微量鋯、鐿和鉻在鋁合金中的存在形式及其作用機(jī)制

方華嬋，張茁，巢宏，陳康華

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微量鋯、鐿和鉻在鋁合金中的存在形式及其作用機(jī)制

方華嬋1，張茁1，巢宏2，陳康華1

(1. 中南大學(xué)粉末冶金國家重點實驗室，湖南長沙，410083；2. 湖南省科學(xué)技術(shù)信息研究所，湖南長沙，410001)

采用布氏硬度測試、金相顯微觀察和透射電鏡分析方法，研究復(fù)合添加微量Zr，Yb和Cr在鋁合金中的存在形式，對比不同彌散相對合金高溫析出硬化和基體再結(jié)晶的抑制效果。研究結(jié)果表明：Al-Cr-Yb，Al-Zr-Cr，Al-Zr-Yb和Al-Zr-Yb-Cr合金的高溫硬化作用和抑制再結(jié)晶效果依次提高；復(fù)合添加Zr，Yb和Cr的鋁合金具有最佳的高溫硬化作用和抑制再結(jié)晶效果，這與析出共格的、含Cr的Al3(Zr,Yb)彌散相優(yōu)異的高溫穩(wěn)定性以及細(xì)小的粒度和較高的彌散度有關(guān)。

Al-Zr-Yb-Cr合金；析出；再結(jié)晶；硬化

微合金化是挖掘鋁合金潛力、改善合金性能的重要途徑之一，也是新型鋁合金研發(fā)的主要方向之一[1?3]。其改性機(jī)理之一是通過微量元素的添加，獲得熱穩(wěn)定性好的彌散相，以抑制再結(jié)晶、改變晶界界內(nèi)強(qiáng)化析出相的結(jié)構(gòu)、分布狀態(tài)等，從而強(qiáng)化合金，提高腐蝕性能，其中，彌散相的結(jié)構(gòu)、形態(tài)和熱穩(wěn)定性起決定性作用。鋁合金熱穩(wěn)定性好(粗化速率低)，粒度小，體積分?jǐn)?shù)高，呈彌散分布，與基體有良好的界面關(guān)系，即晶體結(jié)構(gòu)為對稱性較高的立方L12型，且晶格參數(shù)與基體相近的彌散相具有最佳的改性效 果[4]。稀土元素(Yb，Er和Sc)是目前已知的較有效的合金化元素，除了其能形成高溫穩(wěn)定的L12結(jié)構(gòu)A13X化合物外[4?8]，還可與其他合金元素尤其是具有相同析出相結(jié)構(gòu)的元素相互作用，可更好地發(fā)揮微合金化作用。例如往Al-Sc合金中加入Zr，不僅能形成熱穩(wěn)定的心部富Sc、外部富Zr的殼核結(jié)構(gòu)Al3(Sc,Zr)相[9?10]，而且低擴(kuò)散的Zr能阻礙內(nèi)部Sc擴(kuò)散，從而降低粒子的晶格參數(shù)，減緩粗化速率。因此，Al3(Sc,Zr)復(fù)合相不僅保留了Al3Sc相的全部優(yōu)良性能，而且在細(xì)化晶粒、抗再結(jié)晶、提高合金強(qiáng)度和耐熱性方面有顯著提高[11?12]。此外，具有相同析出相結(jié)構(gòu)的 Sc 和 Zr 相互作用能降低活度，增加固溶度，從而促進(jìn)彌散相析出，更加利于 Sc 在鋁合金中的微合金化。但稀土與某些元素的復(fù)合添加也可能會降低微合金化作用。本文作者通過在鋁合金中復(fù)合添加微量Zr，Yb和Cr，研究微量元素在純鋁中的存在形式，比較Zr，Yb和Cr組元間復(fù)合后析出彌散相的晶體學(xué)特征、高溫?zé)岱€(wěn)定性及抗再結(jié)晶行為。

1 實驗

采用傳統(tǒng)的熔鑄法制備Al-Zr-Cr，Al-Cr-Yb，Al-Zr-Yb和Al-Zr-Yb-Cr合金，化學(xué)成分見表1。采用高純鋁(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.9%)，合金元素Zr，Cr和Yb 以中間合金形式加入。將配制的合金鑄錠分為2組在電阻爐中進(jìn)行均勻化處理：一組在500 ℃均勻化退火0~400 h后測量布氏硬度，比較彌散相的高溫析出硬化效應(yīng)及其穩(wěn)定性；另一組在473 ℃均勻化13 h后再冷鍛，變形量為75%，變形的合金在150~550 ℃(每隔25 ℃取1個溫度點)退火1 h，采用布氏硬度法和金相法相結(jié)合測定合金的再結(jié)晶溫度。固溶后的樣品經(jīng)氟硼酸水溶液電解拋光復(fù)膜后置于偏振光下觀察合金宏觀再結(jié)晶情況，采用TECNAI G220和JEOL?2100F透射電鏡觀察高溫長時間均勻化合金中的彌散相分布，并對相的結(jié)構(gòu)、成分進(jìn)行分析。采用HBRVU?187.5型布洛維硬度計測量合金硬度。

2 結(jié)果與分析

2.1 微量Zr，Yb和Cr在鋁中的存在形式

圖1所示為Al-Zr-Cr，Al-Cr-Yb，Al-Zr-Yb和Al-Zr-Yb-Cr合金鑄錠500 ℃退火400 h后析出的納米級彌散相的TEM形貌。Al-Zr-Cr合金晶內(nèi)析出了大量100~500 nm的條塊狀化合物和直徑為25~40 nm、彌散分布的細(xì)小球形相(見圖1(a))，球形相呈雙葉花瓣狀，粒子中間有無襯度帶，表明該球形相與α(Al)基體共格。Al-Cr-Yb合金內(nèi)析出大量粒度為20 nm的黑色彌散相粒子，大部分聚集形成團(tuán)簇，直徑為100~300 nm(見圖1(b))。Al-Zr-Yb合金晶內(nèi)析出粒度為20~50 nm的黑色和灰色粒子，且分布更加彌散(見圖1(c))。Al-Zr-Yb-Cr合金中析出的粒子數(shù)量最多，粒度最小(見圖1(d))。

分別對各合金中相的成分和結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析，圖2所示為均勻化態(tài)Al-Zr-Cr合金中彌散相的TEM明場像、能譜分析和選區(qū)衍射斑。分析能譜和衍射斑可知：Al-Zr-Cr合金析出的粒度為100~500 nm、條塊狀化合物為單斜結(jié)構(gòu)的Al7Cr(見圖2(b))，20~30 nm細(xì)小共格球形相為Ll2結(jié)構(gòu)以及含Cr的Al3Zr相(見圖2(c))。

圖3所示為均勻化態(tài)Al-Cr-Yb合金中晶內(nèi)和晶界析出的彌散相的TEM明場像、能譜分析和選區(qū)衍射斑。由圖3可知：除了大量粒度為20 nm的黑色彌散相粒子聚集形成直徑為100~300 nm的團(tuán)簇外(見圖3(a))，晶內(nèi)還存在少量直徑為0.2~0.5 μm的黑色近球型粒子(見圖3(b))。能譜結(jié)合電子選區(qū)衍射分析證實這些粒子均為Al20Cr2Yb相。而在晶界處存在粒度為0.2 μm左右的黑色粒子，一種為橢球狀、沿晶界呈斷續(xù)狀分布(見圖3(c))，另一種呈連續(xù)狀(見圖3(d))。能譜分析結(jié)果表明晶界上的粒子由Al，Yb和Cr組成，且Al和Yb質(zhì)量分?jǐn)?shù)高，Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)低，推測為Al3Yb共晶相。

表1 合金的實際化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

(a) Al-Zr-Cr；(b) Al-Cr-Yb；(c) Al-Zr-Yb；(d) Al-Zr-Yb-Cr

(a) 彌散相形貌；(b) 彌散相A的能譜和衍射斑分析結(jié)果；(c) 彌散相B的能譜和衍射斑分析結(jié)果

(a) 聚集態(tài)彌散相粒子的TEM明場像；(b) 晶內(nèi)亞微米級彌散相粒子的TEM明場像和衍射斑；(c) 晶界不連續(xù)彌散相的TEM明場像和能譜分析；(d) 晶界連續(xù)彌散相的TEM明場像

圖4所示為均勻化態(tài)Al-Zr-Yb合金中彌散相的TEM明場像和能譜分析結(jié)果。Al-Zr-Yb合金中析出了一種數(shù)量較少、粒度為20 nm左右的灰色球形相為含Yb的Al3Zr相，其結(jié)構(gòu)與Al3(Sc, Zr)的結(jié)構(gòu)類似，為典型的殼核結(jié)構(gòu)(見圖4(d))；另一種為數(shù)量較多、粒度為30~80 nm的黑色橢球形和球形化合物為含Zr的Al3Yb相(見圖4(c))。這些高密度彌散分布的第二相粒子均呈雙葉花瓣狀，與基體共格，為L12結(jié)構(gòu)(見圖4(b))。

圖5所示為均勻化態(tài)Al-Zr-Yb-Cr合金中彌散相的TEM像和能譜分析和選區(qū)衍射結(jié)果。由圖5可知合金中析出了2類粒子：一類是粒度為150~500 nm、長條狀黑色的含Zr的YbCr2Al20初生相粒子，其離散分布在晶內(nèi)，且數(shù)量較少(見圖5(a))；另一類為數(shù)量眾多、粒度為15~25 nm、共格的含Cr的Al3(Zr,Yb)粒子。此外，大量彌散相在晶界呈連續(xù)分布，并且在晶界附近形成了寬約200 nm的無沉淀析出帶。能譜結(jié)果證實這些第二相粒子由Al，Zr，Cr和Yb組成，且Yb的質(zhì)量分?jǐn)?shù)最高，Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)最低，其成分和結(jié)構(gòu)與晶內(nèi)共格的、含Cr的Al3(Zr,Yb)粒子相同。

采用高分辨透射電鏡對圖5(b)中的共格彌散相進(jìn)行表征，圖6(a)和6(b)所示分別為彌散相[100]Al方向的高分辨相及傅里葉變換和電子衍射花樣，圖6(c)和6(d)所示分別為彌散相[011]Al方向的高分辨相及傅里葉變換和電子衍射花樣。由圖6可知：彌散相為近球形，直徑為15~25 nm。根據(jù)測量，Al的(001)晶面間距為0.202 5 nm，彌散相顆粒的(001)晶面間距為0.409 2 nm，即彌散相的晶格常數(shù)為0.409 2 nm，是鋁基體晶格常數(shù)的2倍，與基體界面為共格界面，具體的基體位向關(guān)系為：[011]Al//[011]d，(100)Al//(100)d，[100]Al//[110]d，(001)Al//(001)d(其中，d表示球形粒子)。L12型含Cr的Al3(Zr,Yb)粒子經(jīng)過500 ℃均勻化400 h沒有聚集粗化現(xiàn)象，仍維持與基體共格的狀態(tài)，說明其具有很強(qiáng)的熱穩(wěn)定性。

(a)彌散相低倍TEM明場像；(b) 彌散相高倍TEM明場像；(c) 橢球狀彌散相A的TEM明場像；(d) 圓形彌散相B的TEM明場；(e) 圖(c)中彌散相A的能譜；(f) 圖(d)中彌散相B的能譜

(a)晶內(nèi)亞微米彌散相的TEM明場像；(b) 晶內(nèi)共格彌散相的TEM明場像；(c) 亞微米級彌散相A的衍射斑和能譜；(d) 晶界彌散相的TEM明場像；(e) 晶界無沉淀析出帶的TEM暗場像；(f) 晶界彌散相的衍射斑和能譜

(a) 彌散相[100]Al 方向的高分辨相和傅里葉變換；(b) 彌散相[100]Al 方向的電子衍射花樣；(c) 彌散相[011]Al 方向的高分辨相和傅里葉變換；(d) 彌散相[011]Al 方向的電子衍射花樣；(e) 彌散相能譜分析

2.2 微量Zr，Yb和Cr對鋁合金高溫析出硬化行為的影響

圖7所示為合金鑄錠經(jīng)500 ℃均勻化處理后的布氏硬度與均勻化時間的關(guān)系曲線。從圖7可見：Al-0.18Cr-0.30Yb合金布氏硬度隨均勻化時間延長而明顯降低(降幅達(dá)18%)，8 h布氏硬度穩(wěn)定在15.6 MPa。Al-0.16Zr-0.18Cr，Al-0.16Zr-0.30Yb和Al-0.16Zr- 0.30Yb-0.18Cr合金鑄錠均勻化處理過程具有類似于傳統(tǒng)鋁合金固溶時效過程中的時效硬化特性，包括孕育期、布氏硬度快速增大期、布氏硬度平臺期和布氏硬度降低期4個階段。Al-0.16Zr-0.18Cr合金均勻化 1 h，布氏硬度迅速升高至峰值(18.8 MPa)，布氏硬度隨時間延長降低明顯；Al-0.16Zr-0.30Yb合金均勻化18 h，布氏硬度緩慢升高至峰值(21.0 MPa)，之后緩慢下降；Al-0.16Zr-0.18Cr-0.3Yb合金均勻化1 h內(nèi)，布氏硬度迅速升高后增加緩慢，12 h達(dá)到峰值(36.0 MPa)，繼續(xù)延長時間，布氏硬度維持在較高水平，波動幅度很小。這說明這4種合金中，Al-0.16Zr-0.30Yb- 0.18Cr合金具有顯著的高溫析出硬化的穩(wěn)定性，且峰值布氏硬度(36.0 MPa)遠(yuǎn)比Al-0.16Zr-0.18Cr合金 (18.8 MPa)、Al-0.16Zr-0.30Yb合金(21.0 MPa)和Al-0.18Cr-0.3Yb合金(18.0 MPa)的峰值布氏硬度高。

1—Al-0.16Zr-0.18Cr；2—Al-0.16Zr-0.30Yb；3—Al-0.18Cr-0.30Yb；4—Al-0.16Zr-0.30Yb-0.18Cr。

2.3 微量Zr，Yb和Cr對鋁合金基體再結(jié)晶的影響

4種樣品在150~550 ℃退火l h時所測得的布氏硬度與對應(yīng)的退火溫度的關(guān)系見圖8，在不同溫度退火 l h后的顯微組織圖像見圖9。從圖8可知：在250 ℃左右，Al-0.18Cr-0.3Yb試樣的布氏硬度開始急劇降低，Al-0.16Zr-0.18Cr，Al-0.16Zr-0.30Yb和Al-0.16Zr- 0.30Yb-0.18Cr合金隨退火溫度升高，布氏硬度下降緩慢，特別是Al-0.16Zr-0.30Yb-0.18Cr合金布氏硬度幾乎沒有明顯急劇下降現(xiàn)象。Al-0.16Zr-0.18Cr，Al-0.16Zr-0.30Yb和Al-0.18Cr-0.30Yb合金布氏硬度出現(xiàn)明顯下降時對應(yīng)的退火溫度區(qū)間分別為400~450，400~450和375~425 ℃，布氏硬度下降分別為48%，35%和53%；Al-0.16Zr-0.30Yb-0.18Cr合金布氏硬度出現(xiàn)明顯下降時對應(yīng)的退火溫度區(qū)間為475~550 ℃，布氏硬度下降約30%。結(jié)合金相證實Al-0.18Cr-0.30Yb，Al-0.16Zr-0.18Cr，Al-0.16Zr-0.30Yb和Al-0.16Zr-0.18Cr-0.30Yb合金的再結(jié)晶起始溫度分別為375，425，425和475 ℃，這說明與復(fù)合添加Zr-Cr，Cr-Yb和Zr-Yb相比，復(fù)合添加Zr-Cr-Yb可以顯著提高鋁合金的再結(jié)晶抗力。

1—Al-0.18Cr-0.30Yb；2—Al-0.16Zr-0.30Yb；3—Al-0.16Zr-0.18Cr；4—Al-0.16Zr-0.30Yb-0.18Cr。

(a) Al-0.16Zr-0.18Cr, 425 ℃；(b) Al-0.18Cr-0.30Yb, 375 ℃；(c) Al-0.16Zr-0.30Yb, 425 ℃；(d) Al-0.16Zr-0.30Yb-0.18Cr, 475 ℃

3 分析與討論

3.1 不同彌散相對鋁合金高溫析出硬化的影響

在500 ℃均勻化400 h，Al-Zr-Cr合金中析出少量粒度為10~30 nm、共格的含Cr的Al3Zr相和粒度為100~500 nm、不共格的Al7Cr相(見圖2)；Al-Cr-Yb合金析出少量團(tuán)聚粗化的、不共格的Al20Cr2Yb彌散相(見圖3)，Al-Zr-Yb合金中析出大量粒度為20~80 nm、共格Al3(Yb,Zr)相(見圖4)，而Al-Zr-Cr-Yb合金中析出大量粒度為15~25 nm、共格的含Cr的Al3(Zr,Yb)彌散相和少量粒度為150 nm、不共格的Al20Cr2(Yb,Zr)粒子(見圖5)。

在合金鑄錠均勻化過程中，彌散相高溫析出對鋁基體產(chǎn)生硬化作用。在時效初期，彌散相粒子的析出對布氏硬度的增加起主導(dǎo)作用，沉淀析出的第二相數(shù)量、粒度和分布達(dá)到最佳強(qiáng)化效果；但隨著時效時間延長，過飽和固溶體的過飽和度越來越小，彌散相粒子析出數(shù)量越來越少，且彌散相開始粗化、聚集，合金布氏硬度劇烈降低；進(jìn)一步延長時效時間，當(dāng)彌散相聚集粗化到一定程度后，強(qiáng)化效果完全消失。若析出溫度較高，則合金有可能在較早時間內(nèi)便開始軟化，合金的布氏硬度沒出現(xiàn)峰值就開始降低。彌散相的穩(wěn)定性不同，表現(xiàn)出來的硬化特征也不同。

彌散相硬化作用的穩(wěn)定性歸因于彌散相本身的穩(wěn)定性，臨界晶核的經(jīng)典形核率公式為

式中：v為單位體積內(nèi)的形核數(shù)目；和分別為Planck和Boltmann常數(shù)；為析出相粒子原子遷移的活化能；為臨界晶核半徑；為析出粒子的表面能；為熱力學(xué)溫度。由式(1)可知：含稀土Yb的析出相粒子的形核和長大與析出相形成元素的擴(kuò)散速率緊密相關(guān)。由于Yb在鋁中的擴(kuò)散較 Zr的擴(kuò)散快很多，在進(jìn)行復(fù)合微合金化時，擴(kuò)散快的Yb元素與Al優(yōu)先形成的Al3Yb先成為內(nèi)核，進(jìn)而擴(kuò)散慢的Zr元素以Al3Yb為異質(zhì)形核的核心而析出，從而形成核心富 Yb、外層富Zr的復(fù)合相，也縮短了復(fù)合第二相析出的孕育期。隨后，形核率隨基體中Zr(體積)粒子濃度降低而降低，當(dāng)析出粒子的形核達(dá)到最大值即析出粒子的密度接近最大值時，析出粒子的形核過程已經(jīng)完成，粗化還未開始。

在添加微量Yb和Zr的過飽和a(Al)固溶體中析出的A13(Yb,Zr)粒子的長大過程則滿足：

式中：為粒子半徑；Yb，Zr為Yb和Zr的擴(kuò)散系數(shù)；為遠(yuǎn)離析出粒子的合金基體內(nèi)的成分；為基體內(nèi)界面濃度；為析出(體積)粒子濃度。由于Yb的擴(kuò)散系數(shù)比Zr的擴(kuò)散系數(shù)大得多，故粒子界面前沿Yb的濃度梯度降低而Zr的(體積)粒子濃度升高。為了維持平衡，要求粒子內(nèi)靠近界面處Yb的(體積)粒子濃度升高。粒子在長大過程中，粒度大于臨界粒度的粒子往往通過元素擴(kuò)散長大，粒度較小則會在保溫時間延長的過程中消失，重新溶入基體中。析出粒子外層富Zr，由于Zr在鋁基體中的擴(kuò)散比Sc的擴(kuò)散慢得多，因而，A13(Yb,Zr)粒子的長大速率比A13Yb的長大速率慢得多。因此，通過與擴(kuò)散較慢的Zr進(jìn)行復(fù)合微合金化，可以提高第二相的抗粗化能力。復(fù)合添加Zr和Yb的合金經(jīng)500 ℃時效18 h，布氏硬度才達(dá)到峰值，峰值布氏硬度隨時效時間延長下降不明顯(見圖7)。

而Cr的添加進(jìn)一步穩(wěn)定了L12結(jié)構(gòu)的Al3(Zr,Yb)，導(dǎo)致形成的含Cr的Al3(Zr,Yb)彌散相在時效過程中的長大速度很慢，Al-Zr-Yb-Cr合金布氏硬度在很長時效時間內(nèi)仍保持較高值。而Al-Zr-Cr合金中含Cr的Al3Zr雖具有較強(qiáng)的穩(wěn)定性，但由于析出數(shù)量較少，加之同時析出Al7Cr粒子不共格，且易于粗化，析出硬化效果較差。Al-Cr-Yb合金中的Al20Cr2Yb不共格，且易于團(tuán)聚，也沒有析出硬化效果。

3.2 彌散相對鋁合金再結(jié)晶的影響

根據(jù)雙粒子尺寸分布模型[13]，當(dāng)粒子間距＜1 μm，粒子直徑≤0.3 μm，第二相才能有效抑制再結(jié)晶。根據(jù)Zener公式[14?15]，彌散相數(shù)量越多，粒度越小，分布越彌散，對晶界的釘扎作用越強(qiáng)。Al20Cr2Yb彌散相不共格，且在500 ℃長時間保溫時易團(tuán)聚粗化，因此，抑制再結(jié)晶效果很差。Al-Zr-Cr合金中含Cr的Al3Zr彌散相(20~30 nm)的粒度較小，能有效抑制再結(jié)晶，但這種共格粒子數(shù)量少，且合金中存在粗大Al7Cr相，在一定程度上降低了再結(jié)晶抑制效果。雖然Al-Zr-Yb合金中析出的共格Al3(Yb,Zr)相粒子較含Cr的Al3Zr粒子粗大，但其數(shù)量較多，因此，再結(jié)晶抑制效果較好。含Cr的Al3(Zr,Yb)共格彌散相粒子粒度最小(15~25 nm)，彌散相的間距為30~80 nm，且析出的數(shù)量是其他合金中彌散相數(shù)量的幾十倍甚至數(shù)百倍，因此，對位錯和晶界的釘扎作用力最大，相應(yīng)地，抑制鋁基體再結(jié)晶的效果最佳。

4 結(jié)論

1) Al-Zr-Yb合金鑄錠經(jīng)500 ℃均勻化處理析出大量粒度為20~80 nm、與基體共格的Al3(Zr,Yb)彌散相；Al-Zr-Cr合金析出粒度為200~500 nm、與基體共格的Al7Cr相和少量粒度為20~30 nm、與基體共格的含Cr的Al3Zr彌散相；Al-Cr-Yb合金析出粒度為15~25 nm、與基體不共格的Al20Cr2Yb彌散相，這種粒子多以粒度為200~300 nm的聚集團(tuán)簇形式出現(xiàn)；Al-Zr-Cr-Yb合金析出大量粒度為15~25 nm、共格、含Cr的Al3(Zr,Yb)彌散相和少量粒度為150 nm左右、含Zr 的Al20Cr2(Yb,Zr)相；含Cr的Al3(Zr,Yb)彌散相與基體的位向關(guān)系為：[100]Al//[100]d，[011]Al//[011]d，(100)Al//(100)d；

2) Al-Zr-Cr-Yb合金鑄錠經(jīng)500 ℃均勻化400 h后，含Cr的Al3(Zr,Yb)彌散相彌散相粒子未明顯長大，粒度保持在15~25 nm，而且與基體保持共格。該彌散相的高溫析出硬化作用、穩(wěn)定性以及抑制再結(jié)晶效果均比Al3(Zr,Yb)、含Cr的Al3Zr和Al20Cr2Yb的優(yōu)。

3) Al-0.16Zr-0.18Cr，Al-0.16Zr-0.3Yb，Al-0.18Cr- 0.3Yb和Al-0.16Zr-0.18Cr-0.3Yb合金對應(yīng)的再結(jié)晶起始溫度分別為425，425，375和475 ℃。

參考文獻(xiàn)：

[1] KANNAN M B, RAJA V S. Enhancing stress corrosion cracking resistance in Al-Zn-Mg-Cu-Zr alloy through inhibiting recrystallization[J]. Engineering Fracture Mechanics, 2010, 77(2): 249?256.

[2] VO N Q, DUNAND D C, SEIDMAN D N. Improving aging and creep resistance in a dilute Al-Sc alloy by microalloying with Si, Zr and Er[J]. Acta Materialic, 2014, 63: 73?85.

[3] FANG H C, CHEN K H, CHEN X, et al. Effect of Cr, Yb and Zr additions on local corrosion of Al-Zn-Mg-Cu alloy[J]. Corrosion Science, 2009, 51: 2872?2877.

[4] KNIPLING K E, DUNAND D C, SEIDMAN D N. Criteria for developing castable, creep-resistant aluminum-based alloys: a review[J]. Z Metallkunde, 2006, 97(3): 246?265.

[5] ROYSET J, RYUM N. Scandium in aluminum alloys[J]. International Materials Reviews, 2005, 50(1): 19?44.

[6] YANG Junjun, NIE Zuoren, JIN Tounan, et al. Effect of trace rare earth element Er on high pure Al[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2003, 13(5): 1035?1041.

[7] SONG M, DU K, HUANG H, et al. Deformation-induced dissolution and growth of precipitates in an Al-Mg-Er alloy during high-cycle fatigue[J]. Acta Materialia, 2014, 81: 409?419.

[8] ZHANG Y Z, ZHOU W, GAO H Y, et al. Precipitation evolution of Al-Zr-Yb alloys during isochronal aging[J]. Scripta Materialia, 2013, 69(6): 477?480.

[9] FORBORD B, LEFEBVRE W, DANOIX F, et al. Precipitation kinetic of Al3(Sc,Zr) dispersoids in aluminium[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2009, 470(1/2): 107?110.

[10] EMMANUEL C, LUDOVIC L, THIERRY é, et al. Complex precipitation pathways in multi component alloys[J]. Nature Materials, 2006, 5: 482?488.

[11] DENG Y, YIN Z M, ZHAO K, et al. Effects of Sc and Zr microalloying additions on the microstructure and mechanical properties of new Al-Zn-Mg alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2012, 530: 71?80.

[12] DUAN Jiaqi, YIN Zhimin, ZHAO Kai, et al. Microstructure evolution and Al3(Sc1?xZr) precipitates’ kinetics in Al-Zn-Mg alloy during homogenization[J]. Journal of Central South University, 2013, 20(3): 579?586.

[13] NES E, WERT J A. Modeling of recrystallization in alloys with a bimodal particle size distribution[J]. Scripta Metallurgica, 1984, 18(12): 1433?1438.

[14] NES E, RYUM N, HUNDERI O. On the Zener drag[J]. Acta Metallurgica, 1985, 33(1): 11?22.

[15] ASHBY M F, HARPER J, LEWIS J. The interaction of crystal boundaries with second-phase particles[J]. Transactions of the Metallurgical Society of AIME, 1969, 245(8): 413?420.

(編輯 陳燦華)

Form and function mechanism of trace amount element zirconium, ytterbium and chromium in aluminum alloys

FANG Huachan1, ZHANG Zhuo1, CHAO Hong2, CHEN Kanghua1

(1. State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China;2. Hunan Institute of Science and Technology Information, Changsha 410001, China)

The existing forms and function mechanism of trace amount element zirconium, ytterbium and chromium in aluminum alloys were studied by hardness measurement, optical microscopy and transmission electron microscopy. High temperature precipitation-hardening effect of Al-Zr-Cr, Al-Zr-Yb, Al-Cr-Yb, Al-Zr-Cr-Yb alloys and inhibit- recrystallization ability of different kinds of dispersoids in these alloys were compared. The results show that the high temperature precipitation-hardening effect and inhibit-recrystallization ability of Al-Cr-Yb, Al-Zr-Cr, Al-Zr-Yb and Al-Zr-Yb-Cr increase. The aluminum alloy with simultaneous addition of trace amount element Zr, Yb and Cr has the optimum high temperature precipitation-hardening effect and inhibit-recrystallization ability, which is related to the excellent high temperature stability, small particle size and higher degree of dispersion of coherent Cr-containing Al3(Zr,Yb) dispersoids.

Al-Zr-Yb-Cr alloys; precipitation; recrystallization; hardening

10.11817/j.issn.1672-7207.2016.11.005

TG142.6

A

1672?7207(2016)11?3648?10

2015?12?10；

2016?02?06

湖南省自然科學(xué)基金資助項目(2015JJ3167)；國家自然科學(xué)青年基金資助項目(51501228)；國家重點基礎(chǔ)研究發(fā)展計劃(973計劃)項目(2010CB731701) (Project(2015JJ3167) supported by the Natural Science Foundation of Hunan Province; Project(51501228) supported by the National Natural Science Foundation for Disinguished Young Scholars of China; Project(2010CB731701) supported by the National Basic Research Development Program (973 Program) of China)

方華嬋，博士，講師，從事新型鋁合金研究；E-mail: fanghc@csu.edu.cn