顧 靜，田 園，高海燕, 3，王 俊, 3，孫寶德, 3

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Al-Zr-Y合金的時效析出機(jī)制和性能

顧 靜1, 2，田 園1, 2，高海燕1, 2, 3，王 俊1, 2, 3，孫寶德1, 2, 3

(1. 上海交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200240；2. 上海交通大學(xué) 金屬基復(fù)合材料國家重點實驗室，上海 200240；3. 上海市先進(jìn)高溫材料及其精密成形重點實驗室，上海 200240)

采用透射電鏡、掃描電鏡、三維原子探針等手段研究Al-Zr-Y合金的時效析出行為及Y含量對合金性能的影響規(guī)律。結(jié)果表明：Al-Zr-Y合金時效初期首先析出Al3Y相，可能成為Al3Zr時效析出的異質(zhì)核心；長時間時效后，Y有向析出相和基體界面處偏聚的傾向，最終形成無核殼結(jié)構(gòu)的Al3(Zr,Y)復(fù)合析出相；在三元Al-Zr-Y合金中，由于Zr的存在，Y在(Al)中的平衡固溶度大幅度下降，600 ℃下的平衡固溶度從0.13%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))降至0.03%。Y含量較高的Al-0.30Zr-0.08Y在凝固及冷卻過程中，過飽和的Y轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐Ы绶植嫉腁l3Y共晶和晶內(nèi)一次析出微米級Al3Y顆粒，使鋁基體中的有效Y含量較Al-0.30Zr-0.03Y中的降低4倍。Al-0.30Zr-0.03Y合金在時效過程中表現(xiàn)出更高的形核密度、更小的析出相尺寸和更優(yōu)的抗粗化能力，合金的抗再結(jié)晶溫度達(dá)到500 ℃，比Al-0.3Zr和Al-0.30Zr-0.08Y合金的抗再結(jié)晶溫度分別高出125和75 ℃。

Al3(Zr,Y)；析出機(jī)制；形核密度；抗粗化；抗再結(jié)晶

Zr是耐熱鋁合金中理想的合金化元素，立方L12結(jié)構(gòu)Al3Zr析出相在400 ℃下可以保持動力學(xué)穩(wěn)定，保證合金的高溫強(qiáng)度。但是Zr在(Al)基體中的擴(kuò)散速率低，400 ℃下，Zr在Al中的擴(kuò)散速率為1.20×10?20 m2/s，比Al的自擴(kuò)散速率低5個數(shù)量級[1?2]，因此，Al-Zr合金的時效析出過程十分緩慢，且Al3Zr難以充分析出。固溶的Zr對Al-Zr合金電導(dǎo)率的有害影響比析出態(tài)高兩個數(shù)量級，每固溶0.01%Zr(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，對合金電阻率的為0.17×10?18??m(0.99%IACS)，而0.1%Al3Zr對合金電阻率的影響僅為4×10?11??m(約0.023%IACS)[3]。此外，Al-Zr二元合金時效過程中析出的Al3Zr相數(shù)量密度低，晶界附近與枝晶間區(qū)域易形成析出相貧化區(qū)，對合金室溫力學(xué)性能和高溫抗蠕變和抗再結(jié)晶性能不利[4?6]。因此，加速Al3Zr的析出動力學(xué)、促進(jìn)Zr的時效析出、改善Al3Zr析出相的尺寸與分布和減小Al3Zr貧化區(qū)的寬度，成為改善Al-Zr合金性能的關(guān)鍵。添加稀土元素Sc、Yb、Er等是加速Al3Zr析出動力學(xué)的有效途徑[7?12]。FORBORD 等[13?14]使用三維原子探針研究發(fā)現(xiàn)，Al-Sc-Zr合金時效過程中形成了富Sc核心、富Zr外殼的L12結(jié)構(gòu)Al3(Sc1?xZr)三元析出相。PENG等[9]研究認(rèn)為，Al-Zr-Yb合金時效過程析出的L12結(jié)構(gòu)Al3(Zr,Yb)析出相也具有明顯的Al3Yb核心－富Zr外殼結(jié)構(gòu)，且數(shù)量密度明顯高于Al3Zr。文勝平等[15?16]對含Er的Al-4.5Mg-0.7Mn-0.1Zr 合金進(jìn)行均勻化退火后發(fā)現(xiàn)合金中形成了核殼結(jié)構(gòu)的Al3(ZrEr1?x)相，而且Al3(ZrEr1?x)粒子粗化速度明顯減緩。Y是價格最便宜的稀土元素，其價格約為Sc的1%、Yb的5%、Er的1/3。研究表明，近平衡狀態(tài)下的Al3Y相為D019結(jié)構(gòu)[17]，只要快速凝固Al-Y合金在時效過程可形成亞穩(wěn)L12結(jié)構(gòu)的Al3Y[18]，因此通常認(rèn)為，普通熔鑄Al-Zr-Y合金時效不可能析出L12結(jié)構(gòu)Al3Y相作為L12結(jié)構(gòu)Al3Zr的異質(zhì)核心。但項目組的前期研究發(fā) 現(xiàn)[19?20]，Al-Zr-Y合金時效過程中析出了L12結(jié)構(gòu)Al3(Zr,Y)，Y明顯縮短形核孕育期，增大析出相的形核密度，加入0.08%Y后晶界附近的析出相貧化區(qū)從10~20 μm降低到6~12 μm，同時，合金的抗再結(jié)晶溫度提高50 ℃，但當(dāng)Y含量達(dá)到0.16%，抗再結(jié)晶溫度反而降低25 ℃。本文作者擬應(yīng)用三維原子探針技術(shù)，研究時效析出過程中的基體和析出相的顯微組織結(jié)構(gòu)和原子分布特點，揭示Al-Zr-Y合金析出相形成機(jī)理及演變規(guī)律，分析Y元素含量對合金性能的影響，為高性能耐熱Al-Zr-Y合金的研發(fā)提供理論基礎(chǔ)。

1 實驗

實驗原料為99.99%高純鋁(質(zhì)量分?jǐn)?shù))、Al-4.6%Zr、及Al-11%Y中間合金。將實驗原料按照一定配比置于氧化鋁坩堝中，在750 ℃進(jìn)行熔煉，經(jīng)機(jī)械攪拌后澆鑄到石墨模具中，獲得二元Al-0.30Zr合金，三元Al-0.30Zr-0.03Y和Al-0.30Zr-0.08Y合金鑄錠(后文中無特別說明情況下，所有合金以質(zhì)量分?jǐn)?shù)(%)表示)。采用電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜法(ICP-AES)測量合金的成分，實測Zr含量比名義成分略低，其結(jié)果如表1所列。待鑄錠冷卻至室溫后，對其進(jìn)行等溫時效處理。等溫時效在400 ℃下進(jìn)行至750 h。對時效合金進(jìn)行顯微硬度和電導(dǎo)率測量。顯微硬度測量采用HXD?1000型顯微硬度儀，載荷2 N，加載時間為10 s，每個樣品測量10次，取其平均值作為測量值。采用FD?102型渦流導(dǎo)電儀在室溫下進(jìn)行電導(dǎo)率測量，儀器分辨率為0.01%(IACS)，每個樣品至少測量5次，取其平均值作為測量值。為了研究Al-Zr-Y三元合金中Y在鋁中的固溶度，在Al-0.25%Zr合金中通過改變添加Y的含量獲得不同濃度的合金。在600 ℃下固溶處理50 h，通過測其電阻率獲得給定Zr含量下Y在Al中的固溶度。為了研究合金元素Y對合金再結(jié)晶溫度的影響，對鑄態(tài)合金在450 ℃等溫時效處理50 h后進(jìn)行冷軋，變形率為82%，然后在150~600 ℃范圍內(nèi)退火1 h，溫度間隔為25 ℃，將硬度下降50%所對應(yīng)的溫度定義為再結(jié)晶溫度。將鑄態(tài)樣品進(jìn)行機(jī)械拋光和電解拋光，電解液為5%高氯酸+95%甲醇(體積分?jǐn)?shù))，采用日產(chǎn)JSM?6300型掃描電鏡(SEM)在背散射成像模式下觀察鑄態(tài)合金中的初生相及析出相分布，工作電壓為10 kV。使用JEM?2100F型透射電鏡(TEM)分析合金中第二相的形貌、大小與分布，工作電壓為200 kV。透射電鏡樣品的制備方法為：將合金樣品手工研磨至厚度約為80 μm，沖裁成直徑3 mm的樣品，使用電解雙噴減薄至穿孔。電解雙噴采用的電解液為30%硝酸+70%甲醇(體積分?jǐn)?shù))溶液，工作電壓為12 V，溫度保持在?30 ℃左右。用軟件Image pro測量析出相半徑和數(shù)量密度，每個狀態(tài)至少測量60個析出相取其平均值作為測量值，每個樣品取6個隨機(jī)視場進(jìn)行析出相數(shù)量密度的統(tǒng)計。使用三維原子探針對針尖半徑小于100 nm的試樣采集實驗數(shù)據(jù)，樣品分析室的真空度＜1×10?8Pa，樣品溫度約為20 K，脈沖電壓頻率為200 kHz，脈沖分?jǐn)?shù)為20%。原子探針樣品制備方法如下：先將樣品進(jìn)行線切割成直徑約為0.5 mm，長度約為15 mm的針狀試樣，然后經(jīng)過兩步電解拋光最終制成針尖半徑小于100 nm的試 樣[21]。采用CAMECA公司開發(fā)的IVASTM3.6.2軟件對不同元素原子在空間中的分布進(jìn)行重構(gòu)和實驗數(shù)據(jù)分析。

表1 合金樣品的化學(xué)成分

2 結(jié)果與分析

2.1 Al-Zr-Y合金的時效析出特性

圖1(a)和(b)所示分別為Al-0.30Zr、Al-0.30Zr- 0.03Y和Al-0.30Zr-0.08Y合金400 ℃等溫時效至750 h所獲得的硬度和電導(dǎo)率變化規(guī)律。Al-0.3Zr-0.03Y的鑄態(tài)硬度比Al-0.3Zr和Al-0.3Zr-0.08Y的分別降低 1 HV和2 HV。鑄態(tài)Al-0.3Zr和Al-0.3Zr-0.08Y的電導(dǎo)率基本一致，比Al-0.3Zr-0.03Y的低1.5%(IACS)。加入合金元素Y后，時效析出孕育期從50 h縮短到 5 h，峰值硬度提高約4 HV，達(dá)到硬度峰值的時間也縮短，Al-0.30Zr-0.03Y、Al-0.30Zr-0.08Y和Al-0.30Zr達(dá)到硬度峰值的時間分別為50、300和500 h。合金電導(dǎo)率的變化曲線表明，經(jīng)400 ℃時效5 h之后，三元合金電導(dǎo)率開始快速上升，而Al-0.30Zr合金在時效50 h之后電導(dǎo)率才開始增長，說明添加少量元素Y促進(jìn)了固溶Zr的析出，提高了合金的峰值硬度，加快了其時效強(qiáng)化速率，而且從圖1(a)可以看出，Al-0.30Zr- 0.03Y的時效析出速率比Al-0.30Zr-0.08Y的快。

圖1 Al-Zr和Al-Zr-Y合金400 ℃等溫時效硬度(a)和電導(dǎo)率(b)變化

圖2和表2所示分別為Al-0.30Zr、Al-0.30Zr-0.03Y和Al-0.30Zr-0.08Y在400 ℃等溫時效50和200 h后的析出相的形態(tài)、尺寸和分布。可以看出，經(jīng)相同時間時效后，添加少量Y的三元Al-Zr-Y合金中析出相的尺寸較二元Al-Zr合金的明顯減小，同時，析出相的數(shù)量密度明顯增大。時效50 h后，Al-0.30Zr-0.03Y和Al-0.30Zr-0.08Y的析出相尺寸基本一致，半徑約12 nm，Al-Zr合金中的析出相尺寸達(dá)到20 nm。時效200 h后，Al-0.30Zr析出相的半徑從20 nm增大到32 nm，Al-0.30Zr-0.08Y平均半徑從12 nm增加到20 nm，兩者的尺寸增長均約60%；而Al-0.30Zr-0.03Y析出粒子的半徑由12 nm變化到16 nm，增長率約為30%。析出相密度方面，時效50 h后，Al-0.30Zr-0.03Y的析出相數(shù)量密度為3×1018m?3，約為Al-0.30Zr的2倍；但過量的Y反而會使析出相密度有所降低：400 ℃時效50 h后，Al-0.30Zr-0.03Y的析出相數(shù)量密度約是Al-0.30Zr-0.08Y的1.5倍。上述結(jié)果充分表明，合金中添加少量Y元素(如0.03%)可以提高析出相數(shù)量密度和抗粗化能力，但過量Y會降低析出相的密度和抗粗化能力，同時還會增加材料成本。

圖2 Al-Zr-Y合金400 ℃等溫時效析出相的透射電鏡明場像

表2 400 ℃等溫時效不同時間后析出相的半徑(r)及數(shù)量密度(N)

根據(jù)Al-Y二元合金相圖[22]，在639 ℃存在共晶反應(yīng)→Al+-Al3Y，此時 ，Y在Al中存在最大固溶度(約0.16%)，隨溫度降低，Y在Al中的固溶度逐漸減小，從Al基體中析出一次Al3Y相。圖3所示為Al-0.30Zr-0.03Y和Al-0.30Zr-0.08Y合金的鑄態(tài)組織。由圖3可知，Al-0.30Zr-0.03Y合金的晶界存在少量共晶Al3Y相，晶內(nèi)一次析出Al3Y相極少，但鑄態(tài)Al-0.30Zr-0.08Y沿晶界分布的共晶Al3Y相和晶內(nèi)一次析出Al3Y相均明顯增加，且鑄態(tài)Al-0.30Zr-0.08Y的晶粒尺寸明顯小于Al-0.30Zr-0.03Y的。根據(jù)實驗統(tǒng)計，Al-0.30Zr，Al-0.30Zr-0.03Y，Al-0.30Zr-0.08Y的鑄態(tài)晶粒尺寸分別為592、486和396 μm。劉政等[23]研究也表明，共晶Al3Y相可以在凝固過程中作為(Al)晶粒的有效形核核心，細(xì)化晶粒。由此，對于鑄態(tài)合金而言，由于共晶Al3Y相的細(xì)化作用，Al-0.30Zr-0.08Y合金的強(qiáng)度高于Al-0.30Zr-0.03Y合金的。此外，從表1可知，Al-Zr-Y合金中的實測Zr含量約為0.2%，而Al-0.30Zr的實測Zr含量達(dá)到0.26%，前者Zr的固溶強(qiáng)化效果不及后者的。因此，合金的鑄態(tài)硬度主要是晶粒細(xì)化和元素Zr的固溶強(qiáng)化共同作用的結(jié)果。

圖3 鑄態(tài)Al-0.30Zr-0.03Y和Al-0.30Zr-0.08Y的SEM背散射像

圖4所示為不同Y含量的Al-0.25Zr-Y合金經(jīng)600 ℃固溶處理50 h后獲得的電阻率隨Y含量的變化。曲線由兩條交叉的直線構(gòu)成：一部分電阻率隨Y含量的增加線性增加；另一部分電阻基本不隨Y含量變化，兩直線的交點對應(yīng)的Y含量即為600 ℃時Y在Al中的平衡固溶度。由圖4可知，此時，Y在Al中平衡固溶度約為0.03%。根據(jù)Al-Y二元相圖，600 ℃時，Y在Al中的平衡固溶度約0.13%。即由于Zr的存在，Y在Al基體中的平衡固溶度大幅度降低，對于本研究中兩種三元Al-Zr-Y合金，當(dāng)Y含量從0.03%增加至0.08%時，只是增加了晶界共晶Al3Y和晶內(nèi)一次析出Al3Y相的數(shù)量和尺寸，與SEM觀察到的結(jié)果一致。項目組的前期研究也表明[24]，當(dāng)Y含量增加到0.16%時，晶內(nèi)一次析出的Al3Y相尺寸更大，數(shù)量更多。此外，根據(jù)圖4可以得到固溶Y原子對Al合金電阻率的影響，基體中每固溶1%的Y原子，合金的電阻率增加16.88 μΩ·mm，略小于固溶Zr原子對鋁合金電阻率的影響(17.4 μΩ·mm)。據(jù)此可推算出兩種合金中固溶Zr的含量約為0.185%，略小于ICP檢測值(0.205%)，主要是初生Al3Y形成過程中，帶出了少量的Zr[21]。由此，對于鑄態(tài)合金，由于固溶Y對電導(dǎo)率的影響小于固溶Zr對電導(dǎo)率的影響，且其含量非常低，因此，固溶Y原子對電導(dǎo)率的影響可以忽略不計。鑄態(tài)Al-0.30Zr中Zr含量比三元合金中高0.06%，多余Zr對電阻率的貢獻(xiàn)約為1 μΩ·mm，導(dǎo)致其電導(dǎo)率比Al-0.30Zr-0.03Y低1.5%(IACS)，與實測結(jié)果一致。對于鑄態(tài)Al-0.30Zr-0.08Y，由于晶粒細(xì)化，而且含有較多的沿晶界分布的共晶相和晶內(nèi)一次析出相，因此，晶界和初生Al3Y的散射是造成其電導(dǎo)率低于Al-0.30Zr-0.03Y的主要原因。

圖4 Al-0.25Zr-xY合金電阻率隨Y成分的變化曲線

2.2 Al-Zr-Y合金的抗再結(jié)晶特性

將合金在450 ℃等溫時效50 h后冷軋，變形率為82%，然后從低溫到高溫進(jìn)行退火，測量合金的再結(jié)晶溫度(硬度下降50%所對應(yīng)的溫度)，其結(jié)果如圖5所示。Al-0.30Zr、Al-0.30Zr-0.03Y、Al-0.30Zr-0.08Y和Al-0.30Zr-0.16Y的再結(jié)晶溫度分別約為375、500、425和350 ℃。添加0.03%和0.08%的Y后，合金的再結(jié)晶溫度分別提高了125和50 ℃；但是當(dāng)Y含量增加至0.16%時，合金的再結(jié)晶溫度反而下降了25 ℃。研究結(jié)果表明：再結(jié)晶晶核優(yōu)先在晶界和晶內(nèi)微米尺度的Al3Y相及其周圍的析出相貧化區(qū)形核并長大[21]。從圖2 (a)可以看出，鑄態(tài)Al-0.30Zr-0.03Y組織中晶界微米尺度的共晶Al3Y相少，晶內(nèi)幾乎沒有一次Al3Y相，因此，表現(xiàn)出更優(yōu)的抗再結(jié)晶性能。

圖5 Al-Zr-Y合金在不同溫度下等溫退火1 h的硬度變化 曲線

2.3 Al3(Zr,Y)的析出機(jī)制

如前所述，Al-0.30Zr-0.03Y合金在時效過程中的時效析出相具有數(shù)量密度高、抗粗化能力強(qiáng)的特點。應(yīng)用三維原子探針進(jìn)一步研究合金析出過程及Y元素的作用機(jī)制。為了更好地研究時效析出前期過程，對合金進(jìn)行低溫短時處理，圖6所示為Al-0.30Zr-0.08Y在350 ℃等溫時效10 min后的Y和Zr在合金中的分布情況，以及相應(yīng)的Zr的最近鄰分布曲線。在350 ℃等溫時效10 min后，Al-0.30Zr-0.08Y合金中Y明顯的偏聚，而此時Zr無明顯偏聚，大部分Zr仍均勻地分布于Al基體中。以2%Zr(摩爾分?jǐn)?shù))等濃度面為析出相和基體的界面，對界面附近Y、Zr和Al的濃度分布進(jìn)行分析，如圖7所示。析出相內(nèi)部Y的濃度較高，約為22.5%(摩爾分?jǐn)?shù))；Al濃度約為70%(摩爾分?jǐn)?shù))；Zr濃度較低，約為10%(摩爾分?jǐn)?shù))；Al與Y摩爾比接近3:1，表明此時析出相以Al3Y相為主，大部分Zr仍固溶于Al基體中。這表明Al-Zr-Y合金的時效初期有Al3Y相析出，可能成為Al3Zr的核心，使得三元合金時效析出的形核密度、時效強(qiáng)化速率、電導(dǎo)率增長速率及峰值硬度都明顯高于Al-Zr二元合金，與圖1中的硬度、電導(dǎo)率演變規(guī)律相符。

圖6 Al-0.30Zr-0.08Y 350 ℃等溫時效10 min合金中Y和Zr原子的分布及Zr原子最近鄰分布曲線

圖7 Al-0.30Zr-0.08Y經(jīng)350 ℃等溫時效10 min后合金中Y、Zr和Al原子在析出相與基體界面處的濃度分布

圖8所示為Al-0.30Zr-0.03Y 在400 ℃等溫時效200 h后的Y和Zr在合金中的分布情況，此時，Y和Zr均明顯偏聚于析出相中。以6%Zr等濃度面為析出相和基體的界面，對界面附近Y、Zr和Al濃度分布進(jìn)行分析，其結(jié)果如圖9所示。在析出相內(nèi)部，Al、Zr、Y濃度分別約為75%、25%、2.5%(摩爾分?jǐn)?shù))，Y在析出相中幾乎均勻分布，而且在析出相與基體的界面處的濃度略高于析出相內(nèi)部?？梢姡龀鱿嘀蠥l和Zr的摩爾比接近3:1，析出相未呈現(xiàn)出常見的Al3RE核心?富Zr外殼結(jié)構(gòu)，由此可以推斷，時效初期，Al3Y首先析出成為Al3Zr的異質(zhì)形核核心，促進(jìn)固溶Zr原子的析出。同時，Y在Al3Zr中的擴(kuò)散可能較快，Y有向析出相和基體界面處偏聚傾向，因此，長時時效后析出相以Al3Zr為主，未能形成明顯的Al3Y核心?富Zr外殼結(jié)構(gòu)。這與前期項目組觀察到的結(jié)果相 符[21]。關(guān)于Y的作用機(jī)理后續(xù)擬第一性原理計算進(jìn)行進(jìn)一步探索。

圖8 Al-0.30Zr-0.03Y 400 ℃等溫時效200 h合金中Y和Zr原子的分布

圖9 Al-0.30Zr-0.03Y合金400 ℃等溫時效200 h后Y、Zr和Al原子在析出相與基體界面處的濃度分布

根據(jù)經(jīng)典形核理論[25]，對于稀固溶體，相變的化學(xué)驅(qū)動力來源于第二相形核的單位體積相變自由能：；第二相的臨界形核半 徑為：；靜態(tài)形核率為；孕育期為(其中，為摩爾氣體常數(shù)；為熱力學(xué)溫度；m為第二相的摩爾體積；為第二相中溶質(zhì)的濃度；e、0為溶質(zhì)在平衡狀態(tài)和過飽和固溶狀態(tài)的濃度；為新相形成時造成的單位體積彈性應(yīng)變能；0為單位體積中形核位置數(shù)目；為臨界形核功，；為玻爾茲曼常數(shù)；*為臨界核心成為超臨界核心的速率，正比于元素的擴(kuò)散系數(shù)；為第二相的晶格常數(shù)；為第二相中的平均原子體積；為擴(kuò)散系數(shù)；為溶質(zhì)濃度，為比表面能)。因為e/0間接表示過飽和度，所以驅(qū)動形核孕育期均與溶質(zhì)過飽和度相關(guān)，靜態(tài)形核率則還與元素的擴(kuò)散系數(shù)有關(guān)。應(yīng)用三維原子探針檢測了鑄態(tài)合金基體中固溶的Y含量，結(jié)果表明，Al-0.30Zr-0.03Y和Al-0.30Zr-0.08Y基體中固溶Y含量(摩爾分?jǐn)?shù))分別為0.007%和0.0019%，即Al-0.30Zr-0.03Y的過飽和度更大。

根據(jù)前面三維原子探針的研究結(jié)果，Al-Zr-Y合金在時效初期首先析出Al3Y，可作為Al3Zr的核心。假設(shè)Zr對Y的固溶度影響是線性的，那么400 ℃下，Y在Al-Zr-Y合金中的平衡固溶度約為0.0012%(摩爾分?jǐn)?shù))，可計算出Al-0.30Zr-0.03Y的相變驅(qū)動力約為Al-0.30Zr-0.08Y的4倍，前者的臨界形核半徑和臨界形核功更小，靜態(tài)形核率更大，孕育期更短。時效析出彈性應(yīng)變能主要取決于第二相與基體的錯配度：(其中為鋁的剪切模量；為鋁的泊松比；為錯配度)。Al3Y與Al基體的錯配度為4.55%，與Al3Er的錯配度相近，約是Al3Sc的4倍[17]，張義[26]報道，400 ℃下Al3Er的彈性應(yīng)變能約為1.2×108J/ m3， 相變驅(qū)動力在?2×108~?4×108J/ m3范圍內(nèi)，據(jù)此假設(shè)Al3Y的彈性應(yīng)變能約為Al-0.30Zr-0.08Y相變驅(qū)動力的1/2，由此可以推算出Al-0.30Zr-0.03Y的臨界形核半徑僅為Al-0.30Zr-0.08Y的1/7。眾所周知，過飽和固溶體在時效過程中一部分溶質(zhì)用于形成新的核心，另一部分用于已形成核心的長大，兩部分相互競爭。當(dāng)形核率較低時，溶質(zhì)主要用于已形成核心的長大，因此粗化速度較快；當(dāng)形核率較高時，第二相數(shù)量密度較大，相應(yīng)的第二相尺寸會較小，粗化速度相應(yīng)減緩。因此，微量Y元素的加入使得相變驅(qū)動力增大，形核孕育期縮短，靜態(tài)形核率增加，析出相數(shù)量密度增大，粒子尺寸減小，粗化速度減緩，與圖1表現(xiàn)出的時效析出特性和圖2中的顯微組織表征結(jié)果相一致。

3 結(jié)論

1) Al-Zr-Y合金在時效初期首先析出Al3Y相，并可能作為Al3Zr的異質(zhì)形核的核心，加速Al3Zr時效析出，形成數(shù)量密度較大、半徑較小的Al3(Zr,Y)析出相。長時時效后，Al3(Zr,Y)相不存在明顯的核殼結(jié)構(gòu)。

2) Zr明顯降低了Y在(Al)中的平衡固溶度，在600 ℃，由二元合金的0.13%降低到0.03%左右，導(dǎo)致Al-0.30Zr-0.08Y合金中過飽和的Y在凝固過程中以初生Al3Y的形式析出，降低了基體中固溶Y的含量。因此，Al-0.30Zr-0.03Y合金在時效過程中顯示出了更高的形核密度、更小的析出相尺寸、更優(yōu)的抗粗化和抗再結(jié)晶能力。

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(編輯 龍懷中)

Precipitation mechanism and property of Al-Zr-Y alloy

GU Jing1, 2, TIAN Yuan1, 2, GAO Hai-yan1, 2, 3, WANG Jun1, 2, 3, SUN Bao-de1, 2, 3

(1. School of Materials Science and Engineering, Shanghai Jiao Tong University, Shanghai 200240, China;2. State Key Laboratory of Metal Matrix Composites, Shanghai Jiao Tong University, Shanghai 200240, China;3. Shanghai Key Laboratory of Advanced High-temperature Materials and Precision Forming, Shanghai 200240, China)

The aging process of Al-Zr-Y and the effect of Y on the properties of alloy were studied by transmission electron microscopy, scanning electron microscopy and three dimensional atom probe. The results show that, the Al3Y precipitates form as the heterogeneous core at early aging stage of Al-Zr-Y alloy, which accelerates the diffusion and precipitation of Zr, Y has the tendency to cluster in the precipitate and matrix interface after long-time aging. Finally, Al3(Zr,Y) composite precipitates without core-shell structure forms in the alloy. The solubility of Y in(Al) decreases from 0.13% to 0.03% (mass fraction) after aging at 600 ℃ for 50 h because of Zr. During solidification of Al-0.3Zr-0.08Y, supersaturated Y produces eutectic Al3Y along the grain boundaries and micron level Al3Y in the grain, which makes the content of Y in the matrix is 4 times lower than that of Al-0.30Zr-0.03Y. Al-0.30Zr-0.03Y shows higher nucleation density, smaller precipitate radius and slower coarsening rate. The recrystallization temperature of Al-0.30Zr-0.03Y reaches 500 ℃, which is 125 and 75 ℃ higher than those of Al-0.3Zr and Al-0.3Zr-0.08Y, respectively.

Al3(Zr,Y); precipitation mechanism; nucleation density; coarsening resistance; recrystallization resistance

Project(2012CB619505) supported by the National Basic Research Development Program of China; Project (51274141) supported by the National Natural Science Foundation of China

2015-07-09; Accepted date: 2015-11-23

GAO Hai-yan; Tel: +86-21-54742661; E-mail: gaohaiyan@sjtu.edu.cn

1004-0609(2016)02-0243-09

TG146.2

A

國家重點基礎(chǔ)研究發(fā)展計劃項目(2012CB619505)；國家自然科學(xué)基金資助項目(51274141)

2015-07-09；

2015-11-23

高海燕，副研究員，博士；電話：021-54742661；E-mail: gaohaiyan@sjtu.edu.cn