中斷時(shí)效處理對AA2024鋁合金力學(xué)性能和顯微結(jié)構(gòu)的影響

尹美杰，陳江華，劉春輝

(湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410082)

AA2024鋁合金(m(Cu)/m(Mg)≈3.5)是最傳統(tǒng)的商業(yè)鋁合金之一，被廣泛用于航空航天領(lǐng)域。作為重要的結(jié)構(gòu)材料，提高其綜合力學(xué)性能，特別是提高韌性一直是人們關(guān)注的重點(diǎn)內(nèi)容之一[1-2]。一般來講，提高強(qiáng)度可通過獲得大量細(xì)小彌散的析出相，而提高韌性則需要綜合考慮合金納米析出相、第二相、晶界析出相和無析出帶等多個(gè)因素的綜合作用[2-4]。過去許多研究者研究了多級(jí)時(shí)效工藝提高析出強(qiáng)化型鋁合金的綜合力學(xué)性能的可能性[3-7]。其中較為代表性的是LUMLEY等[4-5]提出的中斷時(shí)效工藝，其工藝如圖 1所示，將傳統(tǒng) T6處理的欠時(shí)效狀態(tài)樣品進(jìn)行一段時(shí)間低溫中斷處理(Interrupted ageing，IA)，這稱為T6I4工藝。然后重新回到欠時(shí)效溫度進(jìn)行時(shí)效處理即是T6I6工藝。這種工藝后來在許多析出強(qiáng)化鋁合金上得到應(yīng)用，并能在提高或保持合金強(qiáng)度的同時(shí)，不降低合金的塑性或韌性，甚至還會(huì)提高其塑料或韌性[8-16]?；仡欔P(guān)于2000系合金的研究結(jié)果可以發(fā)現(xiàn)，合金能否可以通過T6I4或T6I6獲得比T6更高的硬度或屈服強(qiáng)度以及斷裂強(qiáng)度等力學(xué)性能與合金元素含量(包括Cu、Mg元素和微量添加元素，例如Si、Sn和Ag等)密切相關(guān)[10-18]。但是過去文獻(xiàn)中鮮見T6I4和T6I6工藝對AA2024鋁合金性能影響規(guī)律的研究報(bào)道。

從過去文獻(xiàn)結(jié)論中可以得出，這種工藝的關(guān)鍵在于使合金在中斷處理過程中產(chǎn)生“二次析出”，改變合金中強(qiáng)化相的形核生長規(guī)律，從而可使合金獲得相比T6狀態(tài)更多細(xì)小彌散分布的析出相[5-16]。因此，必須要結(jié)合合金中在不同工藝參數(shù)條件下強(qiáng)化析出相的種類及形核演變規(guī)律來分析T6I4和T6I6工藝改善合金性能的規(guī)律。過去關(guān)于該工藝對2000系合金性能研究中，合金中的析出相主要為θ′或Ω相，研究表明：可以通過 T6I4和 T6I6工藝得到細(xì)小彌散的 θ′或 Ω相來提高合金的力學(xué)性能[5,7,10-11]。本研究中選擇的AA2024合金中的主要強(qiáng)化相為S相，該合金在峰值時(shí)效階段也會(huì)形成GPB區(qū)，但屬于亞穩(wěn)相，很快即回溶進(jìn)入基體中。S相成分為Al2CuMg，常為板條狀或柱狀，晶體群是cmcm，單胞含16個(gè)原子。在鋁基體中 S相慣習(xí)面為{021}Al，由兩層 Cu-Mg原子墻構(gòu)成[19-21]。過去的研究中認(rèn)為它是由原子團(tuán)簇或 GPB轉(zhuǎn)變而來，或是直接在缺陷處形核，其形成機(jī)制很長時(shí)間一直存在爭論[22-26]。GPB為一維針狀結(jié)構(gòu)，由多個(gè)結(jié)構(gòu)單元復(fù)合而成[27]。最新研究結(jié)果[25]顯示，S相在 180℃可均勻形核，形核初期形態(tài)為 GPS2-Ⅰ相(Al3CuMg)；隨時(shí)效時(shí)間進(jìn)行，經(jīng)歷從 GPS2-Ⅱ(Al2CuMg)到 S2(Al2CuMg)同時(shí)伴隨成分和結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變；接著以疊加雙層Cu-Mg原子墻的形式繼續(xù)生長，即向 S4(Al2CuMg)逐漸生長為穩(wěn)定的 S相S2n(Al2CuMg)。

本文作者主要研究T6I4和T6I6工藝對AA2024合金硬度和韌性的影響規(guī)律，同時(shí)結(jié)合系統(tǒng)的微觀結(jié)構(gòu)表征探究其機(jī)制。結(jié)合之前對單級(jí)時(shí)效過程中S相析出生長規(guī)律的認(rèn)識(shí)，可以補(bǔ)充多級(jí)時(shí)效處理對S相形核和生長影響規(guī)律的認(rèn)識(shí)，同時(shí)對優(yōu)化AA2024鋁合金的綜合力學(xué)性能有指導(dǎo)意義。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料AA2024鋁合金為4 mm厚的軋制板材，成分為 4.7%Cu-1.34%Mg-0.61%Mn-0.02%Ti-0.03%Zn-0.08%Fe(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，余量為鋁。實(shí)驗(yàn)所用的3種固溶時(shí)效處理制度(即T6、T6I4和T6I6)在空氣循環(huán)爐中進(jìn)行，其示意圖如圖1所示。固溶處理之后，T6的時(shí)效溫度為180 ℃；多級(jí)時(shí)效溫度參照LUMLEY等[4-5]的報(bào)道，選擇80%峰值硬度對應(yīng)的欠時(shí)效時(shí)間，因此，T6I4的第一級(jí)UA時(shí)效溫度為180 ℃，時(shí)間為1 h或5 h；然后再進(jìn)行第二級(jí)IA時(shí)效，溫度為室溫或65 ℃；T6I6是在T6I4時(shí)效基礎(chǔ)上再進(jìn)行第三級(jí)RA時(shí)效，溫度為180 ℃。

圖1 熱處理工藝圖Fig. 1 Schematic diagram of heat treatment process (ST:Solution treatment; UA: Under ageing; IA: Interrupted ageing;RA: Re-ageing)

對不同處理狀態(tài)的樣品做維氏硬度和韌性測試，并結(jié)合熱電力(Thermal electrical power，TEP)和透射電鏡(Transmission electron microscopy，TEM)進(jìn)行顯微組織表征，對韌性測試樣品斷口進(jìn)行掃描電鏡(Scanning electron microscopy，SEM)觀察。TEP對合金中游離固溶原子含量比較敏感，是一種間接的顯微組織表征方法，文獻(xiàn)[28-29]中顯示，Al基體中的Cu和Mg游離態(tài)固溶原子含量越多，TEP值越高，反之，TEP值越低。SEM型號(hào)為FEI Quanta200，TEM型號(hào)為JEOL JEM-3010和 Tecnai G2F20S-TWIN。透射電鏡樣品采用標(biāo)準(zhǔn)的電解雙噴方法制備。本文作者采用Kahn tear測試方法測量韌性，依據(jù) ASTM B871-01標(biāo)準(zhǔn)。這是用靜態(tài)力測量缺口薄樣品(2 mm厚)抵抗裂紋擴(kuò)展能力的一種方法，因與CT測試具有相似性，卻相對節(jié)省材料，過去已被廣泛用于表征鋁合金的斷裂韌性[30-31]。本文作者采用單位面積擴(kuò)展能(Ultimate propagation energy，UPE)來表征樣品的韌性。因考慮到加載方式、樣品性狀和軋制樣在性能上的各向異性，所以用于Kahn tear測試的樣品有兩種加工方式，即沿軋制方向(T-L)和垂直于軋制方向(L-T)。另外，每一個(gè)時(shí)效狀態(tài)下的Kahn tear測試結(jié)果均來自于3個(gè)樣品的平均值。

圖2 AA2024合金經(jīng)T6處理后硬度、TEP和UPE隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線Fig. 2 Changing curves of hardness and TEP(a) and UPE(b) with ageing time in AA2024 alloy under T6 treatment

2 結(jié)果與分析

2.1 T6處理對AA2024鋁合金力學(xué)性能和顯微組織的影響

圖2所示為T6狀態(tài)下AA2024合金硬度、TEP和UPE隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線。由圖2(a)可以看出，AA2024合金的硬度曲線具有兩個(gè)峰，即時(shí)效 6 min時(shí)，合金硬度迅速到達(dá)110HV，繼續(xù)時(shí)效，硬度逐漸上升，直到18 h左右到達(dá)最大峰值，為155HV左右，隨后硬度下降。同時(shí)，合金的TEP值基本上隨時(shí)效時(shí)間延長而逐漸降低。這與主要合金元素Cu和Mg的分布狀態(tài)有關(guān)[20-21]。固溶淬火后，基體中存在大量過飽和的Cu、Mg溶質(zhì)原子，使得合金的TEP值較高，隨時(shí)效時(shí)間延長，Cu、Mg溶質(zhì)原子偏聚并逐漸形成析出相，使得TEP值逐漸降低。

由圖2(b)可以得知，首先在同一時(shí)效狀態(tài)下，L-T方向加工樣品的UPE值總比T-L方向的要高。通常晶粒沿軋制方向被拉長，粗大第二相也沿軋制方向呈線性分布，導(dǎo)致當(dāng)加載方向與裂紋擴(kuò)展方向接近垂直時(shí)，相比平行關(guān)系裂紋更易擴(kuò)展，所以T-L方向的樣品裂紋擴(kuò)展耗能少，則UPE值低，而L-T方向則相反[20]。合金的UPE值隨時(shí)效時(shí)間延長，從最初的85 N/mm逐漸在時(shí)效80 h時(shí)降低至接近0 N/mm。

圖3所示為不同時(shí)效狀態(tài)Kahn tear測試樣品的斷口 SEM 像，每個(gè)時(shí)效狀態(tài)分別用較低倍和較高倍的SEM像顯示。可見斷裂機(jī)制為混合型，隨時(shí)效狀態(tài)不同，各種機(jī)制存在競爭關(guān)系。欠時(shí)效狀態(tài)下(見圖3(a))，斷口形貌主要由沿晶界的粗大棱條狀裂紋、穿晶的韌性剪切撕裂紋以及粗大第二相(約 10 μm)脆斷形成的韌窩構(gòu)成，并以前兩種特征最多。粗大的棱條狀裂紋被成片的韌窩連接起來，顯示為典型的Void sheet斷裂機(jī)制[32]。韌窩的尺寸(見圖3(b))約為0.5~1 μm，在每個(gè)韌窩內(nèi)均可見尺寸約為0.2 μm的第二相；由文獻(xiàn)[33]可知，穿晶的韌性剪切撕裂紋和較大的韌窩尺寸表明樣品在斷裂前經(jīng)過較大的塑性變形，這樣會(huì)消耗大量的塑性變形能，有利于合金獲得較高的 UPE值。

峰值時(shí)效狀態(tài)下(見圖 3(c))的斷口形貌主要由沿晶界的粗大裂紋和粗大第二相脆斷孔坑構(gòu)成，并以前一種特征為最多。同樣的，這些粗大的裂紋被成片的韌窩連接起來。韌窩的尺寸(見圖 3(d))和內(nèi)部結(jié)構(gòu)與欠時(shí)效狀態(tài)樣品情況幾乎相同；相比 UA，從晶界處形核的粗大裂紋特征更多。許多情況下，由于晶界處缺陷較多，使得裂紋沿晶界擴(kuò)展相比穿過晶界要更容易，促進(jìn)裂紋擴(kuò)展，從而降低合金的UPE值[2]。

過時(shí)效狀態(tài)下(見圖3(e))，合金的斷口形貌與其它狀態(tài)相比有較大不同，主要由粗大第二相脆斷形成的孔坑、成片的韌窩及少量沿晶斷裂特征構(gòu)成。韌窩數(shù)量明顯增多但深度較淺，小韌窩尺寸(見圖3(f))也有所減小，平均為0.5 μm，同時(shí)，密度增加。韌窩數(shù)量和密度的增加，說明了裂紋源的增加有利于降低樣品斷裂前所需消耗的塑性變形能，增加裂紋擴(kuò)展速度，從而得到較低的UPE值。

圖3 T6狀態(tài)下時(shí)效不同時(shí)間AA2024合金樣品斷口的SEM像Fig. 3 SEM images of fracture surfaces of AA2024 alloy samples (L-T) under T6 treatment for different time: (a), (b) Under ageing,5 h; (c), (d) Peak ageing, 18 h; (e), (f) Over ageing, 48 h

本實(shí)驗(yàn)進(jìn)一步采用 TEM 觀察合金的顯微組織隨時(shí)效時(shí)間的變化情況，其結(jié)果如圖4所示。首先，圖4中所有樣品的TEM像顯示合金中的橢圓狀第二相長軸尺寸約為0.2 μm，相鄰顆粒的間距為0.2~1 μm，且不隨時(shí)效時(shí)間改變而變化，參考文獻(xiàn)[34]可知，它們主要是含Al-Cu-Mn元素的相。圖4(a)~(g)所示為欠時(shí)效狀態(tài)合金的TEM像。當(dāng)時(shí)效時(shí)間為6 min時(shí)(見圖4(a)和(d))，合金中析出相較少，分布稀疏，主要為GPS相；當(dāng)時(shí)效時(shí)間為20 min時(shí)(見圖4(b)和(e))，合金中析出相增多了，主要為厚度方向僅一個(gè)單胞寬度的S相(即S2)。另外觀察晶界可見近乎連續(xù)分布的晶界析出相(見圖4(b)的插圖)，它們可能誘導(dǎo)裂紋萌生。當(dāng)時(shí)效時(shí)間為1 h和5 h時(shí)(見圖4(c), (f), (g)和(j))，合金中析出相繼續(xù)增多，主要析出相仍然為 S 相(除 S2相外，部分為增厚了的S4相及少量的S2n相)；當(dāng)時(shí)效時(shí)間為18 h時(shí)(見圖4(h)和(k)(峰值時(shí)效狀態(tài)))，合金中析出相數(shù)量達(dá)到最多，主要為增厚了的S相和針狀GPB區(qū)(見圖4(h)的插圖)；當(dāng)時(shí)效時(shí)間為180 h時(shí)(見圖4(i)和(l))，合金中析出相的數(shù)量減少，主要為粗大的S相。過時(shí)效狀態(tài)下，小韌窩的數(shù)量明顯增多，說明粗大的S相也可能參與微裂紋源的形成。同時(shí)觀察晶界(見圖4(i)的插圖)可見，相比欠時(shí)效狀態(tài)，晶界析出相略有增多，尺寸增大，呈連續(xù)分布。

圖4 T6處理AA2024合金的典型TEM明場像和析出相的HRTEM像Fig. 4 Typical TEM images of AA2024 alloy samples undergoing T6 ageing for different time (along with 〈100〉A(chǔ)l) and HRTEM images of precipitations: (a), (d) 6 min; (b), (e) 20 min; (c), (f) 1 h; (g), (j) 5 h; (h), (k) 18 h; (i), (l) 180 h

2.2 T6I4處理對 AA2024鋁合金力學(xué)性能和顯微結(jié)構(gòu)的影響

圖5所示為經(jīng)T6I4處理的AA2024合金硬度、TEP和UPE隨IA時(shí)效時(shí)間的變化曲線。從圖5(a)中可以看出，不管IA處理溫度如何，當(dāng)UA時(shí)效時(shí)間為1 h時(shí)，合金的硬度值隨IA時(shí)間延長緩慢上升；當(dāng)UA處理時(shí)間為5 h時(shí)，合金硬度值在整個(gè)IA處理過程中基本沒有變化。從圖5(b)可以看出，當(dāng)UA時(shí)效時(shí)間為1 h，IA處理溫度為RT時(shí)，合金的TEP值隨IA時(shí)間延長緩慢下降；當(dāng)IA處理溫度為65 ℃，TEP下降趨勢較為明顯；當(dāng)UA處理時(shí)間為5 h時(shí)，IA處理溫度為RT，合金TEP值在整個(gè)IA處理過程中基本沒有變化，如果IA處理溫度為65 ℃，TEP先下降再趨于平緩。從圖5(c)和(d)可以看出，UA處理1 h或5 h對合金的UPE幾乎沒有影響，且L-T樣品的UPE值依然比 T-L樣品的高。其次，經(jīng)過 T6I4處理后，合金的UPE初始值(tIA=5 h)均在60 N/mm左右。再次，相比T6狀態(tài)(見圖2(b))，當(dāng)IA溫度為室溫時(shí)，合金的UPE值隨IA處理時(shí)間延長逐漸增加，經(jīng)IA處理360 h后，合金的UPE值可以達(dá)到115 N/mm。

圖5 T6I4處理狀態(tài)下AA2024鋁合金硬度、TEP和UPE值隨IA處理時(shí)間的變化Fig. 5 Change of hardness(a), TEP(b), UPE(tUA=1 h) (c) and UPE(tUA=5 h)(d) with IA time in AA2024 alloy samples undergoing T6I4 ageing treatments

考慮到UA為1 h時(shí)，硬度值和TEP值隨IA處理時(shí)間變化較為明顯，因此，選擇UA為1 h的樣品做進(jìn)一步研究。圖6所示為T6I4處理狀態(tài)下，UA為1 h，IA在室溫下處理65~14 d的樣品斷口SEM像。由于低倍斷口形貌與欠時(shí)效狀態(tài)的基本一致，斷裂特征差別僅體現(xiàn)在高倍形貌方面，因此這里只擺出高倍斷口形貌?？梢姅嗔烟卣黠@示為韌窩群，IA時(shí)長小于7 d時(shí)(見圖6(a)和(b))，韌窩的尺寸為0.5~1 μm，在每個(gè)韌窩內(nèi)同樣可見尺寸為0.2 μm左右的第二相；IA時(shí)長為14 d時(shí)(見圖6(c))，韌窩的尺寸略微增大。

對應(yīng)相同處理時(shí)間樣品的 TEM 像見圖 7。圖7(a)~(c)沒有呈現(xiàn)出明顯差異，所有樣品中均含少量的S相和含Al-Cu-Mn元素的第二相。這些S相的密度和厚度尺寸與T6處理1h樣品中析出相的特征類似(見圖4(c)和(f))。MARCEAU等[7]采用三維原子探針研究了Al-Cu-Mg合金在IA過程中的顯微組織變化，證實(shí)IA過程中只有原子團(tuán)簇形成。原子團(tuán)簇?zé)o法在 TEM 里顯示，但本試驗(yàn)結(jié)果證明這些原子團(tuán)簇難以轉(zhuǎn)變?yōu)閺?qiáng)化效果更明顯的S相。這可能與IA過程中形成的原子團(tuán)簇成分有關(guān)，據(jù)文獻(xiàn)[15]，由于 Mg元素與空位的結(jié)合能高于Cu，所以Mg原子更容易、更快速與空位結(jié)合形成Mg原子質(zhì)量比居多的Cu-Mg原子團(tuán)簇和Mg-空位。而S相中Cu與Mg的質(zhì)量比為1:1，從這個(gè)角度來講，IA過程形成的原子團(tuán)簇不易轉(zhuǎn)變?yōu)镾相。另外，本研究也說明室溫和65 ℃低溫時(shí)效過程中形成的原子團(tuán)簇對合金的硬度提高有限但可以顯著改善韌性。文獻(xiàn)報(bào)道過力學(xué)性能改善的類似結(jié)果[4-10]，盡管如此，鋁合金中團(tuán)簇的成分和結(jié)構(gòu)測定極其困難，對相應(yīng)機(jī)理的理解仍不完善。

圖6 T6I4處理狀態(tài)下AA2024合金樣品(L-T)斷口的SEM像Fig. 6 SEM images of fracture surfaces of AA2024 alloy samples (L-T) undergoing T6I4 treatments at tUA=1 h and tIA=65 h((a), (d)), tIA=7 d((b), (e)) and tIA=14 d((c), (f)) at RT

圖7 T6I4處理狀態(tài)下AA2024合金的TEM像Fig. 7 TEM images of AA2024 alloy samples undergoing T6I4(tUA=1 h) ageing for 65 h(a), 7 d(b), 14 d(c) at RT(electron beam along 〈100〉A(chǔ)l)

2.3 T6I6處理對 AA2024鋁合金力學(xué)性能和顯微結(jié)構(gòu)的影響

本研究系統(tǒng)性地研究了不同UA、IA和RA處理參數(shù)得到的T6I6狀態(tài)下合金的硬度和UPE值。結(jié)果表明：選擇IA溫度為RT和65 ℃對T6I6狀態(tài)下合金的性能幾乎沒有影響。且經(jīng)過T6I6處理得到的硬度隨RA時(shí)間變化的曲線僅有一個(gè)硬度峰值，所有參數(shù)條件下的硬度到達(dá)峰值的時(shí)間均為RA處理24 h。圖8所示為T6單級(jí)時(shí)效24 h和T6I6狀態(tài)下RA處理24 h時(shí)合金樣品的硬度值和UPE值?？梢姡琓6狀態(tài)下，峰值硬度值約為155HV，UPE值為49 N/mm；當(dāng)UA為1 h時(shí)，IA(室溫)處理65 h得到得T6I6峰值硬度明顯降低，約為133HV，UPE值也有所下降，為33 N/mm。隨IA處理時(shí)間增加，硬度略有上升，同時(shí)，UPE值略有下降；當(dāng)tUA為5 h時(shí)，相比T6峰值時(shí)效狀態(tài)，基本上所有IA(室溫)處理?xiàng)l件下，硬度峰值都略有下降，而UPE值接近于0 N/mm。由此可見，UA處理時(shí)間越長，T6I6處理的合金峰值越高，但 UPE值下降明顯。

圖8 T6和T6I6不同處理狀態(tài)下AA2024合金的時(shí)效峰值處理樣品的峰值硬度和UPE值對比Fig. 8 Comparison of peak hardness and UPE values at peak-aged state at various T6 and T6I6 conditions

選擇其中3種T6I6狀態(tài)的斷口樣品做斷口分析，并與T6作對比，其結(jié)果如圖9所示。圖9(a)所示為T6處理24 h樣品的斷口照片，由于這個(gè)狀態(tài)接近時(shí)效峰值，所以斷口形貌特征與峰值時(shí)效狀態(tài)(見圖3(b)和(e))的相似，即韌窩尺寸在0.5 μm左右；圖9(b)所示為T6I6處理狀態(tài)((180 ℃, 1 h)+(RT, 65 h)+(177, 24 h))樣品的斷口形貌，相比 T6狀態(tài)，韌窩尺寸略有增大；圖9(c)所示為T6I6處理狀態(tài)((180 ℃, 5 h)+(RT, 65 h)+(177, 24 h))樣品的斷口形貌，韌窩尺寸明顯減小。

圖10所示為T6I6再時(shí)效24 h(接近峰值狀態(tài))樣品與T6峰值時(shí)效24 h樣品的TEM像。由圖10可見，樣品中都形成了S相和GPB區(qū)，對比之下，T6處理樣品的析出相密度最大(見圖10(a))，其次是T6I6((UA,1 h)+(RT, 14 d)+(177, 24 h))(見圖 10(c))和 T6I6((UA,5 h)+(RT, 65 h)+(177, 24 h))(見圖 10(d))，T6I6((UA,1 h)+(RT, 65 h)+(177, 24 h))狀態(tài)樣品的析出相密度最低(見圖10(b))。以上觀察說明，再時(shí)效過程中沒有形成更多的S相，且T6I4過程形成的S相發(fā)生明顯粗化，合金綜合力學(xué)性能變差。本研究也證明AA2024合金中斷時(shí)效過程中沒有析出能夠在再時(shí)效過程形成S相的早期形核點(diǎn)，提高中斷時(shí)效溫度也許可以改善T6I6工藝的效果。本研究的結(jié)果揭示中斷時(shí)效處理不一定具有普適性，為了改善合金的綜合力學(xué)性能，針對不同的合金需要結(jié)合其強(qiáng)化相的形成機(jī)制來調(diào)整處理溫度和時(shí)間。

圖9 AA2024合金樣品T6和T6I6處理狀態(tài)下斷口表面的SEM像Fig. 9 SEM images of fracture surfaces of AA2024 alloy samples(L-T) undergoing T6(a), (180 ℃, 1 h)+(RT, 65 h)+(177, 24 h)(b) and (180 ℃, 5 h)+(RT, 65 h)+(177, 24 h)(c)

圖10 經(jīng)T6和T6I6處理樣品典型的TEM和HREM像Fig. 10 Typical TEM and HREM images of AA2024 alloy samples undergoing at T6 and T6I6 ageing treatments (electron beam along 〈100〉A(chǔ)l): (a) 177, 24 h; (b) T6I6((UA, 1 h)+(RT, 65 h)+(177, 24 h)); (c) T6I6((UA, 1 h)+(RT, 14 d)+(177, 24 h)); (d) T6I6((UA,5 h)+(RT, 65 h)+(177, 24 h))

3 結(jié)論

1) 相比180℃的T6單級(jí)時(shí)效處理，T6I4處理可使AA2024合金獲得較好的綜合力學(xué)性能。合金的硬度值隨 UA和 IA處理時(shí)間延長而增加，同時(shí)，UPE值隨UA處理延長而減少，隨IA處理時(shí)間延長而增加。且在整個(gè)IA時(shí)效階段，UPE值都保持高于相同T6欠時(shí)效狀態(tài)所獲得的UPE值。但隨著UA時(shí)間的越長，UPE值和硬度值隨IA時(shí)間增加愈加緩慢。

2) 在低溫IA時(shí)效過程中，GPS相向S相的轉(zhuǎn)變以及S相的生長不明顯，合金中應(yīng)存在原子團(tuán)簇的析出。同時(shí)未明顯觀察到新GPS相的形成，因此，T6I4處理在 IA階段，硬度特別是韌性的增加主要?dú)w因于原子團(tuán)簇的形成。

3) 再時(shí)效過程中沒有形成更多的 S相，且 T6I4過程形成的S相發(fā)生明顯粗化，合金綜合力學(xué)性能變差。本研究也證明，AA2024合金中斷時(shí)效過程中沒有析出能夠在再時(shí)效過程形成S相的早期形核點(diǎn)，提高中斷時(shí)效溫度也許可以改善T6I6工藝的效果。無論是從改善力學(xué)性能還是考慮經(jīng)濟(jì)性的角度，相比180 ℃的T6單級(jí)時(shí)效處理，現(xiàn)有的T6I6處理不適用于提高AA2024鋁合金的力學(xué)性能。

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