牛鳳姣 伍翠蘭 武靜 沈書成 羅世芳

摘要：時(shí)效前形變的引入，可以改變析出強(qiáng)化型Al-Cu-Mg（-Si）合金的時(shí)效析出過程，并且這種變化與形變量直接相關(guān).為研究多元合金的形變強(qiáng)化機(jī)制，有必要利用電子背散射衍射（EBSD）、X射線衍射（XRD）、透射電子顯微鏡（TEM）等多種表征手段，對(duì)不同形變時(shí)效態(tài)Al- 3.0Cu-1.8Mg-0.5Si（wt.%）合金的強(qiáng)化方式進(jìn)行定量或半定量計(jì)算，闡述不同強(qiáng)化方式對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)，為鋁合金中形變時(shí)效工藝的應(yīng)用提供理論支撐.研究發(fā)現(xiàn)，形變量的提高可以提高合金峰值硬度和強(qiáng)度，原因在于三個(gè)方面，一是晶界面積的增加，二是位錯(cuò)密度的增大，三是析出相尺寸更細(xì)小、分布更均勻.并且，當(dāng)形變量大于6%時(shí)，形變量越大，析出相對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)越高.

關(guān)鍵詞：鋁合金；形變時(shí)效；EBSD；XRD；TEM

中圖分類號(hào)：TG113；TG146.2；TG166.3文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A

Study on Strengthening Mechanism of Al-3.0Cu-1.8Mg-0.5Si Alloy Processed by Thermo-mechanical Treatment

NIU Fengjiao1，2，WU Cuilan1，WU Jing1，SHEN Shucheng1，LUO Shifang1

（1. College of Materials Science and Engineering，Hunan University，Changsha 410082，China；2. Modern Engineering Training Center，Chang’an University，Xi'an 710061，China）

Abstract：The introduction of deformation before aging can change the aging precipitation process of the precipitation-strengthened Al-Cu-Mg （-Si）alloy，and this change is directly related to the amount of deformation. In order to study the deformation strengthening mechanism of multi-element alloys，it is necessary to use electron backscatter diffraction （EBSD），X-ray diffraction （XRD），transmission electron microscopy （TEM）and other methods to test the Al-3.0Cu-1.8 Mg-0.5Si（wt.%）alloy treated by different deformation and aging process，quantitatively or semi-quantitatively，so that the contribution of different strengthening methods to the strength is listed，which provides theoretical support for the application of thermo-mechanical treatment in aluminum alloys. It isfound that the increase in deformation can increase the peak hardness and strength of the alloy due to three reasons. One is the increase of the grain-boundary area，the second is the increase of the dislocation density，and the third is that the size of the precipitates is smaller and the distribution is more uniform. Furthermore，the contribution of precipitates to the strength is getting higher with a larger deformation prior to the aging process，when the amount of deformation is greater than 6%.

Key words：Aluminum alloy；Thermo-mechanical treatment；EBSD；XRD；TEM

2xxx系鋁合金因其比強(qiáng)度高、耐腐蝕性能好、抗疲勞性能優(yōu)異，被廣泛應(yīng)用于航空航天及軍工領(lǐng)域. 目前，日益增長(zhǎng)的對(duì)高端材料的需求要求科學(xué)工作者在深刻了解合金強(qiáng)化機(jī)制的基礎(chǔ)上，不斷開發(fā)新型合金、優(yōu)化熱處理工藝.在工業(yè)生產(chǎn)中，形變時(shí)效是一種有效提高鋁合金機(jī)械強(qiáng)度的熱處理工藝，利用位錯(cuò)強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化、析出強(qiáng)化等實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度與塑性的良好配合[1].該工藝在很多析出強(qiáng)化型鋁合金上都可以得到良好的效果，如2519合金[2]，2024合金[3-4]、Al-5.46Cu （wt.%）[5]、Al-5.1Cu-0.65Mg （wt.%）[6]、Al-0.75Mg-0.75Si （wt.%）[7]、7N01[8]等，但也有一些例外，如Al-5.74Cu-0.44Mg-0.88Ag （wt.%）合金[9]、7050合金[10]、Al-4.9Cu-0.74Mg-0.51Si-0.48Mn （wt.%）合金[11]等，現(xiàn)象不一而足，其原因在于時(shí)效前形變的引入對(duì)人工時(shí)效時(shí)的微觀結(jié)構(gòu)，尤其是析出行為的影響不同.2024合金常規(guī)人工時(shí)效時(shí)析出相以板條S相和GPB區(qū)為主，預(yù)變形后人工時(shí)效，強(qiáng)化相為尺寸更為細(xì)小的棒狀S相，甚至在時(shí)效后期析出容納位錯(cuò)能力更強(qiáng)的Ω相，并且形變量越大，對(duì)Ω相析出的促進(jìn)作用越明顯[12].對(duì)于Al-Cu-Li-（Mg-Ag）合金，形變促進(jìn)T相形核，抑制了δ′相、θ′相、S相的形核析出；對(duì)于Al-Cu-Mg-Ag合金，形變促進(jìn)θ′相析出，抑制Ω相析出[13].但是對(duì)于Al-Cu-Mg合金，形變促進(jìn)了Ω相的析出，對(duì)θ′相析出有一定的抑制作用[14].對(duì)于合金成分不同的高溫時(shí)效Al-Mg-Si合金而言，變形引入的位錯(cuò)均可以誘導(dǎo)B′相、β′相、U2相等多種類型的析出相在位錯(cuò)附近析出，同時(shí)影響晶內(nèi)無位錯(cuò)區(qū)域的均勻析出過程，影響程度與Mg：Si原子比相關(guān)[15].由此可見，位錯(cuò)對(duì)析出行為的影響和合金成分有直接關(guān)系，這就要求科研工作者必須深刻理解不同類型鋁合金的形變時(shí)效強(qiáng)化機(jī)制，在此基礎(chǔ)上才能有針對(duì)性的調(diào)整熱處理加工工藝，達(dá)到改善合金性能的目的.

關(guān)于形變時(shí)效鋁合金的強(qiáng)化機(jī)制，前人以不同鋁合金為研究對(duì)象進(jìn)行了深入研究.Wang等人[7]研究了形變時(shí)效工藝作用下Al-Mg-Si合金晶粒組織、位錯(cuò)密度、析出行為的變化，發(fā)現(xiàn)形變時(shí)效時(shí)析出的分級(jí)納米結(jié)構(gòu)可以使合金在變形時(shí)容納更多位錯(cuò)，從而使合金具有高強(qiáng)度和高延伸率.Ma等人[16]研究了7075合金析出行為、晶粒尺寸、位錯(cuò)密度和宏觀性能的關(guān)系，對(duì)不同強(qiáng)化方式進(jìn)行了定量計(jì)算，計(jì)算值與實(shí)驗(yàn)值相差不大.Rodgers等人[17]研究了3%～15%的預(yù)拉伸對(duì)AA2195合金后續(xù)人工時(shí)效的影響，從定量計(jì)算的角度證明隨著形變量的提高，位錯(cuò)強(qiáng)化的作用增強(qiáng)，析出強(qiáng)化的作用減弱.

Al-3.0Cu-1.8Mg-0.5Si（wt.%）合金作為一種四元合金，析出相類型更加復(fù)雜，在固溶后立即時(shí)效的T6工藝條件下以Si-modified GPB區(qū)和S相為主；在時(shí)效前增加形變量為6%冷軋的形變時(shí)效工藝，則析出相以Si-modified GPB區(qū)和zig-zag連續(xù)復(fù)合相為主，其中zig-zag連續(xù)復(fù)合相由S相（AlCuMg）、GPB區(qū)（AlCuMg）、C相（AlCuMgSi）等多種類型析出相共同組成，尺寸粗大的zig-zag連續(xù)復(fù)合相占用了大量溶質(zhì)原子，使得細(xì)小Si-modified GPB區(qū)數(shù)量急劇減少，造成了形變時(shí)效峰值硬度的降低[18].改善形變時(shí)效合金性能的途徑有兩種：一是通過在預(yù)變形前引入不同溫度、不同時(shí)間的預(yù)時(shí)效處理，改變預(yù)變形前的溶質(zhì)原子聚集狀態(tài)，進(jìn)而調(diào)整最終時(shí)效態(tài)合金的析出相類型或形貌，改善宏觀性能[1，7]；二是改變形變量，通過控制合金中的位錯(cuò)密度，改變?nèi)苜|(zhì)原子擴(kuò)散通道，影響合金最終時(shí)效態(tài)的析出行為，同時(shí)影響晶粒的組織結(jié)構(gòu).我們前期研究證明，對(duì)于形變量為6%的T8工藝，在形變前進(jìn)行預(yù)時(shí)效處理可以使合金在不損失塑性的前提下明顯提高合金硬度和強(qiáng)度[19].本文試圖使用第二種方法，提高合金強(qiáng)度，并通過定量分析研究合金不同預(yù)變形量作用下的時(shí)效強(qiáng)化機(jī)制.

本文通過硬度和拉伸性能測(cè)試，以及EBSD、XRD、TEM 表征，系統(tǒng)研究了Al-3.0Cu-1.8Mg-0.5Si （wt.%）合金不同預(yù)變形量的形變時(shí)效T8工藝處理后合金微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的變化.與T6時(shí)效的晶粒組織、析出行為作對(duì)比，探索合金引入不同密度位錯(cuò)的情況下溶質(zhì)原子的聚集狀態(tài)，闡述熱處理工藝、位錯(cuò)密度、析出行為與力學(xué)性能之間的密切聯(lián)系，為理解“成分-工藝-結(jié)構(gòu)-性能”的四角關(guān)系提供參考.

1實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1實(shí)驗(yàn)材料

本文所用實(shí)驗(yàn)合金為自制Al-3.0Cu-1.8Mg- 0.5Si（wt.%）合金，即Al-1.27Cu-2.03Mg-0.48Si（at.%）合金，簡(jiǎn)稱AlCuMgSi合金.首先將鑄錠在510℃空氣循環(huán)爐中保溫24 h進(jìn)行均勻化處理，熱軋前在450℃保溫1.5 h，之后由20 mm熱軋至5 mm，空冷后繼續(xù)冷軋至2 mm. 冷軋樣品經(jīng)535℃固溶處理1h，隨后在180℃恒溫油浴爐進(jìn)行人工時(shí)效，即T6時(shí)效工藝，如圖1（a）所示.為研究不同的形變量對(duì)合金后續(xù)人工時(shí)效的影響，對(duì)合金進(jìn)行T8工藝處理，如圖1（b）所示，在固溶后引入了6%、10%、30%、50%等不同變形量的冷軋變形，之后進(jìn)行同樣的180℃時(shí)效處理.為了區(qū)別形變量的不同，以加形變量后綴來命名T8工藝，如“T8-6%”.

1.2實(shí)驗(yàn)方法

本文研究的力學(xué)性能包括硬度和拉伸性能.采用HXD-1000T型數(shù)顯式顯微硬度計(jì)對(duì)樣品進(jìn)行維氏硬度測(cè)試，加載力為4.9 N，加載時(shí)間為10 s.樣品測(cè)試前進(jìn)行機(jī)械研磨、拋光、清洗，之后均勻選取至少7個(gè)位置取值，最終結(jié)果取其平均值.拉伸試樣根據(jù)ASTM E517-00標(biāo)準(zhǔn)設(shè)計(jì)，總長(zhǎng)為55 mm，樣品的長(zhǎng)軸方向平行于板材的軋制方向，拉伸速度為1.5 mm/min.每一組拉伸試樣不少于4個(gè)，最終數(shù)據(jù)取其平均值.

微觀結(jié)構(gòu)表征包括三個(gè)方面：（1）利用FEI Quanta 200型掃描電子顯微鏡附件電子背散射衍射（EBSD，Electron Backscattered Diffraction）系統(tǒng)測(cè)試樣品的晶粒尺寸和取向信息；（2）利用Rigaku Smartlab SE型X射線衍射技術(shù)（XRD）和Williamson-Hall方法計(jì)算位錯(cuò)密度；（3）利用FEI Tecnai G2 F20型號(hào)的透射電子顯微鏡（TEM）表征合金的時(shí)效析出相類型和結(jié)構(gòu).EBSD和XRD測(cè)試樣品均采用電解拋光方式制備，TEM測(cè)試樣品采用電解雙噴方式制備，電解液均為體積比為1：3的硝酸甲醇混合溶液.選取平行于軋制方向的縱截面來制作EBSD和XRD樣品，即樣品表面平行于合金的軋制方向（Rolling direction，RD）和法向（Normal direction，ND），垂直于軋件橫向（Transverse direction，TD）.

2實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1力學(xué)性能測(cè)試

圖2展示了AlCuMgSi合金不同熱處理工藝處理后的時(shí)效硬化曲線.T6和T8工藝的峰值時(shí)間、峰值硬度、拉伸性能詳細(xì)數(shù)據(jù)列入表1中，其中σ、σ、δ分別為屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷后延伸率.

AlCuMgSi合金在T6人工時(shí)效48 h時(shí)到達(dá)峰值，峰值硬度約為153 HV.T8工藝的初始硬度隨形變量的增大而增大，說明形變量越大，加工硬化的作用越來越明顯.AlCuMgSi合金經(jīng)T8時(shí)效工藝處理后，到達(dá)峰值的時(shí)間提前，并且預(yù)變形量越大，達(dá)到峰值所需的時(shí)間越短，峰值硬度越高.然而，T8-6%、T8- 10%的峰值硬度相比于T6工藝分別下降了13 HV和10 HV. T8-30%、T8-50%的峰值硬度相比于T6工藝分別提高了3HV和18 HV.峰值后繼續(xù)人工時(shí)效，合金不可避免地出現(xiàn)過時(shí)效現(xiàn)象，即硬度開始逐漸下降，下降的速度隨預(yù)變形量的增大而加快.

T8工藝峰值樣品的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度隨預(yù)變形量增加不斷提高，延伸率逐漸降低，屈強(qiáng)比逐漸增大.通過比較T6和T8-6%峰值時(shí)的硬度和強(qiáng)度可以發(fā)現(xiàn)，T8-6%峰值硬度、抗拉強(qiáng)度低于T6峰值，而屈服強(qiáng)度卻相差不大.強(qiáng)度和硬度變化不一致是由于在位錯(cuò)強(qiáng)化的影響下，硬度和強(qiáng)度并不滿足線性關(guān)系，這個(gè)觀點(diǎn)在前人的研究中已經(jīng)經(jīng)過了嚴(yán)格證明[20-21].形變量達(dá)到30%及以上時(shí)，T8峰值抗拉強(qiáng)度逐漸超過T6，實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度、硬度的同步提高.

T8工藝中冷軋預(yù)變形的引入，主要通過影響晶界面積、位錯(cuò)密度、溶質(zhì)原子析出行為等微觀結(jié)構(gòu)影響合金最終人工時(shí)效時(shí)的宏觀性能，微觀結(jié)構(gòu)可以利用EBSD、XRD、TEM技術(shù)分別進(jìn)行表征.

2.2EBSD表征晶粒組織

AlCuMgSi合金在經(jīng)過6%～50%冷軋變形之后，合金的晶粒尺寸及形貌特征發(fā)生了變化，后續(xù)經(jīng)過180 ℃時(shí)效后，合金發(fā)生小程度的回復(fù)，利用EBSD技術(shù)對(duì)不同工藝峰值樣品表面進(jìn)行掃描，可以得到晶粒反極圖、平均取向差分布圖、晶粒平均尺寸等信息.圖3為晶粒反極圖像（Inverse Pole Figure，IPF），展示了AlCuMgSi合金經(jīng)不同時(shí)效工藝峰值樣品的晶粒形貌和晶粒取向.從圖中可以看出，沒有形變的樣品晶?；緸榈容S晶，形變后晶粒沿冷軋方向拉長(zhǎng)，形變量越大，晶粒拉長(zhǎng)越明顯，晶粒內(nèi)部的取向扭曲也越嚴(yán)重.

圖4（a）—（e）為合金不同時(shí)效工藝峰值時(shí)的晶粒內(nèi)平均取向差（Kernel average misorientation，KAM）分布圖，KAM圖是利用每一個(gè)像素點(diǎn)與其最近鄰點(diǎn)的取向偏差的平均值作圖.該圖可以用于研究晶粒亞結(jié)構(gòu)，反映晶粒內(nèi)部的應(yīng)變情況，顏色越紅，取向差越大，應(yīng)變也越大.所有峰值樣品不同角度取向差的面積分?jǐn)?shù)統(tǒng)計(jì)結(jié)果展示在圖4（f）的柱狀圖中.T6峰值時(shí)KAM<1°的比例最高，隨形變量增大，KAM<1°的比例逐漸減低，KAM>1°的比例逐漸提高，說明晶粒內(nèi)平均取向差隨形變量增大而增大，產(chǎn)生形變的區(qū)域分布也越來越均勻.

常溫下多晶體鋁合金塑性變形是位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的結(jié)果，由于晶粒取向不同，晶界對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生阻礙作用，位錯(cuò)難以從一個(gè)晶?；浦料噜従Я?，位錯(cuò)塞積在晶界處進(jìn)而提高合金強(qiáng)度.因此晶粒細(xì)化，提高晶界面積，增加阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的屏障是一種常見的同時(shí)提高合金強(qiáng)度和韌性的手段.晶粒尺寸對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)滿足Hall-Petch關(guān)系式[22]：

σ=σ+kd（1）

2.3XRD表征位錯(cuò)密度

形變引入的位錯(cuò)對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)可以通過測(cè)試位錯(cuò)密度進(jìn)行計(jì)算.本文利用X射線衍射儀定量計(jì)算位錯(cuò)密度，利用透射電子顯微鏡觀察位錯(cuò)形貌與分布，對(duì)位錯(cuò)進(jìn)行定性分析，起到補(bǔ)充說明的作用.

XRD技術(shù)測(cè)試位錯(cuò)密度的主要過程如下：首先在2θ角范圍為30°～90°內(nèi)對(duì)鋁合金樣品進(jìn)行掃描，得到不同布拉格角度下的半高寬B，利用Williamson-Hall方法[25-27]計(jì)算樣品內(nèi)部的微應(yīng)變?chǔ)臶28]，計(jì)算公式如下：

其中，λ為入射電子束波長(zhǎng)，約為1.54 ?；K為常數(shù)，約等于0.9；θ為布拉格角，將Bcosθ視為y，sinθ視為x進(jìn)行線性擬合，擬合之后得到的斜率即被測(cè)試樣品的微應(yīng)變值ε.之后利用以下公式[29，30]計(jì)算位錯(cuò)密度ρ：

其中，b為伯格斯矢量；d為晶粒尺寸.位錯(cuò)密度ρ對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)可以用Bailey-Hirsch關(guān)系式[31]來計(jì)算：

σ=Mαμbρ（4）

其中，α是介于0.2和0.5之間的常數(shù)[32]，對(duì)于面心立方金屬而言，α值約為0.2；μ為剪切模量，對(duì)于鋁合金而言，約為26.9 GPa；b為伯格斯矢量，對(duì)于Al來說，b約等于0.286 nm.

固溶淬火態(tài)的合金經(jīng)不同形變量的冷軋?zhí)幚硪肓瞬煌芏鹊奈诲e(cuò)，在后續(xù)時(shí)效至峰值的過程中位錯(cuò)密度發(fā)生變化，位錯(cuò)密度以及位錯(cuò)對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)可以參考公式（2）～（4）進(jìn)行估算.冷軋態(tài)以T3表示，冷軋后時(shí)效至峰值的狀態(tài)以T8表示.不同冷軋形變合金時(shí)效前后的XRD譜圖、位錯(cuò)密度以及位錯(cuò)強(qiáng)度增量如圖6所示.從圖中可以看出，形變量越大，位錯(cuò)密度越高；冷軋變形后的合金經(jīng)過峰值時(shí)效處理后位錯(cuò)密度略有下降，并且形變量越大，下降幅度越明顯.

根據(jù)公式（4），位錯(cuò)密度越大，對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)越大.因?yàn)榉逯禃r(shí)效狀態(tài)的位錯(cuò)密度下降，位錯(cuò)貢獻(xiàn)的強(qiáng)度值也隨之略有下降.T8-6%、T8-10%、T8-30%、T8-50%峰值時(shí)效時(shí)的位錯(cuò)密度分別為1.06×10m、1.16×10m、1.63×10m、2.08×10m，峰值時(shí)位錯(cuò)所貢獻(xiàn)的強(qiáng)度Δσ分別約為48.5 MPa、50.8 MPa、60.2 MPa、67.9 MPa，相對(duì)于時(shí)效前，位錯(cuò)貢獻(xiàn)值分別下降了0.5 MPa、0.2 MPa、1.2 MPa、4.6 MPa，這是因?yàn)樾巫兒蟮暮辖鹪?80 ℃時(shí)效的過程相當(dāng)于回復(fù)退火.對(duì)于T6態(tài)峰值合金，合金在經(jīng)固溶淬火處理后產(chǎn)生淬火空位，淬火空位坍塌形成位錯(cuò)，利用XRD技術(shù)測(cè)得T6樣品的位錯(cuò)密度為2.67×10m，其位錯(cuò)強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)約為24.3 MPa.

2.4TEM表征析出行為

位錯(cuò)周圍產(chǎn)生晶格畸變，并且形變量越大位錯(cuò)密度越高，產(chǎn)生的畸變區(qū)域越廣，畸變區(qū)域的應(yīng)力場(chǎng)在明場(chǎng)像中影響析出相的觀察，所以本文結(jié)合明場(chǎng)像和暗場(chǎng)像來觀察析出相類型、尺寸、分布及其與位錯(cuò)的關(guān)系.AlCuMgSi合金T6和T8工藝峰值樣品的TEM明場(chǎng)像和暗場(chǎng)像分別如圖7、圖8所示.T6樣品的主要析出相為大量均勻分布的針狀Si-modified GPB區(qū)和棒狀S相.T8-6%峰值時(shí)的主要強(qiáng)化相為位錯(cuò)誘導(dǎo)析出的zig-zag連續(xù)復(fù)合相和基體均勻析出的Si-modified GPB區(qū).zig-zag連續(xù)復(fù)合相由S相、GPB區(qū)、GPB區(qū)變體、C/Q′結(jié)構(gòu)單元等多種類型的析出相復(fù)合而成，尺寸粗大且分布集中，這是T8-6%工藝峰值性能下降的主要原因[18].隨著形變量增大，位錯(cuò)密度提高，zig-zag連續(xù)復(fù)合相逐漸增多，并且尺寸逐漸減小，均勻析出的Si-modified GPB區(qū)隨之減少. 除此之外，棒狀的S相隨形變量的增加逐漸增多，這些S相具有沿位錯(cuò)分布的特點(diǎn)，如圖7（e）中的插圖所示，因此，推測(cè)形變后時(shí)效析出的棒狀S相為位錯(cuò)誘導(dǎo)的析出相.位錯(cuò)誘導(dǎo)而析出的棒狀S相與zigzag連續(xù)復(fù)合相相比尺寸更加細(xì)小、分布更加均勻彌散.

3分析討論

對(duì)于形變時(shí)效的合金而言，強(qiáng)度的貢獻(xiàn)來源于析出強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化[33]，可以以公式表示為：σ=σ+σ+σ+σ[17].其中，σ為屈服強(qiáng)度；σ為析出強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)；σ是位錯(cuò)強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)，已通過Williamson-Hall方法計(jì)算得到；σ為晶界強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)，已通過Hall-Petch關(guān)系式計(jì)算得到；σ為固溶強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn).

析出相的形核、長(zhǎng)大屬于固態(tài)相變的過程，形核包括均勻形核和非均勻形核，其中非均勻形核的原因在于晶界、夾雜物界面、亞晶界、位錯(cuò)等非平衡缺陷提高了系統(tǒng)自由能，晶核在缺陷處優(yōu)先形核時(shí)形核功下降，形核難度小于均勻形核，同時(shí)位錯(cuò)可以有效捕獲溶質(zhì)原子和空位，使原子擴(kuò)散速度高于基體[34]，所以位錯(cuò)一般可以加快時(shí)效反應(yīng)速度.另外，位錯(cuò)作為溶質(zhì)原子擴(kuò)散通道，造成基體內(nèi)產(chǎn)生溶質(zhì)原子濃度差異，影響時(shí)效析出相類型和形貌[15]，從而使得不同形變合金時(shí)效后的析出強(qiáng)化效果發(fā)生變化.

目前，關(guān)于析出強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)已經(jīng)發(fā)展出多種經(jīng)驗(yàn)公式.Dorin針對(duì)慣習(xí)面為{111}的盤片狀T-AlCuLi相推導(dǎo)出了析出相特征和強(qiáng)度之間對(duì)應(yīng)關(guān)系的經(jīng)驗(yàn)公式[35].Nie等人[36]對(duì)慣習(xí)面為{100}的盤片狀θ′-AlCu相的強(qiáng)化經(jīng)驗(yàn)公式進(jìn)行了改良，與實(shí)驗(yàn)值更加相符.本文中的析出相種類眾多，形貌差異大，可剪切性各不相同，另外針狀的Si-modified GPB區(qū)尺寸細(xì)小，難以統(tǒng)計(jì)體積分?jǐn)?shù)，因此很難根據(jù)經(jīng)驗(yàn)公式把析出強(qiáng)化的對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)進(jìn)行量化.所以此處采用半定量的方式，根據(jù)已知數(shù)據(jù)推測(cè)析出強(qiáng)化的貢獻(xiàn).

峰值時(shí)過飽和溶質(zhì)原子以析出相的形式析出，此時(shí)合金中的固溶強(qiáng)化大致相同.由于峰值析出相類型以S相（AlCuMg）和GPB區(qū)（AlCuMg）為主，可以假設(shè)過飽和溶質(zhì)原子均以S相和GPB區(qū)的形式析出，所需Cu、Mg原子比為1：1，Si原子含量較少，以富Si的GPB區(qū)的形式完全析出，則推測(cè)峰值時(shí)剩余固溶原子為Mg原子，含量約為0.75 wt.%，根據(jù)Fleischer公式計(jì)算可得固溶強(qiáng)化貢獻(xiàn)值σ約為14 MPa[16，37，38].

表2表示不同工藝處理的樣品中不同強(qiáng)化方式的強(qiáng)度貢獻(xiàn).由表2可知，對(duì)T8態(tài)合金而言，析出強(qiáng)化隨預(yù)變形量增加而增加，這是因?yàn)門8態(tài)峰值時(shí)效析出相相同，而析出相尺寸隨預(yù)變形量的增加而減小，且分布更加彌散，T6態(tài)合金具有高的析出強(qiáng)化的原因也是析出相尺寸細(xì)小且彌散.對(duì)比T6態(tài)合金[圖8（a）]和T8-50%合金[圖8（e）]峰值態(tài)的析出相尺寸，發(fā)現(xiàn)T6峰值態(tài)析出相尺寸更細(xì)小，但是其析出強(qiáng)化效果卻低于T8-50%峰值合金，其原因是兩者的析出相種類不同.T6態(tài)析出相主要為Si-modified GPB區(qū)，而T8-50%態(tài)析出相主要為棒狀S相和zigzag連續(xù)復(fù)合相，這證明S相和細(xì)小zig-zag連續(xù)復(fù)合相的強(qiáng)化效果較好.

AlCuMgSi合金T6時(shí)效峰值時(shí)同時(shí)具備較高的強(qiáng)度和塑性，延伸率達(dá)到9.9%，固溶后引入6%的冷軋變形，峰值時(shí)效樣品的塑性下降至7.8%，隨形變?cè)龃?，塑性略有下降但下降的幅度不?分析形變時(shí)效塑性下降的原因，一方面是由于形變的加工硬化作用，使強(qiáng)度提高的同時(shí)塑性有所下降；另一方面是在位錯(cuò)的誘導(dǎo)作用下合金析出序列發(fā)生變化，進(jìn)而影響合金的強(qiáng)度和塑性.合金T6峰值樣品析出大量細(xì)小、均勻、彌散的針狀Si-modified GPB區(qū)，可以存儲(chǔ)大量位錯(cuò)而且不容易在局部聚集引起應(yīng)力集中；合金經(jīng)T8形變時(shí)效處理后，位錯(cuò)作為溶質(zhì)原子擴(kuò)散通道促進(jìn)zig-zag連續(xù)復(fù)合相的析出和粗化，強(qiáng)化相以均勻分布的Si-modified GPB區(qū)和沿位錯(cuò)分布的粗大zig-zag連續(xù)復(fù)合相為主，拉伸測(cè)試時(shí)，粗大的zig-zag 連續(xù)復(fù)合相附近容易發(fā)生應(yīng)力集中，降低合金塑性. 隨T8工藝形變量的增大，盡管加工硬化的作用越來越明顯，但是由于位錯(cuò)的分布更加均勻，zig-zag連續(xù)復(fù)合相的分布也更加均勻，同時(shí)尺寸減小，所以合金塑性相對(duì)于小變形時(shí)并沒有明顯下降.

4結(jié)論

Al-3.0Cu-1.8Mg-0.5Si （wt.%）合金經(jīng)過6% ～ 50%不同形變量的T8工藝處理后，力學(xué)性能和微觀結(jié)構(gòu)相對(duì)于T6時(shí)效工藝發(fā)生了明顯變化，通過力學(xué)性能測(cè)試、EBSD、XRD以及TEM表征，得到的主要結(jié)論如下：

1）形變量越大，晶粒拉長(zhǎng)越明顯，鋁合金內(nèi)的位錯(cuò)密度越高，晶內(nèi)平均取向差越大，產(chǎn)生應(yīng)變的區(qū)域也更加均勻，晶界強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)越大.

2）形變引入的位錯(cuò)促進(jìn)zig-zag連續(xù)復(fù)合相的析出，抑制Si-modified GPB區(qū)的析出，形變量越大位錯(cuò)密度越高，提供的異質(zhì)形核點(diǎn)也越多，從而使人工時(shí)效峰值時(shí)zig-zag連續(xù)復(fù)合相尺寸逐漸減小，分布更加均勻.因此，隨著形變量的增加，析出強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)逐漸增大.

3）相對(duì)于T6時(shí)效，形變量至少在30%以上的形變時(shí)效工藝，才能提高峰值硬度同時(shí)明顯提高強(qiáng)度. 形變量較小時(shí)，粗大zig-zag連續(xù)復(fù)合相的析出不利于析出強(qiáng)化.

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