。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 differ￾ent 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