microscopy (TEM). The results show that the T6 treated alloys have high strength and good corrosion resistance with poor ductility; the T3 treated alloys have high strength and good ductility with poor corrosion resistance; the T8 treated alloys have good corrosion resistance and ductility, but their strengths are reduced by 7%?14%. The strengthening mechanism of T6 treated samples is mainly the precipitation strength, with the main strengthening phase of the θ-series and S precipitates; the strengthening mechanism of T3 treated samples is work hardening and precipitation strengthing, with the main strengthening phase of the GPI zones; the strengthening mechanism of T8 treated samples is mostly precipitation strength, grain boundary and part of work hardening, and the main strengthening phase depends on the deformation level of pre deformation.

Al-Cu-Mg alloy; precipitates; ageing; electron back-scattered diffraction; transmission electron microscopy

10.11817/j.issn.1672-7207.2015.10.006

TG146.2

A

1672?7207(2015)10?3594?09

2014?10?09；

2014?12?15

國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展規(guī)劃(973計(jì)劃)項(xiàng)目(2009CB623704)(Project (2009CB623704) supported by the National Basic Research Development Program (973 Program) of China)

王雙寶，博士，從事材料微觀結(jié)構(gòu)的研究；E-mail：nmshuangbaowang@126.com

(編輯 劉錦偉)