D01:10.13374j.isml00103x2006.07.009 第28卷第7期 北京科技大学学报 Vol.28 Na 7 2006年7月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jul.2006 过饱和Al-Zn Mg Cu Mn合金 热分解的RD研究 蔡元华程军胜郝斌杨滨 张济山 北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京100083 摘要利用雾化及高能低温球磨的方法制备了过饱和的A一Z广MgC一Mn合金粉，并利用 XRD方法，研究了所得过饱和铝合金粉的热分解过程.研究结果表明，在350℃以下热分解时，过 饱和固溶体析出的平衡相为(Mg☑m),XRD未检测出含锰相的存在.含锰铝合金粉在高于350℃ 分解时，除(MZ2)相外，析出相中还有A6Mn,但未发现其他任何类型的亚稳含锰相.说明 A6Mn直接从过饱和的a一A1中析出.而非是先析出含锰的亚稳过渡相.由中间相转变为平衡相. 关键词铝合金：锰；过饱和；热分解；XRD 分类号TG146.21 近年的研究发现，在7000系铝合金中添加 母合金、Al(10%Mn中间合金、镁块(99.8%、和 锰，不仅能细化晶粒、阻碍基体晶粒长大和再结 纯Z(化学纯).合金熔炼用真空中频感应炉，熔 晶，而且在不降低铝合金塑性和韧性的情况下，能 炼坩锅是石墨坩锅，雾化用气体为普通氮气，给气 显著地提高铝合金强度，这一现象引起了广泛关 压力为0.4~045MPa,铝合金液体雾化温度为 注1.研究认为，过饱和铝合金固溶体分解形成 800~850℃.制备粉体用50目标准筛筛过.所 细小、弥散含锰相是强度提高的主要原因，含锰相 制备的铝合金粉化学成分（质量分数）为：Z, 促进了晶粒的均匀塑变，细化了滑移带的宽度，从 9.0%:Mg,3.0%:Cu,1.5%:Mn,25%;Al,余 而降低了应变或应力集中，提高或不降低材料的 量.雾化粉在自制的高能球磨机中球磨8h,球磨 塑韧性.为获得尺寸细小、空间分布均匀的含锰 介质为液氯. 弥散相，有必要详细地了解过饱和固溶体热分解 利用DSC测定过饱和固溶体的相变温度，利 过程中的相变、组织转变等相关变化.以实现材料 用XD和SEM用检测过饱和固溶体分解后的 制备或加工过程的精确控制. 相和组织变化 前期的研究工作多集中在锰对高强铝合金强 2结果和讨论 度影响方面，而详尽报道过饱和铝固溶体热分解 过程的文献不多9，尤其是合金化元素含量很高 XRD检测发现（如图1所示），雾化粉中除 (合金化元素总的质量分数≥12%)的高强高韧铝 a一A1固溶体外还存在少量的析出相.说明雾化制 合金方面.本文通过XRD方法，研究了高合金化 粉时金属液滴的冷却速度尚未完全抑制第二相的 元素含量的过饱和铝固溶体在热分解过程中相的 析出.雾化粉体经高能低温球磨后，雾化过程中 析出和转变，以便更好地在材料制备过程中获得 形成的少量析出相回溶至a一A1固溶体中，合金粉 细小弥散分布的含锰强化相. 体由最初的两相组织转变成单相的一A]固溶体 组织.大量的合金化元素溶入a一A1基体中，合 1 实验方法 金化元素的溶入使a一AI的晶面间距发生微量的 实验用过饱和AZ一MgC一Mn铝合金粉 变化，在XRD衍射谱上表现为过饱和固溶体 通过低温高能球磨雾化粉制得.所用原料为Ⅱ96 a一A1的衍射峰位较纯铝的相应峰位右移，说明a一 A1的晶面间距因合金元素的溶入而减小. 收稿日期：2005-04-13修回日期：2005-09-07 为确定过饱和α一A1固溶体热分解的温度范 基金项目：国家“863计划资助项目(N0.2001AA332030 围.对过饱和的一A1固溶体作了示差扫描热分 作者简介：蔡元华(1969一)，男.博士研究生；杨滨(1960一)，男， 教授，博士 析，其DSC曲线如图2所示，峰位数据见表1.在
过饱和 Al-Zn-Mg-Cu-Mn 合金 热分解的 XRD 研究 蔡元华 程军胜 郝 斌 杨 滨 张济山 北京科技大学新金属材料国家重点实验室, 北京 100083 摘 要 利用雾化及高能低温球磨的方法制备了过饱和的 Al-Zn-Mg-Cu-Mn 合金粉, 并利用 XRD 方法, 研究了所得过饱和铝合金粉的热分解过程.研究结果表明, 在 350 ℃以下热分解时, 过 饱和固溶体析出的平衡相为η( MgZn2) , XRD 未检测出含锰相的存在.含锰铝合金粉在高于 350 ℃ 分解时, 除 η( MgZn2 ) 相外, 析出相中还有 Al6Mn, 但未发现其他任何类型的亚稳含锰相, 说明 Al6Mn 直接从过饱和的α-Al 中析出, 而非是先析出含锰的亚稳过渡相, 由中间相转变为平衡相. 关键词 铝合金;锰;过饱和;热分解;XRD 分类号 TG 146.21 收稿日期:2005 04 13 修回日期:2005 09 07 基金项目:国家“ 863”计划资助项目( No .2001AA332030) 作者简介:蔡元华( 1969—) , 男, 博士研究生;杨滨( 1960—) , 男, 教授, 博士 近年的研究发现, 在 7000 系铝合金中添加 锰, 不仅能细化晶粒 、阻碍基体晶粒长大和再结 晶, 而且在不降低铝合金塑性和韧性的情况下, 能 显著地提高铝合金强度, 这一现象引起了广泛关 注[ 1 8] .研究认为, 过饱和铝合金固溶体分解形成 细小 、弥散含锰相是强度提高的主要原因, 含锰相 促进了晶粒的均匀塑变, 细化了滑移带的宽度, 从 而降低了应变或应力集中, 提高或不降低材料的 塑韧性.为获得尺寸细小、空间分布均匀的含锰 弥散相, 有必要详细地了解过饱和固溶体热分解 过程中的相变、组织转变等相关变化, 以实现材料 制备或加工过程的精确控制. 前期的研究工作多集中在锰对高强铝合金强 度影响方面, 而详尽报道过饱和铝固溶体热分解 过程的文献不多 [ 6] , 尤其是合金化元素含量很高 ( 合金化元素总的质量分数≥12 %) 的高强高韧铝 合金方面.本文通过 XRD 方法, 研究了高合金化 元素含量的过饱和铝固溶体在热分解过程中相的 析出和转变, 以便更好地在材料制备过程中获得 细小弥散分布的含锰强化相. 1 实验方法 实验用过饱和Al-Zn-Mg-Cu-M n 铝合金粉 通过低温高能球磨雾化粉制得 .所用原料为 Ц96 母合金 、Al( 10 %Mn 中间合金 、镁块( 99.8 %) 、和 纯Zn( 化学纯) .合金熔炼用真空中频感应炉, 熔 炼坩锅是石墨坩锅, 雾化用气体为普通氮气, 给气 压力为 0.4 ～ 0.45 MPa, 铝合金液体雾化温度为 800 ～ 850 ℃.制备粉体用 50 目标准筛筛过 .所 制备的铝合金粉化学成分( 质量分数) 为:Zn, 9.0 %;M g, 3.0 %;Cu, 1.5 %;M n, 2.5 %;Al, 余 量.雾化粉在自制的高能球磨机中球磨 8 h, 球磨 介质为液氮. 利用 DSC 测定过饱和固溶体的相变温度, 利 用XRD 和 SEM 用检测过饱和固溶体分解后的 相和组织变化 . 2 结果和讨论 XRD 检测发现( 如图 1 所示) , 雾化粉中除 α-Al固溶体外还存在少量的析出相, 说明雾化制 粉时金属液滴的冷却速度尚未完全抑制第二相的 析出 .雾化粉体经高能低温球磨后, 雾化过程中 形成的少量析出相回溶至 α-Al 固溶体中, 合金粉 体由最初的两相组织转变成单相的 α-Al 固溶体 组织.大量的合金化元素溶入 α-Al 基体中 .合 金化元素的溶入使 α-Al 的晶面间距发生微量的 变化, 在 XRD 衍射谱上表现为过饱和固溶体 α-Al的衍射峰位较纯铝的相应峰位右移, 说明 α- Al 的晶面间距因合金元素的溶入而减小 . 为确定过饱和α-Al 固溶体热分解的温度范 围, 对过饱和的 α-Al 固溶体作了示差扫描热分 析, 其 DSC 曲线如图 2 所示, 峰位数据见表 1 .在 第 28 卷 第 7 期 2006 年 7 月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol .28 No.7 Jul.2006 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2006.07.009
Vol.28 No.7 蔡元华等：过饱和A一Z一MgC一Mn合金热分解的XRD研究 651 a一A1固溶体热分解参数如表2. 10000 -A 表2过饱和固溶体铝合金热分解参数表 8000 整 Table 2 Decomposition parameters of supersaturated AlZm-Mg- 6000 Ca-Mn powder 4000 温度/℃时间/h冷却方式 温度/℃时间/h 冷却方式 2000 一过饱和粉 纯盟 120 24 空冷 350 4/24 水空冷 20 30 40 506070 &80 90 185 空冷 375 水/空冷 行射角20) 300 12 空冷 410 4 水/空冷 图1球磨A止Zn-Mg-Co-Mn粉的XRD谱 Fig.1 XRD patterns of supersaturated AlZ-Mg-Cu-Mn 过饱和固溶体在120℃温度下经长时间保温 powder 后，其XRD衍射谱如图3所示，合金粉经120℃ 24h处理后，依然是单相的a一A1固溶体，但其内 部因合金化元素的偏聚形成的GP区或？相，衍 20.min 射谱上出现少量的突起，如图3中40右侧的小突 10:-min-' 起，该突起对应于平衡相(MgZ2)的衍射峰位. 8000 ●-A 7500 MgZn, 50 150 250350450550 4000 温度/℃ 3000 图2过饱和A上-Mg-Cur-Mn的DSC曲线 2000 Fig.2 DSC pattern of supersaturated A-Zn-Mg-Cu-Mn pow- 起 185T从 1000 der 120℃ 不同的加热速率下，粉体的相变温度有所不同，随 20 30405060708090 衍射扉2() 加热速率的增加，放热峰位右移. 图3过饱和合金粉经120℃C及185℃处理后的XRD谱 表1过饱和AFZn-Mg-Ca-Mn粉的DSC曲线峰位数据 Fig.3 XRD patterns of supersaturated Al-Z-Mg-Gr-Mn Table 1 DSC pattern peak data of supersaturated A-Zm-Mg-Cu powder after 120 C ad 185C treatments -Mn powder 铝合金粉在185℃，12h的长时间退火处理 加热速度/ 温度区间/ 峰值温度/ 峰号 (℃·minm-) ℃ ℃ 后的XD结果见图3所示.从中看出，合金粉由 1802 a一A1固溶体和析出相组成，经鉴定，析出相为 129.1-2466 10 2 372.8-4234 409.7 (MgZn2)平衡相，未检测出其他的相.经185℃ 138.8-2485 190.0 12h处理后，过饱和合金粉分解，形成a一A1基体 20 加析出相的多相组织.析出的中间过渡相经长时 2 392.7-4349 417.8 间的保温后，转变成热力学上稳定的平衡相.图4 根据固溶体的DSC结果及相关文献，选择 是185℃，12h处理后的扫描电镜相，因为MgZn2 a (b) 10um 2um 图4A一Z一Mg一C一Mn粉的扫描电镜像(185℃C,12h处理) Fig.4 SEM micrographs of AHZ-Mg-Gr-Mn powder after the treatment at 185 C for 12h
图 1 球磨 Al-Zn-Mg-Cu-Mn 粉的XRD 谱 Fig.1 XRD patterns of supersaturated Al-Zn-Mg-Cu-Mn powder 图 2 过饱和Al-Zn-Mg-Cu-Mn的 DSC 曲线 Fig.2 DSC pattern of supersaturated Al-Zn-Mg-Cu-Mn powder 不同的加热速率下, 粉体的相变温度有所不同, 随 加热速率的增加, 放热峰位右移. 表 1 过饱和 Al-Zn-Mg-Cu-Mn 粉的DSC曲线峰位数据 Table 1 DSC pattern peak data of supersaturated Al-Zn-Mg-Cu -Mn powder 加热速度/ ( ℃·min -1 ) 峰号 温度区间/ ℃ 峰值温度/ ℃ 10 1 129.1 ～ 246.6 180.2 2 372.8 ～ 423.4 409.7 20 1 138.8 ～ 248.5 190.0 2 392.7 ～ 434.9 417.8 图 4 Al-Zn-Mg-Cu-Mn 粉的扫描电镜像( 185 ℃, 12 h 处理) Fig.4 SEM micrographs of Al-Zn-Mg-Cu-Mn powder after the treatment at 185 ℃ for 12 h 根据固溶体的 DSC 结果及相关文献, 选择 α-Al固溶体热分解参数如表 2 . 表 2 过饱和固溶体铝合金热分解参数表 Table 2 Decomposition parameters of supersaturated Al-Zn-MgCu-Mn powder 温度/ ℃ 时间/ h 冷却方式 120 24 空冷 185 12 空冷 300 12 空冷 温度/ ℃ 时间/ h 冷却方式 350 4/ 24 水/ 空冷 375 4 水/ 空冷 410 4 水/ 空冷 过饱和固溶体在 120 ℃温度下经长时间保温 后, 其 XRD 衍射谱如图 3 所示, 合金粉经 120 ℃, 24 h 处理后, 依然是单相的 α-Al 固溶体, 但其内 部因合金化元素的偏聚形成的 G-P 区或 η′相, 衍 射谱上出现少量的突起, 如图 3 中40°右侧的小突 起, 该突起对应于平衡相 η( M gZn2) 的衍射峰位 . 图 3 过饱和合金粉经120 ℃及 185 ℃处理后的XRD 谱 Fig.3 XRD patterns of supersaturated Al -Zn-Mg-Cu-Mn powder after 120 ℃ and 185 ℃ treatments 铝合金粉在 185 ℃, 12 h 的长时间退火处理 后的 XRD 结果见图 3 所示 .从中看出, 合金粉由 α-Al 固溶体和析出相组成, 经鉴定, 析出相为 η( MgZn2) 平衡相, 未检测出其他的相.经 185 ℃, 12 h 处理后, 过饱和合金粉分解, 形成 α-Al 基体 加析出相的多相组织, 析出的中间过渡相经长时 间的保温后, 转变成热力学上稳定的平衡相 .图4 是 185 ℃, 12 h 处理后的扫描电镜相, 因为 MgZn2 Vol.28 No.7 蔡元华等:过饱和 Al-Zn-Mg-Cu-Mn 合金热分解的 XRD 研究 · 651 ·
。652· 北京科技大学学报 2006年第7期 相颗粒的尺寸仅为几十纳米，故从扫描电镜像上 速度慢的锰元素也满足了沉淀析出的动力学和热 未看到有任何颗粒存在. 力学条件，故从过饱和粉体中析出形成含锰相. 文献[9介绍A一Mn一Zr过饱和固溶体经 AZ-MgC一Mn合金粉经375℃，4h和 300℃.30min热分解时.形成含锰过渡相G相. 410℃，4h保温，分别水冷和空冷，处理后的XRD G相具有确定的XRD衍射峰位.在本实验中，过 谱类似.图6为410℃，4h处理后的衍射图谱. 饱和A-Zn一MgCu一Mn合金粉经300℃，12h 过饱和合金粉经410℃高温后，无论水冷还是空 分解后，其XD谱如图5所示，衍射谱中未出现 冷，其处理后的合金粉相组成是一样的：退火后， 文献[9中G相的衍射线. 合金粉体由a一AL,(MgZm)相，Al6Mn三种相组 过饱和A-Zn一MgCu一Mn合金粉经350 成.XRD未检测出其他的含锰相.文献3一5]认 ℃4h及350℃24h处理后的衍射结果见图5. 为含锰铝合金过饱和固溶体经适当的热处理后， 在350℃，4h处理后.合金粉中仍仅析出 在铝合金中起强化作用的含锰相是由ALMn,Zn (MgZ2)相，而没有析出含锰相：而在同样的处 组成的多元相，而非单纯的Al6Mn.但本研究结 理温度下，延长时间，经XRD检验，发现有含锰相 果是：过饱和铝合金粉体，经过不同时间的保温处 析出，且该含锰相为平衡相Al6Mn,未能检测出其 理，所析出的含锰稳定相均为Al6Mn,并未发现其 他亚稳的含锰相.因此认为，高合金化元素含量 他亚稳定的含锰相存在.这与文献3-5]的结果 的过饱和固溶体分解时，含锰相的最低析出温度 是不同的，在稳定相上与文献[6相同.但本文中 为350℃.本实验中含锰相析出温度高于文献 的A6Mn却是通过均匀形核直接从固溶体中析 [9的原因可能是：铝基体中因固溶大量的合金化 出，而非文献6介绍的那样，平衡相Al6Mn是由 元素而处于能量极高的热力学不稳定状态，为了 先析出的亚稳的Al3Mn相转变而来.其原因为铝 降低体系的自由能，从过饱和固溶体中析出相是 合金粉经低温球磨后形成过饱和固溶体，其中溶 一个自发的热力学过程，但合金化元素的析出不 质原子浓度较高（质量分数≥15%，固溶体处于 仅是个热力学问题，而且还涉及元素扩散等动力 热力学上极不稳定的状态，一旦条件允许，大量的 学因素.由于各种元素在铝中的扩散能力的差 固溶原子通过均匀形核，快速析出，直接形成大量 异，扩散系数高的合金化元素会易于满足热力学 弥散分布且热力学上稳定A6Mn相，而无须从固 和动力学条件而优先形成第二相析出.相反，扩 溶体先中析出亚稳定的铝锰中间相，随时间的延 散系数低的合金化元素，如元素Mn,其扩散系数 长和温度的升高，亚稳定的中间过渡相再转变为 较之Zn,Mg,Cu的扩散系数低1~2个数量 稳定相，这一点与低过饱和度固溶体的热分解是 级10，故在较低温度短时间内，难以同时满足相 不同的. 应的热力学和动力学条件，故难以形成稳定的或 10000 ·MgZn: 亚稳的含锰相. 9000 °a-A1 .ALMn 13(000 0 oa-Al 4000F 12000 MgZn: ◆lMno 士5000 ·水冷 4000 0 一空冷 3000 354045505560657073808590 C 衍射角2() 2000 1000F B 0 A 图6铝合金粉410℃，4h处理后的XRD谱 30 506070 80 90 Fig.6 XRD patterns of the aluminum alloy powder with 410 衍射角20（°） ℃，4h 图5铝合金粉经不同处理后的XRD.A为300C,12hB为 350℃，4hC为350℃，24h 3结论 Fig.5 XRD patterns of the aluminum alloy powder with differ 1)在合金化元素含量高的A一Zm Mg Cu一 ent treatments:A-300℃，12压B-350℃，4hC-350℃，24 h Mn铝合金中，在低于350℃热分解时，过饱和固 溶体分解的平衡析出相依然为(MgZ2)相，因不 而经长时间的保温处理，随时间的延长，扩散 满足热力学和动力学条件，固溶体中未析出任何
相颗粒的尺寸仅为几十纳米, 故从扫描电镜像上 未看到有任何颗粒存在. 文献[ 9] 介绍 Al-M n -Zr 过饱和固溶体经 300 ℃, 30 min 热分解时, 形成含锰过渡相-G 相, G 相具有确定的 XRD 衍射峰位 .在本实验中, 过 饱和Al -Zn -M g-Cu -M n 合金粉经 300 ℃, 12 h 分解后, 其 XRD 谱如图 5 所示, 衍射谱中未出现 文献[ 9] 中 G 相的衍射线 . 过饱和 Al-Zn -Mg -Cu -Mn 合金粉经 350 ℃, 4 h 及 350 ℃, 24 h 处理后的衍射结果见图 5 . 在 350 ℃, 4 h 处 理 后, 合 金 粉 中仍 仅 析 出 η( MgZn2) 相, 而没有析出含锰相;而在同样的处 理温度下, 延长时间, 经XRD 检验, 发现有含锰相 析出, 且该含锰相为平衡相Al6M n, 未能检测出其 他亚稳的含锰相 .因此认为, 高合金化元素含量 的过饱和固溶体分解时, 含锰相的最低析出温度 为350 ℃.本实验中含锰相析出温度高于文献 [ 9] 的原因可能是:铝基体中因固溶大量的合金化 元素而处于能量极高的热力学不稳定状态, 为了 降低体系的自由能, 从过饱和固溶体中析出相是 一个自发的热力学过程, 但合金化元素的析出不 仅是个热力学问题, 而且还涉及元素扩散等动力 学因素.由于各种元素在铝中的扩散能力的差 异, 扩散系数高的合金化元素会易于满足热力学 和动力学条件而优先形成第二相析出 .相反, 扩 散系数低的合金化元素, 如元素 M n, 其扩散系数 较之 Zn, M g, Cu 的扩散系数低 1 ～ 2 个数量 级[ 10] , 故在较低温度短时间内, 难以同时满足相 应的热力学和动力学条件, 故难以形成稳定的或 亚稳的含锰相. 图 5 铝合金粉经不同处理后的 XRD.A 为300 ℃, 12 h;B为 350 ℃, 4 h;C 为 350 ℃, 24 h Fig.5 XRD patterns of the aluminum alloy powder with different treatments:A—300 ℃, 12 h;B—350℃, 4 h;C—350 ℃, 24 h 而经长时间的保温处理, 随时间的延长, 扩散 速度慢的锰元素也满足了沉淀析出的动力学和热 力学条件, 故从过饱和粉体中析出形成含锰相. Al-Zn-M g-Cu-M n 合金粉经 375 ℃, 4 h 和 410 ℃, 4 h 保温, 分别水冷和空冷, 处理后的 XRD 谱类似.图 6 为 410 ℃, 4 h 处理后的衍射图谱. 过饱和合金粉经 410 ℃高温后, 无论水冷还是空 冷, 其处理后的合金粉相组成是一样的 ;退火后, 合金粉体由 α-Al, η( MgZn2) 相,Al6Mn 三种相组 成, XRD 未检测出其他的含锰相 .文献[ 3 -5] 认 为含锰铝合金过饱和固溶体经适当的热处理后, 在铝合金中起强化作用的含锰相是由 Al, Mn, Zn 组成的多元相, 而非单纯的 Al6Mn .但本研究结 果是 :过饱和铝合金粉体, 经过不同时间的保温处 理, 所析出的含锰稳定相均为 Al6M n, 并未发现其 他亚稳定的含锰相存在 .这与文献[ 3 5] 的结果 是不同的, 在稳定相上与文献[ 6] 相同.但本文中 的Al6M n 却是通过均匀形核直接从固溶体中析 出, 而非文献[ 6] 介绍的那样, 平衡相 Al6Mn 是由 先析出的亚稳的Al3M n 相转变而来 .其原因为铝 合金粉经低温球磨后形成过饱和固溶体, 其中溶 质原子浓度较高( 质量分数≥15 %) , 固溶体处于 热力学上极不稳定的状态, 一旦条件允许, 大量的 固溶原子通过均匀形核, 快速析出, 直接形成大量 弥散分布且热力学上稳定 Al6M n 相, 而无须从固 溶体先中析出亚稳定的铝锰中间相, 随时间的延 长和温度的升高, 亚稳定的中间过渡相再转变为 稳定相, 这一点与低过饱和度固溶体的热分解是 不同的. 图 6 铝合金粉 410 ℃, 4 h 处理后的 XRD 谱 Fig.6 XRD patterns of the aluminum alloy powder with 410 ℃, 4 h 3 结论 1) 在合金化元素含量高的 Al-Zn-M g-Cu - Mn 铝合金中, 在低于 350 ℃热分解时, 过饱和固 溶体分解的平衡析出相依然为η( MgZn2) 相, 因不 满足热力学和动力学条件, 固溶体中未析出任何 · 652 · 北 京 科 技 大 学 学 报 2006 年第 7 期
Vol.28 No.7 蔡元华等：过饱和A一Z一MgC一Mn合金热分解的XRD研究 ·653。 类型的含锰相. high strength Al-Zr-Mg-Cu Py M alloys.Mater Sci Forum. 2)固溶体高温分解时，因铝基体中固溶大量 1996.217-222:1823 [5]Osamura K.Kohno K.Okuda H,et al.Mesoscopic structure of 的合金化元素，从而处于能量极高的热力学不稳 superhigh strength P/M AHZn-Mg-Cu albys.Mater Sci 定状态，热力学上稳定的Al6Mn相直接从过饱和 Forum,1996,217-222:1829 的铝合金固溶体中析出，而不是先析出含锰的亚 [6 Chang J.Moon I Choi C.Evolution of microstructure and 稳过渡相 tensile strength of rapidy solidified Al-4 7%Z2 5%Mg 0 2%Zx%Mn alloys.Metall Mater Trans.1998.A 29: 参考文献 1873 [1]Mathy J.Scharf G.Becker J.et al.Development of high [7 Lim S G,Jung Y S.and Kim SS.Characteristics of rapidly strength pow der metallurgical aluminum alloys Metallurgy. solidi fied Al7075-x%Mn albys.Scripta Mater.2000. 43:1077 1990.44:532 [2]Lim S G.Sunamat M,Kameko J.Age hardening and mechan- [8 Adachi H.Osamura K.Ochiai S,et al.Mechanical pmoperty ical properties of rapidly solidified A9%Z25%Mg-1%Cu of nanoscale precipitate handering aluminum alloys Scripta albys containing transition metak.J Jpn Inst Light Met. Mter.2001.44:1489 1991.41:440 [9 Ohashi T.DaiL.Fukatsu N.Decomposition characteristics of [3]Park D S,Nam S W.Effects of manganese dispersoid on the AHMZr alloys mapidy-qenched fmom melt.Metall Trans, mechanical properties in Al-Zn-Mg aloys.J Mater Sci. 1986.A17:799 1995.30:1313 【10郑来苏.铸造合金及其熔炼.西安：西北工业大学出版社， [4]KusuiJ.Yokte T,Osamum K.et al.Devdopment of super 1994:57 XRD study of the decomposition of a supersaturated Al Zn Mg Cu Mn alloy CAI Yuanhua,CHENG Junsheng,HAO Bin,YANG Bin,ZHANG Jishan State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijng.Beijng 100083.China ABSTRACT Supersaturated AlZnMg Cu Mn alloy powder w as m ade using the spray and high energy ball milling method,and XRD was used to investigate the decom position process of the supersat urated al- loy.The results show ed that the balanced phase precipitated from the supersaturated alloy was n phase (MgZn)when the decomposition temperature was below 350C,and no balance or metastable phases con- taining manganese were detected by the XRD method.When the decomposition temperature was 350Cfor a long time,or above 350C there were two phases precipitated from the supersaturated alloy.One was the balanced n phase(MgZn2),and the other was Al6M n,which was directly precipitated from the alloy, but not transformed from any metastable phase of manganese. KEY WORDS aluminum alloy;manganese;supersaturated;decomposition;XRD
类型的含锰相. 2) 固溶体高温分解时, 因铝基体中固溶大量 的合金化元素, 从而处于能量极高的热力学不稳 定状态, 热力学上稳定的 Al6Mn 相直接从过饱和 的铝合金固溶体中析出, 而不是先析出含锰的亚 稳过渡相 . 参 考 文 献 [ 1] Mathy J, Scharf G, Becker J, et al.Development of high strength pow der metallurgical aluminum alloys.Metallurgy, 1990, 44:532 [ 2] Lim S G, Sunamat M, Kaneko J.Age hardening and m echanical properties of rapidly solidified Al-9%Zn-25%Mg-1%Cu alloys cont aining transition metals.J Jpn Inst Light Met, 1991, 41:440 [ 3] Park D S, Nam S W .Effects of manganese dispersoid on the mechanical properties in Al -Zn -Mg alloys.J Mater Sci, 1995, 30:1313 [ 4] Kusui J, Yokt e T, Osamu ra K, et al.Development of superhigh strength Al-Zn-Mg-Cu P/ M alloys.Mater Sci Forum, 1996, 217-222:1823 [ 5] Osamura K, Kohno K, Okuda H, et al.Mesoscopic structure of super-high strength P/ M Al-Zn-Mg-Cu alloys.Mater Sci Forum, 1996, 217-222:1829 [ 6] Chang J, Moon I, Choi C .Evolution of microstructure and tensile strength of rapidly solidified Al-4.7%Zn-2.5%Mg- 0.2%Zr-x % Mn alloys.Metall Mater Trans, 1998, A 29: 1873 [ 7] Lim S G, Jung Y S, and Kim S S .Characteristics of rapidly solidified Al-7075-x % M n alloys.Scripta Mater, 2000, 43:1077 [ 8] Adachi H, Osamura K, Ochiai S, et al.Mechanical propert y of nanoscale precipit ate hardening aluminum alloys.Scripta Mater, 2001, 44:1489 [ 9] Ohashi T, Dai L, Fukatsu N .Decomposition characteristics of Al-Mn-Zr alloys rapidly-quenched from melt .Metall Trans, 1986, A17:799 [ 10] 郑来苏.铸造合金及其熔炼.西安:西北工业大学出版社, 1994:57 XRD study of the decomposition of a supersaturated Al-Zn-Mg-Cu-Mn alloy CAI Y uanhua, CHENG Junsheng, HAO Bin, Y ANG Bin, ZHANG Jishan S tate Key Laboratory for Advanced Met als and Materials, Universit y of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China ABSTRACT Supersaturated Al-Zn-Mg-Cu-M n alloy powder w as made using the spray and hig h energy ball milling method, and XRD was used to investigate the decomposition process of the supersaturated alloy .The results show ed that the balanced phase precipitated from the supersaturated alloy w as ηphase ( MgZn2) w hen the decomposition temperature w as below 350 ℃, and no balance or metastable phases containing manganese were detected by the XRD method .When the decomposition temperature w as 350 ℃for a long time, or above 350 ℃, there w ere two phases precipitated from the supersaturated alloy .One was the balanced ηphase( M gZn2) , and the other w as Al6M n, w hich w as directly precipitated from the alloy, but no t transformed from any metastable phase of manganese . KEY WORDS aluminum alloy ;mang anese ;supersaturated ;decomposition ;XRD Vol.28 No.7 蔡元华等:过饱和 Al-Zn-Mg-Cu-Mn 合金热分解的 XRD 研究 · 653 ·
