不同峰时效处理后Al-Cu-Mg-Ag 合金的显微组织和晶间腐蚀性能-sup-①-_sup-_刘冠华.pdf

不同峰时效处理后 Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ 合金的显微组织和 晶间腐蚀性能 ① 刘冠华， 刘志义， 柏 松， 曹 靖， 王 建 （中南大学 材料科学与工程学院，湖南 长沙 ４１００８３） 摘 要 通过维氏硬度试验、拉伸试验、晶间腐蚀试验、极化曲线试验以及透射电镜和扫描电镜观察，研究了不同峰时效状态 （１６５ ℃ ／１６ ｈ、１８０ ℃ ／６ ｈ 和 １９０ ℃ ／２ ｈ）下 Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ 合金的力学性能、显微组织和晶间腐蚀性能的差异。 研究结果表明３ 种峰 时效状态下，１８０ ℃ ／６ ｈ 时效状态合金的 Ω 相和 θ′相总数量密度最高，其抗拉强度和屈服强度分别为 ５１３．６ ＭＰａ 和 ４６３．４ ＭＰａ。 当 时效温度达到 １９０ ℃时，θ′相迅速粗化从而抑制 Ω 相的析出，降低了 Ω 相的数量密度。 另外，不同峰时效状态的无沉淀析出带 （ＰＦＺ）宽度从大到小依次为１８０ ℃ ／６ ｈ＞１９０ ℃ ／２ ｈ＞１６５ ℃ ／１６ ｈ。 由于在晶间腐蚀过程中，ＰＦＺ 作为阳极优先被腐蚀，因此 １８０ ℃ ／６ ｈ 时效状态合金的抗晶间腐蚀性能最差，而 １６５ ℃ ／１６ ｈ 时效状态合金的抗晶间腐蚀性能最好。 关键词 Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ 合金； 时效处理； 时效温度； 力学性能； 晶间腐蚀 中图分类号 ＴＧ１５６文献标识码 Ａｄｏｉ１０．３９６９／ ｊ．ｉｓｓｎ．０２５３-６０９９．２０２０．０３．０３０ 文章编号 ０２５３-６０９９（２０２０）０３-０１１６-０４ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ Ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ ｏｆ Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ Ａｌｌｏｙ Ａｆｔｅｒ Ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ Ｐｅａｋ Ａｇｉｎｇ Ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ ＬＩＵ Ｇｕａｎ⁃ｈｕａ， ＬＩＵ Ｚｈｉ⁃ｙｉ， ＢＡＩ Ｓｏｎｇ， ＣＡＯ Ｊｉｎｇ， ＷＡＮＧ Ｊｉａｎ （Ｓｃｈｏｏｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ， Ｃｅｎｔｒａｌ Ｓｏｕｔｈ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ， Ｃｈａｎｇｓｈａ ４１００８３， Ｈｕｎａｎ， Ｃｈｉｎａ） Ａｂｓｔｒａｃｔ Ｔｈｅ ｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅｓ ｉｎ ｔｈｅ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ， ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ ｏｆ ａｎ Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ ａｌｌｏｙ ｉｎ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｐｅａｋ ａｇｉｎｇ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ （１６５ ℃ ／１６ ｈ， １８０ ℃ ／６ ｈ ａｎｄ １９０ ℃ ／２ ｈ） ｗｅｒｅ ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ ｂｙ ｍｅａｎｓ ｏｆ Ｖｉｃｋｅｒｓ ｈａｒｄｎｅｓｓ ｔｅｓｔ， ｔｅｎｓｉｌｅ ｔｅｓｔ， ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ ｔｅｓｔ， ｐｏｌａｒｉｚａｔｉｏｎ ｃｕｒｖｅ ｔｅｓｔ， ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ ａｎｄ ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ ｏｂｓｅｒｖａｔｉｏｎ． Ｔｈｅ ｒｅｓｕｌｔｓ ｓｈｏｗ ｔｈａｔ ｕｎｄｅｒ ｔｈｒｅｅ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ， ｔｈｅ ａｌｌｏｙ ｗｉｔｈ ｔｈｅ ｐｅａｋ ａｇｉｎｇ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ ｏｆ １８０ ℃ ／６ ｈ ｈａｓ ｔｈｅ ｈｉｇｈｅｓｔ ｖａｌｕｅ ｉｎ ｔｈｅ ｔｏｔａｌ ｎｕｍｂｅｒ ｄｅｎｓｉｔｙ ｏｆ Ω ｐｈａｓｅ ａｎｄ θ′ ｐｈａｓｅ， ａｎｄ ａｌｓｏ ｈａｓ ｔｈｅ ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ａｎｄ ｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙ ａｔ ５１３．６ ＭＰａ ａｎｄ ４６３．４ ＭＰａ． Ｗｉｔｈ ａｎ ａｇｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｏｆ １９０ ℃， ｔｈｅ ｒａｐｉｄ ｃｏａｒｓｅｎｉｎｇ ｏｆ ｔｈｅ θ′ ｐｈａｓｅ ｓｕｐｐｒｅｓｓｅｓ ｔｈｅ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ ｏｆ ｔｈｅ Ω ｐｈａｓｅ， ｌｅａｄｉｎｇ ｔｏ ａ ｄｅｃｒｅａｓｅ ｉｎ ｔｈｅ ｎｕｍｂｅｒ ｄｅｎｓｉｔｙ ｏｆ ｔｈｅ Ω ｐｈａｓｅ． Ｉｎ ａｄｄｉｔｉｏｎ， ｔｈｅ ｗｉｄｔｈ ｏｆ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ ｆｒｅｅ ｚｏｎｅｓ （ＰＦＺ） ｉｎ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｐｅａｋ ａｇｉｎｇ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ ｃａｎ ｂｅ ｒａｎｋｅｄ ｉｎ ｔｈｅ ｆｏｌｌｏｗｉｎｇ ｏｒｄｅｒ １８０ ℃ ／６ ｈ＞１９０ ℃ ／２ ｈ＞１６５ ℃ ／１６ ｈ． Ｄｕｒｉｎｇ ｔｈｅ ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ， ｔｈｅ ＰＦＺ， ａｓ ｔｈｅ ａｎｏｄｅ， ｉｓ ｐｒｅｆｅｒｅｎｔｉａｌｌｙ ｃｏｒｒｏｄｅｄ． Ｔｈｅｒｅｆｏｒｅ， ｔｈｅ ａｌｌｏｙ ｗｉｔｈ ａｇｉｎｇ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ ｏｆ １８０ ℃ ／６ ｈ ｈａｓ ｔｈｅ ｗｏｒｓｔ ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ， ｗｈｉｌｅ ａｌｌｏｙ ｗｉｔｈ ａｇｉｎｇ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ ｏｆ １６５ ℃ ／１６ ｈ ｈａｓ ｔｈｅ ｂｅｓｔ ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ． Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ ａｌｌｏｙ； ａｇｉｎｇ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ； ａｇｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ； ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ； ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ 合金由于具有优异的比强度、抗蠕 变性能和热稳定性能在未来的航空航天领域有着广泛 的应用前景［１-４］。 其优异的耐热性能主要归功于 ｛１１１｝Ａｌ面上时效析出的 Ω 相［５］。 目前对 Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃ Ａｇ 合金的研究大多集中在析出相的形核长大机制，而 对其腐蚀性能的研究较少。 另外，合金的腐蚀会显著 降低合金的力学性能，从而大大缩短合金结构件的使 用寿命，甚至引发结构件失效。 因此对 Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ 合金的耐腐蚀性能进行研究具有重大的工程意义。 时 效温度过低时，Ω 相无法析出，而时效温度过高时，Ω 相 ①收稿日期 ２０２０-０１-２２ 基金项目 国家重点研究与发展计划项目（２０１６ＹＦＢ０３００９００） 作者简介 刘冠华（１９９３-），男，湖南耒阳人，硕士研究生，主要从事铝合金腐蚀机理研究。 通讯作者 刘志义（１９６２-），男，湖南邵阳人，二级教授，博士研究生导师，主要从事铝合金的基础研究及应用技术开发。 第 ４０ 卷第 ３ 期 ２０２０ 年 ０６ 月 矿矿 冶冶 工工 程程 ＭＩＮＩＮＧ ＡＮＤ ＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＬ ＥＮＧＩＮＥＥＲＩＮＧ Ｖｏｌ．４０ №３ Ｊｕｎｅ ２０２０ ChaoXing 容易粗化或转化为 θ′相。 故 Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ 合金常见的 单级时效温度范围为１６０～２００ ℃ ［１］。 本文选择１６５ ℃、 １８０ ℃和 １９０ ℃ ３ 个时效温度，研究了不同峰时效状 态下合金的力学性能、显微组织和抗晶间腐蚀性能。 １ 实验材料及方法 所使用的铝合金铸锭的化学成分如表 １ 所示。 铸 锭先经过双级均匀化（４２０ ℃ ／６ ｈ ＋ ５１５ ℃ ／２４ ｈ）处 理，然后热挤成 Φ１２．５ ｍｍ 的棒材，挤压比为 １３∶１。 棒 材经 ５２０ ℃ ／２ ｈ 固溶后立即水淬至室温，最后对其分 别进行 １６５ ℃，１８０ ℃和 １９０ ℃单级时效处理。 表 １ Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ 合金化学成分（质量分数） ／ ％ ＣｕＭｇＡｇＭｎＺｒＴｉＳｉＦｅＡｌ ６．５０．４５０．３６０．３０．１５０．０５０．０３０．０４余量 利用 ＨＶ-１０Ｂ 型维氏硬度计进行维氏硬度测试， 用来表征合金在不同温度的时效硬化规律。 室温拉伸 实验根据 ＧＢ／ Ｔ ２２８．１２０１０ 在 ＭＴＳ-８１０ 万能电子拉 伸试验机上进行，拉伸速率为 ２ ｍｍ／ ｍｉｎ。 晶间腐蚀实 验参照 ＧＢ／ Ｔ ７９９８２００５ 进行。 极化曲线测试在 Ｍ２０４ 型电化学工作站上进行，扫描速率为 ２ ｍＶ／ ｓ，测试溶液 成分为晶间腐蚀液（５８．５ ｇ／ Ｌ ＮａＣｌ ＋ １０ ｍｌ／ Ｌ Ｈ２Ｏ２）。 使用 Ｔｅｃｎａｉ Ｇ２２０ ＳＴ 型透射电镜对试样微观组织进行 观察。 采用电解双喷法制备透射试样。 在 ＦＥＩ Ｑｕａｎｔａ ２００ 型扫描电镜上观察断口形貌和晶间腐蚀深度。 ２ 实验结果 ２．１ 时效硬化曲线 图 １ 为合金在不同温度下的时效硬化曲线。 如图 １ 所示，在不同温度下时效，合金硬度均随着时效时 间延长呈现出先增大后减小的变化规律。 １６５ ℃时， 合金时效硬化速率较低，时效 １６ ｈ 后合金硬度达到峰 值（１５３．１ＨＶ）；１８０ ℃时，合金时效硬化速率明显提高， 时效时间/h 170 140 110 80 10020304050 硬度HV 165 ℃ 180 ℃ 190 ℃ ■ ● ▲ 图 １ 合金在不同时效温度下的时效硬化曲线 时效 ６ ｈ 后合金硬度达到峰值（１５６．８ＨＶ）；１９０ ℃时， 合金时效硬化速率进一步提高，仅时效 ２ ｈ 后合金硬 度就达到峰值（１４５．２ＨＶ）。 由图 １ 还可以看到峰时效 后合金硬度的下降速率随着时效温度增加而增大。 ２．２ 室温拉伸性能及断口形貌 合金在不同时效温度下峰时效状态的室温拉伸力 学性能如表 ２ 所示。 从表 ２ 中可以看出，１８０ ℃ ／６ ｈ 时效处理后合金强度最高，１６５ ℃ ／１６ ｈ 合金强度次 之，１９０ ℃ ／２ ｈ 合金强度最低。 另外，不同时效状态的 合金延伸率从大到小依次为１６５ ℃ ／１６ ｈ＞１９０ ℃ ／２ ｈ＞ １８０ ℃ ／６ ｈ。 表 ２ 合金在不同时效温度下峰时效状态室温拉伸力学性能 时效处理工艺抗拉强度／ ＭＰａ屈服强度／ ＭＰａ延伸率／ ％ １６５ ℃ ／１６ ｈ４９３．５４４６．６１１．４ １８０ ℃ ／６ ｈ５１３．６４６３．４９．５ １９０ ℃ ／２ ｈ４７６．２４２４．２１０．６ 图 ２ 为合金在不同峰时效状态下的室温拉伸断口 形貌。 由图 ２ 可以看出，３ 种峰时效状态的断口形貌都 呈现出典型的韧性断裂特征。 其中 １６５ ℃ ／１６ ｈ 合金断 口的韧窝大而深且分布均匀，表明经过 １６５ ℃ ／１６ ｈ 处 理后的合金具有较好的塑性；１８０ ℃ ／６ ｈ 合金断口的韧 窝小而浅，表明此状态下合金的塑性较差；１９０ ℃ ／２ ｈ 合金断口的韧窝尺寸和深度介于前两者之间，表明其 塑性也介于前两者之间。 图 ２ 合金在不同时效处理工艺下峰时效状态的拉伸断口形貌 （ａ） １６５ ℃ ／１６ ｈ； （ｂ） １８０ ℃ ／６ ｈ； （ｃ） １９０ ℃ ／２ ｈ ２．３ 腐蚀性能测试 合金在不同峰时效状态下的晶间腐蚀深度如图 ３ ７１１第 ３ 期刘冠华等 不同峰时效处理后 Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ 合金的显微组织和晶间腐蚀性能 ChaoXing 所示。 由图 ３ 所得的最大腐蚀深度和腐蚀等级均列于 表 ３ 中。 由表 ３ 可知，３ 种峰时效状态的腐蚀等级均为 ４ 级，而最大腐蚀深度从大到小依次为１８０ ℃ ／６ ｈ＞ １９０ ℃ ／２ ｈ＞１６５ ℃ ／１６ ｈ。 腐蚀深度越大，表明合金的 抗晶间腐蚀性能越差。 因此１８０ ℃ ／６ ｈ 合金的抗晶间 腐蚀性能最差，１９０ ℃ ／２ ｈ 合金次之，１６５ ℃ ／１６ ｈ 合 金的抗晶间腐蚀性能最好。 图 ３ 合金在不同峰时效状态下的最大晶间腐蚀深度 （ａ） １６５ ℃ ／１６ ｈ； （ｂ） １８０ ℃ ／６ ｈ； （ｃ） １９０ ℃ ／２ ｈ 表 ３ 不同峰时效处理后合金的晶间腐蚀参数 试样 晶间腐蚀 等级 晶间腐蚀最大深度 ／ μｍ 极化腐蚀电流密度 ／ （μＡｃｍ -２ ） １６５ ℃ ／１６ ｈ４１２７５７５ １８０ ℃ ／６ ｈ４１４６７７６ １９０ ℃ ／２ ｈ４１４１７４１ 为了进一步验证晶间腐蚀结果，对经过不同峰时 效处理的合金进行极化曲线测试，结果如图 ４ 所示。 由图 ４ 得出的腐蚀电流密度亦在表 ３ 中列出。 其中 １８０ ℃ ／６ ｈ 合金的腐蚀电流密度最大，１９０ ℃ ／２ ｈ 合 金的次之，１６５ ℃ ／１６ ｈ 合金的最小。 腐蚀电流密度越 E/VSCE 0 -1 -2 -3 -4 -5 -6 -0.75-0.80-0.70-0.65-0.60-0.55-0.50 lg[iA cm-2] 1 165 ℃/16 h 2 180 ℃/6 h 3 190 ℃/2 h 2 1 3 图 ４ 不同时效处理后合金的极化曲线 大表明耐腐蚀性能越差。 极化曲线测试结果与晶间腐 蚀测试结果一致。 ２．４ 显微组织 图 ５ 为不同峰时效状态下合金晶内和晶界的显微 组织以及对应的选区电子衍射谱（电子束近似平行于 基体＜１１０＞Ａｌ方向）。 ＜１１０＞Ａｌ方向上的选区电子衍射 谱中 １／３、２／３｛２２０｝α和 １／２｛２２０｝α位置上的衍射斑 点分别对应 Ω 相和 θ′相［６］。 如图 ５ 所示，１６５ ℃ ／１６ ｈ 合金中的主要析出相为 Ω 相和少量的 θ′相。 相应的 选区电子衍射谱中，Ω 相的衍射斑点较强而 θ′相的衍 射斑点很微弱。 １８０ ℃ ／６ ｈ 合金中主要析出相同样为 Ω 相和 θ′相，但 θ′相的数量密度明显比 １６５ ℃ ／１６ ｈ 合金的高，尺寸更粗大。 １９０ ℃ ／２ ｈ 合金的 Ω 相数量 密度较前两者的低，而 θ′相数量密度比前两者都要高 且明显粗化。 从１９０ ℃ ／２ ｈ 合金的选区电子衍射谱可 以看到，θ′相的衍射斑点比 Ω 相的强。 另外，Ω 相厚度 随着时效温度升高无明显变化，而其长度随着时效温度 升高而增大。根据图 ５（ｂ）、（ｄ）和（ｆ）测得 ３ 种峰时效 图 ５ 不同峰时效状态下合金晶内和晶界的 ＴＥＭ 像 （ａ），（ｂ） １６５ ℃ ／１６ ｈ； （ｃ），（ｄ） １８０ ℃ ／６ ｈ； （ｅ），（ｆ） １９０ ℃ ／２ ｈ ８１１矿 冶 工 程第 ４０ 卷 ChaoXing 状态下合金晶界处的无沉淀析出带（ＰＦＺ）的宽度从大 到小依次为１８０ ℃ ／６ ｈ＞１９０ ℃ ／２ ｈ＞ １６５ ℃ ／１６ ｈ。 ３ 分析讨论 高 Ｃｕ／ Ｍｇ 比 Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ 合金的主要强化相是 Ω 相和少量的 θ′相［２，６-８］，其时效析出序列分别为过 饱和固溶体→Ｍｇ⁃Ａｇ 原子团簇→Ω 相→θ 相、过饱和 固溶体→富 Ｃｕ 原子团簇→ＧＰ 区→θ′相→θ 相［１-２，９］。 由于 Ω 相和 θ′相成分均为 Ａｌ２Ｃｕ［１０-１１］，两者形核和长 大都需要 Ｃｕ 原子参与，故 Ω 相与 θ′相的形核和长大 存在竞争关系。 铝合金时效硬化过程的本质是析出相 的形核和长大的过程。 析出相的形核和长大主要靠溶 质原子的扩散。 扩散系数与时效温度的关系式为［１２］ Ｄ ＝ Ｄ０ｅｘｐ - Ｑ ＲＴ ■ ■ ■ ■ ■ ■（１） 式中 Ｄ０为扩散常数；Ｑ 为激活能；Ｒ 为气体常数；Ｔ 为 时效温度。 从式（１）可知，时效温度越高，扩散系数越 大，溶质原子扩散越快，析出相的形核速率和长大速率 就越高。 故时效温度提高，合金的硬化速率越高，达到 峰时效的时间就越短。 析出相的形核率也与时效温度 有关，其表达式为［１３］ Ｎ ＝ Ｃ ｅｘｐ - ΔＧ∗ ＫＴ ■ ■ ■ ■ ■ ■ｅｘｐ - Ｑ ＲＴ ■ ■ ■ ■ ■ ■ ■ ■ ■ ■ ■ ■ ■ ■ （２） 式中 Ｃ 为常数；ΔＧ∗为形核功；Ｋ 为玻尔兹曼常量。 从 式（２）可知，随着时效温度提高，析出相形核率增加；此 外，时效温度提高会导致析出相的化学驱动力降低和基 体内溶质原子的过饱和度降低［１４］，从而增加析出相形 核所要克服的形核功，降低析出相形核率。 如图 ５（ａ） 和（ｃ）所示，与 １６５ ℃ ／１６ ｈ 相比，１８０ ℃ ／６ ｈ 合金中的 Ω 相和 θ′相的数量密度更高。 这是由于随着时效温 度提高，Ω 相和 θ′相的形核率都增大。 时效温度继续 提高，一方面使热稳定性差的 θ′相迅速粗化，导致基 体内 Ｃｕ 浓度下降，从而抑制了 Ω 相进一步析出，另一 方面降低了 Ω 相的化学驱动力和基体内 Ｃｕ 原子的过 饱和度，从而降低了 Ω 相形核率。 因此 １９０ ℃ ／２ ｈ 合 金中 Ω 相数量密度较 １６５ ℃ ／１６ ｈ 和 １８０ ℃ ／６ ｈ 的 少。 由图 ５ 可见，合金的 Ω 相和 θ′相总数量密度在 １８０ ℃ ／６ ｈ 时效状态下最大，故 １８０ ℃ ／６ ｈ 合金的拉 伸强度最高。 Ω 相的强化效果比 θ′相的大［１４］，所以主 要析出相为 θ′相和少量 Ω 相的 １９０ ℃ ／２ ｈ 合金的拉 伸强度最低。 晶间腐蚀是一种常见的局部腐蚀。 由于晶粒内部 和晶界（析出相或 ＰＦＺ）的自腐蚀电位不同，在腐蚀介 质中，两者之间形成腐蚀原电池，引起阳极溶解从而导 致晶间腐蚀［１５］。 文献［１６］用固溶淬火态的 Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃ Ａｇ 合金模拟时效热处理后的铝基体，用纯铝模拟 ＰＦＺ，用铸态的 Ａｌ２Ｃｕ 模拟晶界析出相（θ 相），分别测 量铝基体、θ 相和 ＰＦＺ 在晶间腐蚀液中的开路电位。 其实验结果表明基体的自腐蚀电位最高，而 ＰＦＺ 的自 腐蚀电位最低。 因此在晶间腐蚀过程中 ＰＦＺ 作为阳 极，优先溶解。 Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ 的抗晶间腐蚀的性能主 要由 ＰＦＺ 的宽度决定。 由图 ５（ｂ）、（ｄ）和（ｆ）可以看 到，１８０ ℃ ／６ ｈ 合金的 ＰＦＺ 宽度最大，而 １６５ ℃ ／１６ ｈ 合金的 ＰＦＺ 宽度最小。 所以前者的抗晶间腐蚀性能 最差，而后者的抗晶间腐蚀性能最好。 ４ 结 论 １） 随着时效温度从 １６５ ℃提高到 １９０ ℃，溶质原 子扩散加快，合金达到峰时效的时间从 １６ ｈ 缩短至 ２ ｈ。 ３ 种峰时效状态中，１８０ ℃ ／６ ｈ 合金的 Ω 相和 θ′ 相总数量密度最高，从而其抗拉强度和屈服强度最高， 分别为 ５１３．６ ＭＰａ 和 ４６３．４ ＭＰａ。 ２） θ′相在 １９０ ℃时效过程中迅速粗化，显著抑制 Ω 相的析出，因此 １９０ ℃ ／２ ｈ 合金中 Ω 相数量密度 最低。 ３） 由于在晶间腐蚀过程中，ＰＦＺ 作为阳极优先被 腐蚀，因此 ＰＦＺ 最宽的 １８０ ℃ ／６ ｈ 合金抗晶间腐蚀性 能最差，而 ＰＦＺ 最窄的 １６５ ℃ ／１６ ｈ 合金抗晶间腐蚀 性能最好。 参考文献 ［１］ 王 建，王杰芳，郭巧能，等． Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ 合金热处理工艺的研 究进展［Ｊ］． 金属热处理， ２０１５，４０（３）１６３-１６８． ［２］ 刘志义，李云涛，刘延斌，等． Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ 合金析出相的研究进 展［Ｊ］． 中国有色金属学报， ２００７，１７（１２）１９０５-１９１５． ［３］ 张 坤，戴圣龙，杨守杰，等． Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ 系新型耐热铝合金研 究进展［Ｊ］． 材料工程， 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ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ ［ Ｊ］． Ｓｃｉｅｎｃｅ， ２０１４， ３４５１１５３-１１５８． ［９］ 黄小霞，汪冰峰，刘 彬． ＦｅＣｏＮｉＣｒＭｎ 高熵合金动态力学性能与 微观结构［Ｊ］． 矿冶工程， ２０１８，３８（３）１４２-１４５． ［１０］ Ａｎｔｏｕｎ Ｔ Ｈ， Ｃｕｒｒａｎ Ｄ Ｒ， Ｒａｚｏｒｅｎｏｖ Ｓ Ｖ， ｅｔ ａｌ． Ｓｐａｌｌ Ｆｒａｃｔｕｒｅ［Ｍ］． Ｎｅｗ Ｙｏｒｋ Ｓｐｒｉｎｇｅｒ， ２００３． ［１１］ Ｍｅｙｅｒｓ Ｍ Ａ． Ｄｙｎａｍｉｃ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ ｍａｔｅｒｉａｌｓ［Ｍ］． Ｎｅｗ Ｙｏｒｋ Ｊｏｈｎ Ｗｉｌｅｙ ＆ Ｓｏｎｓ， １９９４． ［１２］ 李立碑， 孙玉福． 金属材料物理性能手册［Ｍ］． 北京机械工业 出版社， ２０１１． ［１３］ Ｃｕｒｒａｎ Ｄ Ｒ， Ｓｅａｍａｎ Ｌ， Ｓｈｏｃｋｌｅｙ Ｄ Ａ． Ｄｙｎａｍｉｃ ｆａｉｌｕｒｅ ｏｆ ｓｏｌｉｄｓ［Ｊ］． Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｒｅｐｏｒｔｓ⁃ｒｅｖｉｅｗ Ｓｅｃｔｉｏｎ ｏｆ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ， １９８７，１４７２５３-３８８． ［１４］ 裴晓阳，彭 辉，贺红亮，等． 延性金属层裂自由面速度曲线物理 涵义解［Ｊ］． 物理学报， ２０１５，６４（３）４１２-４１９． 引用本文 王海民，杨 扬． 飞片冲击加载下 Ｆｅ５０Ｍｎ３０Ｃｏ１０Ｃｒ１０合金的 动态损伤研究［Ｊ］． 矿冶工程， ２０２０，４０（３）１２８-１３２． （上接第 １１９ 页） ［９］ 朱宝宏，熊柏青，张永安，等． 高 Ｃｕ／ Ｍｇ 比 Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ（２１３９）合 金时效析出行为研究［Ｊ］． 稀有金属， ２０１１，３５（３）３１７-３２１． ［１０］ Ｈｏｎｏ Ｋ， Ｓａｎｏ Ｎ， Ｂａｂｕ Ｓ Ｓ， ｅｔ ａｌ． Ａｔｏｍ ｐｒｏｂｅ ｓｔｕｄｙ ｏｆ ｔｈｅ ｐｒｅｃｉｐｉ⁃ ｔａｔｉｏｎ ｐｒｏｃｅｓｓ ｉｎ Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ ａｌｌｏｙｓ［Ｊ］． Ａｃｔａ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａ Ｅｔ Ｍａｔｅ⁃ ｒｉａｌｉａ， １９９３，４１（３）８２９-８３８． ［１１］ Ｓａｋｕｒａｉ Ｔ， Ｈｉｒａｎｏ Ｋ， Ｓａｎｏ Ｎ， ｅｔ ａｌ． Ａｔｏｍ⁃ｐｒｏｂｅ ａｎａｌｙｓｉｓ ｏｆ Ω ａｎｄ θ′ ｐｈａｓｅｓ ｉｎ ａｎ Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ ａｌｌｏｙ［Ｊ］． Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａ Ｅｔ Ｍａ⁃ ｔｅｒｉａｌｉａ， １９９１，２５（２）４９１-４９６． ［１２］ 郑子樵． 材料科学基础［Ｍ］． 长沙中南大学出版社， ２００５． ［１３］ Ｗｉｌｌｉａｍ Ｄ， Ｃａｌｌｉｓｔｅｒ Ｊｒ． Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ［Ｍ］． Ｎｅｗ Ｙｏｒｋ Ｊｏｈｎ Ｗｉｌｅｙ ＆ Ｓｏｎｓ， ２００７． ［１４］ Ｌｉ Ｙ， Ｌｉｕ Ｚ Ｙ， Ｂａｉ Ｓ， ｅｔ ａｌ． Ｅｎｈａｎｃｅｄ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｉｎ ａｎ Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ ａｌｌｏｙ ｂｙ ｄｕｐｌｅｘ ａｇｉｎｇ［Ｊ］． Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉ⁃ ｎｅｅｒｉｎｇ Ａ， ２０１１，５２８（２８）８０６０-８０６４． ［１５］ 王 建． Ｃｒ、Ｓｃ 对 Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ 合金的组织与性能的影响［Ｄ］． 郑州郑州大学物理工程学院， ２０１５． ［１６］ Ｌｉｕ Ｘ Ｙ， Ｌｉ Ｍ Ｊ， Ｇａｏ Ｆ， ｅｔ ａｌ． Ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ ａｇｉｎｇ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｏｎ ｔｈｅ ｉｎ⁃ ｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ ａｌｌｏｙ［Ｊ］． Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｌｌｏｙｓ ａｎｄ Ｃｏｍｐｏｕｎｄｓ， ２０１５，６３９２６３-２６７． 引用本文 刘冠华，刘志义，柏 松，等． 不同峰时效处理后 Ａｌ⁃Ｃｕ⁃Ｍｇ⁃Ａｇ 合金的显微组织和晶间腐蚀性能［Ｊ］． 矿冶工程， ２０２０，４０（３）１１６-１１９． （上接第 １２２ 页） ３ 结 论 １） 基于 ＣＳＰ 热轧板生产的 ＤＱ 级冷轧板总变形 量 ７０％时，在不同温度下退火，当退火温度为 ７００ ℃ 时，其显微组织以饼形铁素体为主，晶粒较为均匀，综 合性能较为理想。 ２） 退火温度为 ７００ ℃时，ＤＱ 级冷轧板 γ 纤维织 构大幅增强，旋转立方织构近乎消失，ｒ 值大幅提高， 此温度下冷轧板的成形性最佳。 参考文献 ［１］ 金 方． ０８ＰＡｌ 钢深冲汽车薄板的织构、退火工艺及其与组织、性 能关系的研究［Ｄ］． 沈阳东北工学院材料系，１９８９． ［２］ 胡世光． 板料冷压成型原理（修订本）［Ｍ］． 北京国防工业出版 社， 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ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ［Ｊ］． Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ， ２０１６，１２２ １５４-１６１． ［１２］ 孙建亮，刘宏民，彭 艳，等． 考虑非均匀应力分布的大型筒节轧 制力计算模型［Ｊ］． 机械工程学报， ２０１５，５１（１８）５０-５６． ［１３］ Ｓｕｗｅｎ Ｃｈｅｎ， Ｈｏｎｇｍｉｎ Ｌｉｕ， Ｙａｎ Ｐｅｎｇ， ｅｔ ａｌ． Ｓｌａｂ Ａｎａｌｙｓｉｓ ｏｆ Ｌａｒｇｅ Ｃｙｌｉｎｄｒｉｃａｌ Ｓｈｅｌｌ Ｒｏｌｌｉｎｇ［Ｊ］． Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｉｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ， ２０１４，２１（１）１-８． 引用本文 焦云静，董志奎，孙建亮，等． 考虑剪切效应的金属本构关系 模型及其在大型筒节轧制成形中的应用［Ｊ］． 矿冶工程， ２０２０，４０（３） １２３-１２７． ２３１矿 冶 工 程第 ４０ 卷 ChaoXing