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课题组前期研究结果表明,微合金化元素Er可以明显改善Al-Zn-Mg,Al-Li和Al-Mg-Mn等合金的力学性能。但Er在铝合金中的存在形式,特别是Al-6Mg-0.7Mn-0.1Zr-0.3Er合金中Al3(ZrxEr1-x)粒子形核生长机理目前并不清楚。本文通过扫描电镜与能谱分析、电子探针、显微硬度测试以及透射电镜等分析测试手段,研究了Er,Zr在铸态Al-6Mg-0.7Mn-0.1Zr-0.3Er合金中的存在形式,并深入分析了后续热处理过程中Al3(ZrxEr1-x)粒子的形核生长机理,得到以下结论:实验条件下,Er元素在铸态Al-6Mg-0.7Mn合金中的存在形式主要有:(1)偏聚于晶界处形成粗大化合物;(2)固溶在Al基体当中形成固溶体。通过EPMA区域定量分析,结合SEM,TEM及显微硬度分析,初步估计在本实验条件下,Er在Al-6Mg-0.7Mn合金中的最大固溶度可以达到O.1wt.％左右。合金中所添加的0.1wt.％的Zr全部固溶于基体中。
后续热处理过程中,过饱和固溶体中的Er,Zr等溶质原子发生脱溶,析出近球形L12结构的Al3(ZrxEr1-x)粒子。该粒子在较低温度(280℃,470℃)退火下形核较为均匀,造成粒子均匀分布:较高温度(510℃)条件下沿位错非均匀形核,使得Al3(ZrxEr1-x)粒子分布极不均匀。Al3(zrxEr1-x)粒子以某些成分起伏点或者高熔点的金属氧化物为形核核心,然后向四周以管状方式生长,沿<111>方向形成立方体的角,沿<110>方向形成立方体的边,沿<100>方向形成立方体的面,而各个方向的生长速度也各不相同,<111>方向较快,<110>和<100>方向较慢,使得Al3(zrxEr1-x)粒子在尺寸较小时呈立方体结构。随着退火时间的延长A13(z,rxErl.;)析出相的形貌由立方体变成较为规则的球形。这一变化主要是受A13(ZrxErl-x嚎)析出相与a-Al基体的界面自由能影响。Al3(zrxEr1-x)析出相(p)与a-Al基体(m)具有{100}p//{100}m,<010>p//<010>m的晶体学位向关系。
在同一退火温度下,随着退火时间的延长Al3(ZrxEr1-x)析出相的粗化主要受Er,Zr等元素在a-Al基体中的扩散速率影响。同时,比较Al3(ZrxSc1-x)粒子与Al3(zrxEr1-x)粒子的粗化速率发现,在300℃退火温度下Al3(zrxSc1-x)粒子的粗化速率小于温度更低的280℃时的Al3(ZrxEr1-x)粒子;460℃下Al3(ZrxSc1-x)粒子的粗化速率却大于温度稍高的470℃退火时的Al3(ZrxEr1-x)粒子。这是因为Er,Sc二元素在a-Al基体中的扩散速率有一交点(325℃附近)。低于325℃,Er在Al基体中的扩散速率大于Sc:高于325℃,Er在Al基体中的扩散速率小于Sc。
后续热处理过程中,过饱和固溶体中的Er,Zr等溶质原子发生脱溶,析出近球形L12结构的Al3(ZrxEr1-x)粒子。该粒子在较低温度(280℃,470℃)退火下形核较为均匀,造成粒子均匀分布:较高温度(510℃)条件下沿位错非均匀形核,使得Al3(ZrxEr1-x)粒子分布极不均匀。Al3(zrxEr1-x)粒子以某些成分起伏点或者高熔点的金属氧化物为形核核心,然后向四周以管状方式生长,沿<111>方向形成立方体的角,沿<110>方向形成立方体的边,沿<100>方向形成立方体的面,而各个方向的生长速度也各不相同,<111>方向较快,<110>和<100>方向较慢,使得Al3(zrxEr1-x)粒子在尺寸较小时呈立方体结构。随着退火时间的延长A13(z,rxErl.;)析出相的形貌由立方体变成较为规则的球形。这一变化主要是受A13(ZrxErl-x嚎)析出相与a-Al基体的界面自由能影响。Al3(zrxEr1-x)析出相(p)与a-Al基体(m)具有{100}p//{100}m,<010>p//<010>m的晶体学位向关系。
在同一退火温度下,随着退火时间的延长Al3(ZrxEr1-x)析出相的粗化主要受Er,Zr等元素在a-Al基体中的扩散速率影响。同时,比较Al3(ZrxSc1-x)粒子与Al3(zrxEr1-x)粒子的粗化速率发现,在300℃退火温度下Al3(zrxSc1-x)粒子的粗化速率小于温度更低的280℃时的Al3(ZrxEr1-x)粒子;460℃下Al3(ZrxSc1-x)粒子的粗化速率却大于温度稍高的470℃退火时的Al3(ZrxEr1-x)粒子。这是因为Er,Sc二元素在a-Al基体中的扩散速率有一交点(325℃附近)。低于325℃,Er在Al基体中的扩散速率大于Sc:高于325℃,Er在Al基体中的扩散速率小于Sc。