張晉武， 白樸存， 侯小虎， 李 博

(內(nèi)蒙古工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，呼和浩特010051)

傳統(tǒng)的Al-Mg-Mn 合金是一種可焊、中強(qiáng)、成型性能好的不可熱處理強(qiáng)化的輕質(zhì)鋁合金，目前該類合金主要用作航空、航天、艦船、電子、儀器儀表及交通運(yùn)輸領(lǐng)域的結(jié)構(gòu)材料。增加Mg 含量，可使固溶強(qiáng)化效果有所提高，然而即使將Mg 含量提高到6.3%，其抗拉強(qiáng)度也僅為340 MPa，屈服強(qiáng)度為180 MPa［1］，仍滿足不了在實(shí)際應(yīng)用中對(duì)它的高強(qiáng)需求。而且Al-Mg-Mn 合金經(jīng)過(guò)軋制變形后，其內(nèi)部位錯(cuò)、空位等晶體缺陷急劇增加，合金處于不穩(wěn)定狀態(tài)。Al-Mg-Mn 合金在較高溫度經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間使用后通常會(huì)發(fā)生軟化現(xiàn)象［2］，使加工硬化的效果部分或完全消失。已有研究發(fā)現(xiàn)通過(guò)向鋁合金中添加稀土元素可以有效的提高鋁合金的性能，其中Sc 是被研究最多、效果也最顯著的微合金化元素［3，4］，但Sc 成品價(jià)格卻相對(duì)昂貴，因此，研究經(jīng)濟(jì)而又有效的微合金化元素來(lái)提高鋁合金的綜合性能是鋁合金發(fā)展的一個(gè)重要方向［5］。近來(lái)研究表明［6～9］，添加微量稀土Er 到不同系列鋁合金中，Al 與Er 生成Al3Er 第二相，其可作為異質(zhì)形核的核心，從而有效細(xì)化晶粒，且這些第二相粒子對(duì)位錯(cuò)和亞晶界有強(qiáng)烈的釘扎作用，能有效提高合金性能。另外，Er 原子在鋁合金基體中具有較低的擴(kuò)散系數(shù)和固溶度，使Al3Er 粒子在較高的溫度下也難以粗化，從而顯著提高了合金的強(qiáng)度和再結(jié)晶溫度。

目前，關(guān)于Al-Mg-Mn 合金的研究多集中在低鎂的鋁合金，且主要是集中在稀土元素對(duì)其性能影響的研究，對(duì)實(shí)際應(yīng)用性能及工業(yè)化生產(chǎn)的研究并不多。微量Er 在高M(jìn)g 含量Al-Mg 合金中的研究報(bào)道更是少見。本研究在Mg 含量超過(guò)6.3%合金中添加微量稀土Er 元素，重點(diǎn)研究添加微量Er 對(duì)高強(qiáng)A1-6.8Mg-0.3Mn 合金板材的再結(jié)晶溫度與性能的影響規(guī)律，希望為該類合金板材在實(shí)際應(yīng)用中穩(wěn)定化處理工藝提供一定的理論和實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)選用半連續(xù)鑄造法制備Mg 含量較高的A1-6.8Mg-0. 3Mn 和A1-6. 8Mg-0. 3Mn-0. 4Er 兩種合金鑄錠(為方便后續(xù)表述，不含Er 編組A 合金，含Er 編組B 合金)。為了避免鑄錠的成分偏析，將鑄錠在470℃溫度下均勻化處理24h，均勻化處理采用空氣循環(huán)加熱爐。鑄錠經(jīng)過(guò)均勻化處理后，需要切頭及銑面，然后進(jìn)行熱軋。熱軋前在470℃保溫1h，熱軋開始溫度455℃，終了溫度約300℃，分多道次進(jìn)行，每道次10% ～15%的壓下量，軋至4mm 厚的薄板，總變形量大于75%。兩種合金軋板分別在

100℃，150℃，200℃，250℃，300℃，350℃，400℃，450℃退火1h。均勻化及穩(wěn)定化退火處理均在程序控溫箱式電阻爐中進(jìn)行，誤差為±2℃。

在AVK-HV 維氏硬度計(jì)上分別測(cè)試實(shí)驗(yàn)合金不同狀態(tài)的顯微硬度，并進(jìn)行硬度測(cè)量和數(shù)據(jù)記錄，載荷大小為2.5kg，加載時(shí)間為15s，測(cè)量5個(gè)值取其平均值。拉伸試樣尺寸和拉伸試驗(yàn)規(guī)程分別符合GB6397—1986 標(biāo)準(zhǔn)和GB228—1987 標(biāo)準(zhǔn)。拉伸試驗(yàn)在日立公司S-3400N 掃描電鏡真空環(huán)境下拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為1mm/min，試樣均沿軋向截取。

電鏡觀察用試樣表面經(jīng)240 ～2000 號(hào)砂紙逐級(jí)打磨，在金相試樣拋光機(jī)上粗拋，再用金剛石研磨膏精拋出光，最后用丙酮除油，蒸餾水漂洗，吹風(fēng)機(jī)吹干，自封袋封好放入真空箱待用。在日立公司S-3400N 掃描電鏡上進(jìn)行背散射電子成像的高倍組織觀察、二次電子成像的組織形貌和斷口形貌觀察。透射電鏡樣品經(jīng)機(jī)械減薄后雙噴預(yù)減薄(電解液為15% 的高氯酸乙醇溶液，溫度為－20 ～－30℃)，雙噴減薄完的樣品再放到Gatan 691 離子減薄儀上進(jìn)行小角度、低能量的離子減薄，顯微組織觀察在JEM-2010 透射電子顯微鏡上進(jìn)行。

2 結(jié)果與分析

2.1 微量Er 對(duì)Al-Mg-Mn 合金板材力學(xué)性能的影響

圖1 所示為軋制合金板材A 和B 的室溫硬度隨退火溫度的變化曲線，表1 所示為軋制合金板材A 和B 的室溫拉伸性能數(shù)據(jù)。由圖1 和表1 可知，兩種合金板材的強(qiáng)度和硬度均隨穩(wěn)定化退火溫度的升高而有所降低，但斷面收縮率均增加。當(dāng)退火溫度超過(guò)150℃時(shí)，合金板材A 的強(qiáng)度和硬度下降很明顯，并在300℃以后趨于穩(wěn)定。添加了微量Er 的合金板材B 相對(duì)于合金板材A 來(lái)說(shuō)，其強(qiáng)度和硬度有顯著提升，且隨著退火溫度的升高而緩慢下降。

圖1 合金板材室溫硬度隨退火溫度的變化曲線Fig.1 Variation curves of alloy plate hardness at room temperature with annealing temperature

2.2 微量Er 對(duì)Al-Mg-Mn 合金板材微區(qū)組織的影響

經(jīng)不同溫度退火處理后的合金板材A 的微觀組織如圖2 所示。由圖2 可知，合金熱軋板材A 經(jīng)150℃/1h 退火處理后，軋制變形組織仍然是長(zhǎng)條纖維狀(見圖2b);經(jīng)200℃/1h 退火處理后，合金發(fā)生了部分再結(jié)晶現(xiàn)象(圖2c);經(jīng)250℃/1h 退火后，合金已基本完成再結(jié)晶并形成了相對(duì)均勻細(xì)小的再結(jié)晶晶粒;至350℃/1h 退火后，合金再結(jié)晶晶粒也基本沒有發(fā)生明顯長(zhǎng)大(見圖2d ～e);經(jīng)400℃/1h 退火處理后合金A 再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象比較明顯(見圖2f)。

表1 合金板材室溫拉伸性能Table 1 The tensile properties of the alloy sheet at room temperature

經(jīng)不同溫度退火處理后的合金板材B 的微觀組織如圖3 所示。由圖3 可知，在200℃之前對(duì)合金板材B 作退火處理沒有發(fā)生任何再結(jié)晶現(xiàn)象，仍是長(zhǎng)條纖維狀軋制變形組織。當(dāng)溫度升至250℃時(shí)，仔細(xì)觀察圖3c 中組織晶粒，晶界出現(xiàn)斷續(xù)，出現(xiàn)再結(jié)晶的趨勢(shì);退火溫度升至300℃時(shí)，在基體的某些微區(qū)才開始發(fā)生再結(jié)晶，形成相對(duì)細(xì)小一點(diǎn)的再結(jié)晶晶粒;當(dāng)退火溫度升至400℃時(shí)，合金B(yǎng) 仍未完全再結(jié)晶(見圖3d ～e)。再經(jīng)450℃/1h 退火處理后，合金B(yǎng) 再結(jié)晶才基本完成(見圖3f)。比較圖2和圖3 可知，添加微量Er 到Al-Mg-Mn 合金中后，該合金再結(jié)晶溫度提高了至少100℃。

圖2 不同退火溫度合金板材A 的微觀組織Fig.2 Microstructures of alloy sheet A annealed at various temperatures for lh(a)hot rolling;(b)150℃;(C)200℃;(d)250℃;(e)350℃;(f)400℃

2.3 微量Er 對(duì)Al-Mg-Mn 合金板材第二相析出行為的影響

合金板材A 和B 經(jīng)400℃/1h 退火處理后的SEM 像如圖4 所示。由圖4a 可知，合金板材A 的微區(qū)第二相粒子大小、形狀、分布并不均勻，主要呈橢球狀、三角狀、菱形方塊狀等。通過(guò)能譜分析，圖4b 中1、2、3 處均為Al6(Mn，F(xiàn)e)相，由于存在微量Mg 元素，合金中還存在一部分Al3Mg2混合相，但由于Mg元素與基體Al 的相對(duì)原子量相近，在背散射電子成像下，因?yàn)橐r度不明顯，故未能觀察到Al3Mg2相，成分如表2 所列。由圖4c 可知，合金板材B 第二相粒子大小、形狀、分布不太均勻，主要呈類球狀、短棒狀、三角狀、菱形狀等。通過(guò)能譜分析，圖4d 中1'處為Al3Er 相，2'處為Al3Er、Al6(Mn，F(xiàn)e)混合相，3'處為Al6(Mn，F(xiàn)e)相，成分如表3 所列。同樣，合金中也存在Al3Mg2相，未能觀察到。比較圖4a 和b 可知，添加稀土Er 后，合金B(yǎng) 中除了合金A 中所含相之外，還形成了Al3Er 相，且合金B(yǎng) 微區(qū)基體中的第二相粒子數(shù)目相較合金A 中多些，尺寸更小，分布相對(duì)還算均勻些。

圖3 不同退火溫度合金板材B 的微觀組織Fig.3 Microstructures of alloy sheet B annealed at various temperatures for lh(a)hot rolling;(b)200℃;(C)250℃;(d)300℃;(e)400℃;(f)450℃

2.4 微量Er 對(duì)Al-Mg-Mn 合金板材斷口形貌的影響

圖5 所示為300℃/1h 退火處理后兩種合金板材的斷口形貌及能譜分析。由圖5 可知，兩種合金板材的拉伸斷口均呈現(xiàn)典型的韌性斷裂特征，主要以穿晶斷裂方式為主。由圖5a 可以看到，明顯的塑性撕裂棱痕跡和許多比較細(xì)小的等軸狀韌窩，而在合金板材B 的斷口形貌圖5b 中，韌窩相對(duì)5a 少且小，還較淺。由此可知，與合金板材B 比較，合金板材A 經(jīng)300℃/1h 退火后具有較高的塑性，與前面力學(xué)性能結(jié)果一致。在圖5a 中發(fā)現(xiàn)，合金板材A 主要裂紋源是韌窩底部的析出相粒子，通過(guò)能譜分析發(fā)現(xiàn)這些析出相粒子中Fe 和Mn 的含量較高，主要為A16(Mn，F(xiàn)e)化合物，F(xiàn)e 元素是由熔煉過(guò)程中引入的雜質(zhì)。通過(guò)能譜分析還發(fā)現(xiàn)，合金板材B 韌窩底部的析出相粒子含有較高的Er，其次為Mn 和Fe，主要為A13Er 化合物，還有少量的A16(Mn，F(xiàn)e)化合物(見圖5b)。與A13Er化合物相比，A16(Mn，F(xiàn)e)化合物比較粗大，脆性高，它及其周圍更易成為應(yīng)力集中和裂紋萌生的地方，且A13Er 化合物具有細(xì)化晶粒作用，使合金板材B 的晶粒更為細(xì)小，在外力作用下，有利于協(xié)調(diào)變形，故在200℃以下退火時(shí)，合金板材B 的塑性較好。但在150 ～350℃之間退火時(shí)，合金板材A 發(fā)生了再結(jié)晶，形成了無(wú)畸變的新晶粒，使晶體的變形能力增加，故塑性得到提高。

圖4 合金板材400℃/1h 退火處理后的SEM 像Fig.4 SEM images of alloy sheets after annealed at 400℃for lh (a1，a2)Alloy A;(b1，b2)Alloy B

表2 圖4a2 中相的成分Table 2 Elements of phases in Fig.4 a2

表3 圖4b2 中相的成分Table 3 Elements of phases in Fig.4 b2

圖5 300℃/1h 退火處理合金板材斷口形貌及能譜分析Fig.5 Fractographs(a，b)and EDS pattrns of alloy sheets annealed at 300℃for lh(a)Alloy A;(b)Alloy B

2.5 Al-Mg-Mn-Er 合金板材再結(jié)晶行為的透射電鏡觀察

合金板材B 經(jīng)不同溫度退火處理后的TEM 組織如圖6 所示。由圖6 可以看出，合金B(yǎng) 經(jīng)過(guò)大的軋制變形后，可以看到大量位錯(cuò)纏結(jié)在一起，使得位錯(cuò)密度很大，這是由于在加工變形過(guò)程中合金內(nèi)部發(fā)生位錯(cuò)增值和擴(kuò)展。在圖6a 高密度的位錯(cuò)纏結(jié)中影藏著一些尺寸比較小的粒子，但不容易被發(fā)現(xiàn)。200℃/1h退火處理后從圖6b 中可以看到位錯(cuò)的組態(tài)分布和數(shù)量發(fā)生了變化，其位錯(cuò)密度與熱軋態(tài)下相比降低了許多，但仍然可以清楚觀察到大量位錯(cuò)的存在。此時(shí)合金B(yǎng) 處于恢復(fù)階段，通過(guò)滑移和攀移，合金B(yǎng)內(nèi)的位錯(cuò)逐步形成位錯(cuò)墻，部分區(qū)域已經(jīng)形成位錯(cuò)胞，同時(shí)異號(hào)位錯(cuò)相消導(dǎo)致位錯(cuò)密度降低。由于位錯(cuò)密度的降低，可以在圖中發(fā)現(xiàn)一些細(xì)小的第二相粒子，如圖6 b中箭頭所示，通過(guò)能譜分析可以判定這些第二相粒子為Al3Er，這些細(xì)小Al3Er 粒子可以與位錯(cuò)發(fā)生交互作用，延緩再結(jié)晶中回復(fù)過(guò)程的發(fā)生。300℃/1h 退火處理后，從圖6c 中可以看到，大量的位錯(cuò)消失，位錯(cuò)密度在很大程度上得到降低，位錯(cuò)移到胞壁處形成了低能態(tài)亞晶界，合金B(yǎng)中出現(xiàn)了亞晶粒，該階段是再結(jié)晶開始后的中間階段。圖6d 為400℃/1h 退火態(tài)下的TEM 照片，從圖中可以看出合金B(yǎng) 內(nèi)位錯(cuò)完全消失，并且出現(xiàn)了非常明顯的大角晶界，說(shuō)明合金B(yǎng) 中已經(jīng)存在等軸晶粒，發(fā)生了比較明顯的再結(jié)晶。

圖6 不同溫度退火后合金板材B 的TEM 像Fig.6 TEM images of alloy sheet B annealed at various temperatures for 1h(a)hot rolling;(b)200℃;(c)300℃;(d)400℃

3 討論與分析

Al-Mg 系合金中的主要強(qiáng)化元素為Mg，在均勻化處理時(shí)，合金不會(huì)產(chǎn)生Mg 的脫溶，因此微量的Mg 使合金的強(qiáng)度提高，但對(duì)合金的塑性不會(huì)產(chǎn)生太大的影響。當(dāng)其含量小于5%時(shí)，基本都固溶于基體中，不會(huì)改變基體的電極電位，無(wú)晶間腐蝕，Mg 對(duì)A1-Mn-Mg 合金主要起固溶強(qiáng)化作用。高M(jìn)g 鋁合金具有強(qiáng)度、硬度很高，但塑形、韌性會(huì)較差的特點(diǎn)，而且高M(jìn)g 含量可能會(huì)造成合金晶界上β 陽(yáng)極相的析出，增加合金的剝蝕敏感性，這會(huì)限制它的廣泛應(yīng)用。在本文中涉及到的卻是高鎂含量鋁合金(Mg 含量6.8%)，而通過(guò)實(shí)驗(yàn)研究發(fā)現(xiàn)，Er 的添加可以保留高鎂含量帶來(lái)的高強(qiáng)度和高硬度，同時(shí)又能擁有較高的塑形韌性與之相結(jié)合，使合金重要強(qiáng)化元素Mg 的作用得到了很好的發(fā)揮。本研究實(shí)驗(yàn)結(jié)果與文獻(xiàn)［10］實(shí)驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行比較，不含Er 的Al-6.8Mg 合金軋態(tài)與該文獻(xiàn)Al-4.5Mg 合金軋態(tài)進(jìn)行比較得出，Al-6.8Mg 合金抗拉強(qiáng)度比Al-4.5Mg 合金高約180MPa，屈服強(qiáng)度提高約20MPa，斷面收縮率變化不明顯。而添加了0.4%的稀土元素Er 后，Al-6. 8Mg-0. 4Er 合金軋態(tài)與該文獻(xiàn)Al-4.5Mg-0.4Er 合金軋態(tài)進(jìn)行比較得出，Al-6.8Mg-0.4Er 合金合金抗拉強(qiáng)度與不含Er差不多，比Al-4.5Mg-0.4Er 合金高約180MPa，但屈服強(qiáng)度提高幅度較大，提高了90MPa 左右，同樣斷面收縮率變化不明顯。軋態(tài)下，微量Er 對(duì)低Mg與高M(jìn)g 鋁合金的影響只有屈服強(qiáng)度變化較為明顯，說(shuō)明Er 的添加對(duì)于調(diào)整高M(jìn)g 鋁合金的塑性起到了一定作用。但是本文中的實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，通過(guò)適當(dāng)?shù)耐嘶鸸に囂幚?，?00℃退火1h 后，含Er 的高M(jìn)g 鋁合金強(qiáng)度、硬度仍能保持在較高的水平，而且塑性有了大幅提升，與文獻(xiàn)［10］中的低Mg 合金的斷面收縮率相比提高了12%左右，效果很明顯，使得高M(jìn)g 鋁合金的綜合力學(xué)性能在很大程度上得以優(yōu)化，效果顯著。

3.1 微量Er 對(duì)Al-Mg-Mn 合金再結(jié)晶行為的影響

根據(jù)金屬學(xué)原理，合金元素在鋁合金中可以以兩種形式存在，即固溶體或金屬間化合物，合金元素在這兩種形式之間的分配主要取決于溶質(zhì)和溶劑本身的性質(zhì)。根據(jù)Hume-Rothery 規(guī)則［11］，當(dāng)溶質(zhì)和溶劑原子半徑相對(duì)差超過(guò)14% ～15%時(shí)，固溶度極為有限，另一方面，如果電負(fù)性之差在0.4以上，固溶度就極小，有利于化合物的形成。Er 和Al 的尺寸差和電負(fù)性差別較大(見表4)，室溫下Er 在鋁合金固溶體中的溶解度非常小，故含Er 合金在高溫結(jié)晶后的冷卻以及隨后的熱加工過(guò)程中會(huì)析出大量細(xì)小、彌散、共格的Al3Er 粒子，尺寸約為10 ～40nm，室溫下與基體的錯(cuò)配度為0.99% ～1.31%，能夠形成比較穩(wěn)定的共格應(yīng)力場(chǎng)。如上可知，Er 在Al-Mg-Mn 合金中除少量固溶在基體外，還以大量細(xì)小的Al3Er 第二相粒子形式存在，它們對(duì)Al-Mg-Mn 合金的再結(jié)晶行為均有明顯的影響。

第二相粒子促進(jìn)還是阻礙再結(jié)晶，主要取決于合金中第二相粒子的大小、數(shù)量和分布狀態(tài)。一般認(rèn)為，當(dāng)粒子間距λ ＞1μm，粒子直徑d≥0.3μm;第二相粒子促進(jìn)再結(jié)晶;粒子間距λ ＜1μm，粒子直徑d≤0.3μm，第二相粒子阻礙再結(jié)晶。由圖6c 可知，Al-Mg-Mn-Er 合金B(yǎng) 經(jīng)過(guò)300℃/1h 退火后，可以觀察到大量呈豆瓣?duì)?白色圓圈內(nèi))與基體共格的Al3Er 粒子，Al3Er 粒子平均間距λ 約為0.2μm(小于1μm)，粒子平均直徑d 約為0.05μm(遠(yuǎn)小于0.3μm)，此時(shí)Al3Er 粒子將阻礙再結(jié)晶。第二相粒子還比較強(qiáng)烈地釘扎亞晶界，阻礙亞晶界的運(yùn)動(dòng)(如圖6c 中白色箭頭所示)。研究表明［12～14］，Al3Er 粒子與基體的共格性能夠在500℃時(shí)仍得以保留，對(duì)位錯(cuò)和亞晶界有很強(qiáng)的釘扎作用，能有效地阻礙亞晶界的遷移與合并，從而對(duì)亞晶粒結(jié)構(gòu)具有穩(wěn)定作用，抑制了合金的再結(jié)晶。

3.2 微量Er 對(duì)Al-Mg-Mn 合金力學(xué)性能的影響

實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，添加微量Er 的Al-Mg-Mn 合金強(qiáng)度、硬度都有大幅提高，特別是合金經(jīng)過(guò)高溫退火處理后，強(qiáng)度、硬度與塑性仍能保持在較高的水平，相比于文獻(xiàn)［1］中提到的6.3%含鎂量的鋁合金的強(qiáng)度硬度，本實(shí)驗(yàn)得到的結(jié)果要高很多，這主要來(lái)自于Al3Er 粒子對(duì)鑄態(tài)合金的細(xì)晶強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化作用和退火過(guò)程中對(duì)亞結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定作用。

表4 鋁和鉺的元素半徑和電負(fù)性Table 4 Atomic radius and electricity negatitive of Al，Er atoms

初生的Al3Er 相能起到直接細(xì)化鑄態(tài)晶粒的效果，且在均勻化退火過(guò)程中析出納米級(jí)二次Al3Er相質(zhì)點(diǎn)［19］，這些細(xì)小、彌散、分布也相對(duì)密集的質(zhì)點(diǎn)對(duì)位錯(cuò)和亞晶界具有比較強(qiáng)烈的釘扎作用，使位錯(cuò)滑移所需切應(yīng)力大大提高而難以啟動(dòng)，使其成為了合金的主要強(qiáng)化相。

此外，這些質(zhì)點(diǎn)對(duì)位錯(cuò)和亞晶界具有比較強(qiáng)烈的釘扎作用(見圖6c)，同時(shí)對(duì)變形組織中的亞結(jié)構(gòu)也具有很強(qiáng)的穩(wěn)定化作用，使合金在形變過(guò)程中形成由位錯(cuò)纏結(jié)而構(gòu)成的胞狀組織，在隨后的退火熱處理中，這些胞狀組織由于發(fā)生回復(fù)形成二維位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)組成的亞晶界，從而對(duì)合金起到強(qiáng)烈的亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化作用。

4 結(jié)論

(1)添加微量稀土元素Er 后，能使Al-Mg-Mn合金的再結(jié)晶起始和終了溫度都提高，而且終了溫度提升幅度很大，再結(jié)晶發(fā)生的溫度區(qū)間變寬，強(qiáng)烈阻礙了再結(jié)晶行為的發(fā)生。

(2)含Er 合金中細(xì)小而彌散的第二相質(zhì)點(diǎn)Al3Er，能比較強(qiáng)烈的釘扎再結(jié)晶過(guò)程中的亞晶界，阻礙亞晶界的遷移與合并，從而可以有效的提高合金的熱穩(wěn)定性，第二相對(duì)位錯(cuò)和亞晶界的釘扎作用能夠顯著的抑制合金再結(jié)晶和提高合金的強(qiáng)度。

(3)添加微量的Er 后，高M(jìn)g 含量Al-6.8Mg 合金的強(qiáng)度、硬度與低Mg 含量Al-4.3Mg 合金相比均得到大幅度提升，通過(guò)退火處理塑性可達(dá)到較高水平。經(jīng)300℃退火1h 后，合金能獲得理想的綜合力學(xué)性能組合，分別為σb=421MPa，σs=310MPa，ψ=18.3%。

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