董宇 ，葉凌英 ，孫大翔 ，王紹玲 ，張新明

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙，410083；2. 中南大學(xué) 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 長(zhǎng)沙，410083)

2519A鋁合金是一種高Cu/Mg質(zhì)量比的鋁合金，具有良好的力學(xué)性能、焊接性能和抗應(yīng)力腐蝕性能，應(yīng)用于戰(zhàn)斗機(jī)、直升機(jī)和水陸兩棲突擊車[1?3]。為滿足軍事工業(yè)對(duì)材料的強(qiáng)度和韌性日益提高的要求，對(duì)2519A鋁合金進(jìn)行了大量的研究。研究表明：使用T87工藝(固溶后直接冷變形，再人工時(shí)效)處理2519A鋁合金，其抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率可以分別達(dá)到470 MPa和9.7%，且具有較高的抗應(yīng)力腐蝕性能。但與現(xiàn)役的鋁合金裝甲材料相比，2519A鋁合金的強(qiáng)度仍無法滿足要求，需要進(jìn)一步提升。張新明等[4?5]將 2519A 鋁合金進(jìn)行變形量80%的大變形，發(fā)現(xiàn)合金在峰值時(shí)效之后抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到551 MPa，但是這種大變形會(huì)極大降低合金的伸長(zhǎng)率及塑形。鄭玉林等[6]通過添加稀土元素鐿(Yb)來提高合金強(qiáng)度，結(jié)果表明合金抗拉強(qiáng)度提升了約20 MPa，但與稀土元素的高成本相比，合金力學(xué)性能提升幅度有限，這種方式不適宜大規(guī)模工業(yè)化生產(chǎn)，因此通過簡(jiǎn)單、經(jīng)濟(jì)的方式平衡2519A鋁合金的力學(xué)性能等各項(xiàng)性能是研究的關(guān)鍵。斷續(xù)時(shí)效工藝是由LUMLEY等[7?9]研究的一種新型多級(jí)時(shí)效工藝，這種工藝在合金進(jìn)行峰值時(shí)效之前，先進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)間的低溫保溫過程，通過這種工藝可以在大幅度提升鋁合金力學(xué)性能的同時(shí)保證其具有較高的韌性。T9I6工藝是一種引入了預(yù)變形的斷續(xù)時(shí)效工藝，顧剛等[3,10]使用T9I6工藝處理2519A鋁合金，可以大幅提升其強(qiáng)度、塑形和抗沖擊性能，且合金具有較高的韌性。研究表明：通過這種熱處理工藝可以顯著改善合金強(qiáng)化相的分布，使強(qiáng)化相平均粒徑減少，密度增大。預(yù)時(shí)效階段是合金在固溶淬火之后經(jīng)歷的第1個(gè)階段，預(yù)時(shí)效時(shí)間直接影響后續(xù)時(shí)效過程中析出相的演化規(guī)律。本文作者分析預(yù)時(shí)效時(shí)間對(duì)2519A鋁合金的力學(xué)性能的影響，并且通過透射電鏡和差示掃描量熱法分析T9I6過程中合金微觀組織演變，以找出最佳的預(yù)時(shí)效時(shí)間并分析其影響機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 樣品

實(shí)驗(yàn)所用合金為工業(yè)生產(chǎn)的2519A鋁合金板材，其化學(xué)成分如表1所示。原始板材的熱處理工藝為T87工藝，測(cè)得其屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為450 MPa，475 MPa和9.3%，符合2519A-T87鋁合金的標(biāo)準(zhǔn)。樣品從該合金上切取，長(zhǎng)度×寬度×厚度為110 mm×90 mm×41 mm。

T9I6工藝的過程如圖1所示，工藝制度如下：固溶淬火—預(yù)時(shí)效—預(yù)變形—斷續(xù)時(shí)效—再時(shí)效。使用空氣循環(huán)電阻爐進(jìn)行固溶處理，固溶溫度為808 K，固溶時(shí)間2 h以保證充分固溶，每次淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間不大于15 s。合金固溶淬火之后，在438 K下進(jìn)行預(yù)時(shí)效。樣品分為5組，預(yù)時(shí)效時(shí)間分別為40，80，120，180和240 min。將所有樣品進(jìn)行15%變形量的軋制預(yù)變形，軋制制度選用兩道次軋制，每道次壓下量約為8%以保證變形均勻，軋制完成后樣品厚度為37.3 mm。預(yù)變形完成后立即將試樣放入時(shí)效爐中進(jìn)行斷續(xù)時(shí)效，斷續(xù)時(shí)效是一段低溫保溫的過程，在338 K下保溫5 d。斷續(xù)時(shí)效完成后，將樣品隨爐升溫至438 K并保溫至峰時(shí)效狀態(tài)。

表1 2519A鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of 2519A aluminium alloy %

圖1 T9I6工藝路線示意圖Fig. 1 General schematic representation of T9I6 treatment

1.2 試驗(yàn)方法

硬度測(cè)試依據(jù)國(guó)標(biāo)GB/T 4340.1—2009進(jìn)行，檢測(cè)試樣取自T9I6熱處理過程不同階段的合金，所有樣品在測(cè)試硬度前均進(jìn)行預(yù)磨、終磨和拋光。在HXD?1000T維氏硬度試驗(yàn)機(jī)上測(cè)試，每個(gè)樣品取至少5個(gè)壓痕的平均值，加載負(fù)荷為30 N，加載時(shí)間為15 s。

室溫拉伸試驗(yàn)按照國(guó)標(biāo)GB/T 228.1—2010的規(guī)定進(jìn)行，拉伸試樣取自樣品局部變形均勻的區(qū)域，每組試樣沿軋制方向取3個(gè)平行樣。試樣平行長(zhǎng)度30 mm，平行區(qū)橫截面長(zhǎng)×寬為 10 mm×2 mm。在 MTS Landmark電液伺服試驗(yàn)系統(tǒng)上進(jìn)行常溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為2 mm/min，每組樣品的實(shí)驗(yàn)結(jié)果為平行樣拉伸性能的平均值。

通過Tecnai G220透射電子顯微鏡(TEM)對(duì)不同預(yù)變形量的樣品進(jìn)行分析，觀察峰時(shí)效樣品中強(qiáng)化相的析出特征，之后利用高分辨透射電子顯微鏡(HRTEM)FEI Titan380?300球差電鏡分析低溫保溫階段中間相的結(jié)構(gòu)和分布情況。透射電鏡試樣先機(jī)械減薄至0.08 mm厚度，在MTP-1A型雙噴電解拋光儀上減薄至出現(xiàn)微孔，雙噴液為 20%HNO3+80%CH3OH(體積分?jǐn)?shù))，采用液氮冷卻，溫度始終保持?25 ℃左右。使用Image Pro Plus 軟件對(duì)TEM像進(jìn)行數(shù)據(jù)統(tǒng)計(jì)。

差示掃描量熱法(DSC)使用ETZSCH-STA449C熱分析儀。所取試樣長(zhǎng)×寬×厚為5 mm×2.5 mm×0.5 mm，質(zhì)量約為15 mg，加熱速率為10 K/min，保護(hù)氣氛為氬氣，參比試樣為純Al。為確保準(zhǔn)確率，每3次測(cè)量之后基線會(huì)重新校準(zhǔn)。

2 結(jié)果與分析

2.1 時(shí)效硬化曲線

圖2所示為不同預(yù)時(shí)效時(shí)間2519A鋁合金在438 K保溫的時(shí)效硬化曲線，其中預(yù)變形和斷續(xù)時(shí)效階段的硬度提升用豎直的虛線表示。表2所示為不同樣品在T9I6各個(gè)階段的平均硬度。從圖2可以看出：合金在預(yù)時(shí)效階段硬度分為3個(gè)階段：第一階段是預(yù)時(shí)效0~80 min，此時(shí)合金的硬度提升迅速，這是由于 GP區(qū)在這個(gè)階段大量形核；第二階段為80~240 min，此時(shí)硬度提升減慢，合金內(nèi)GP區(qū)形核基本完成，部分GP區(qū)開始長(zhǎng)大；第三階段為4 h后，合金硬度提升速率進(jìn)一步減慢，此時(shí)GP區(qū)形核長(zhǎng)大到一個(gè)臨界值，開始向下一種過渡相轉(zhuǎn)變[5]。從表2可以看出，不同樣品在進(jìn)行預(yù)變形時(shí)都具有不同的初始硬度，但15%的軋制預(yù)變形都使樣品硬度提升了10(HV)左右。進(jìn)入斷續(xù)時(shí)效階段后，不同樣品硬度增幅隨著預(yù)時(shí)效時(shí)間增加有減少的趨勢(shì)，預(yù)時(shí)效4 h的樣品在斷續(xù)時(shí)效階段硬度只提升了 1.3(HV)。在再時(shí)效階段，不同樣品到達(dá)峰時(shí)效的時(shí)間隨著預(yù)時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而縮短。預(yù)時(shí)效時(shí)間為 80 min時(shí)，樣品具有最高的峰值硬度160.7(HV)。隨著預(yù)時(shí)效時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)到4 h，樣品的峰值硬度逐漸減少，而且硬度增幅Hi有降低的趨勢(shì)。若不考慮回復(fù)造成的合金強(qiáng)度下降，可以認(rèn)為析出強(qiáng)化的效果隨著預(yù)時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)而減弱。

圖2 不同預(yù)時(shí)效時(shí)間的2519A鋁合金在T9I6工藝438 K下的時(shí)效硬化曲線Fig. 2 Hardness curves for 2519A aluminium alloys by T9I6 treatment at 438 K with different pre-ageing holding time

2.2 室溫拉伸性能測(cè)試

不同預(yù)時(shí)效時(shí)間的2519A鋁合金的室溫拉伸性能如表3所示。從表3可以看出：屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度在預(yù)時(shí)效時(shí)間為80 min時(shí)達(dá)到最大值491.9 MPa和513.8 MPa，這和樣品峰時(shí)效硬度的變化規(guī)律吻合。預(yù)時(shí)效時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)，樣品伸長(zhǎng)率和強(qiáng)度同時(shí)減小。T87工藝處理的原始板材的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為450 MPa，475 MPa和9.3%，使用T9I6工藝可以使合金的力學(xué)性能得到顯著提升。

表2 不同預(yù)時(shí)效時(shí)間的2519A鋁合金在不同時(shí)效階段的維氏硬度比較Table 2 Average Vickers hardness for 2519A aluminium alloys by T9I6 treatment with different pre-ageing holding time

表3 不同預(yù)時(shí)效時(shí)間的2519A鋁合金的室溫拉伸性能Table 3 Tensile strength for 2519A aluminium alloys with different pre-ageing holding time

2.3 顯微組織分析

不同預(yù)時(shí)效時(shí)間的2519A鋁合金的T9I6工藝的峰時(shí)效樣品的TEM像如圖3所示。入射電子束平行于[100]晶帶軸，觀察到針狀析出相，結(jié)合衍射斑點(diǎn)可知：析出相為θ′相[11]。從圖3可以看出：預(yù)時(shí)效時(shí)間為40 min時(shí)，θ′相的密度較少，繼續(xù)增大預(yù)時(shí)效時(shí)間至80 min，θ′相的密度增大而粒徑的變化不明顯。通過比較圖 3(c)、圖 3(d)和圖 3(e)可以看出：預(yù)時(shí)效時(shí)間增大到2 h及以上不會(huì)對(duì)θ′相密度造成影響，但θ′相的平均粒徑會(huì)進(jìn)一步增大，從圖 3(e)可以看到粒徑大于100 nm的θ′相。對(duì)于以θ′相為強(qiáng)化相的鋁合金，強(qiáng)化的效果取決于θ′相的體積分?jǐn)?shù)和平均粒徑，當(dāng)θ′相在基體中所占體積分?jǐn)?shù)越大且平均粒徑越小時(shí)，合金的析出強(qiáng)化效果越好[9]。統(tǒng)計(jì)不同預(yù)時(shí)效時(shí)間樣品的不同粒徑析出相數(shù)量的比例，結(jié)果如圖4所示，為使統(tǒng)計(jì)數(shù)據(jù)具有代表性，數(shù)據(jù)都從同一組樣品的至少5張圖片上統(tǒng)計(jì)得出。預(yù)時(shí)效時(shí)間為80 min時(shí)，樣品中粒徑為15~20 nm的θ′相所占比例大于30%，且粒徑大于30 nm的θ′相所占比例不足5%。預(yù)時(shí)效時(shí)間為40 min時(shí)，粒徑在30~40 nm的θ′相大約有15%，且樣品中θ′相的體積分?jǐn)?shù)也明顯比其他樣品的小，因此40 min預(yù)時(shí)效樣品的強(qiáng)度較低。隨著預(yù)時(shí)效時(shí)間繼續(xù)增大，粒徑在30 nm以上的析出相所占比例不斷增大。要獲得細(xì)小、密集、均勻的析出相，需要再時(shí)效初始階段合金基體為θ′相提供足夠多的形核點(diǎn)。研究表明：合金經(jīng)過T9I6工藝的斷續(xù)時(shí)效過程之后，基體內(nèi)的GP區(qū)以及預(yù)變形引入的位錯(cuò)是θ′相優(yōu)先形核的區(qū)域[12]。

圖3 不同預(yù)時(shí)效時(shí)間的峰時(shí)效狀態(tài)2519A鋁合金的TEM像Fig. 3 TEM images for peak-aged 2519A aluminium alloys with different pre-ageing holding time

圖4 不同預(yù)時(shí)效時(shí)間的2519A鋁合金的析出相所占比例統(tǒng)計(jì)Fig. 4 Percentage of θ′ precipitates in 2519A aluminum alloys with different pre-ageing holding time

2519A鋁合金作為高Cu/Mg比的鋁合金，其析出序列為過飽和固溶體—GP 區(qū)—θ′相—θ′相—θ相[13]。當(dāng)GP區(qū)尺寸達(dá)到臨界值(約為300 nm)時(shí)，會(huì)生成θ′′相。GP區(qū)和θ′相與鋁基體共格，θ′相和θ相與鋁基體半共格。θ′相由于與基體共格，在晶粒內(nèi)會(huì)形成彈性應(yīng)變區(qū)，使得θ′相極不穩(wěn)定，在時(shí)效過程中會(huì)迅速轉(zhuǎn)變?yōu)棣取湎唷嗬m(xù)時(shí)效過程中由于溫度較低，溶質(zhì)原子擴(kuò)散速率較慢，且預(yù)變形后基體內(nèi)空位數(shù)量減少，GP區(qū)的形核速率要低于預(yù)時(shí)效階段[14]。當(dāng)合金在低溫下保溫較長(zhǎng)時(shí)間之后，基體內(nèi)能夠形成細(xì)小、密集、均勻的GP區(qū)。再時(shí)效階段時(shí)，溫度重新升至438 K，基體內(nèi)θ′相開始析出，GP區(qū)成為θ′相的優(yōu)先形核點(diǎn)。當(dāng)基體內(nèi)形成了細(xì)小彌散的GP區(qū)時(shí)，再時(shí)效的階段基體內(nèi)有足夠的θ′相形核點(diǎn)。

圖5所示為預(yù)時(shí)效80 min的樣品在斷續(xù)時(shí)效完成狀態(tài)和峰時(shí)效狀態(tài)的HRTEM像。從圖5(a)可知：與基體共格的GP區(qū)厚度約為幾個(gè)原子層的厚度(箭頭所示)[15]。合金達(dá)到峰時(shí)效狀態(tài)時(shí)，從圖5(b)可見與基體半共格的θ′相。在θ′相的背景中沒有觀察到GP區(qū)，說明GP區(qū)在再時(shí)效階段已經(jīng)轉(zhuǎn)化為θ′相或回溶入基體。為了比較不同預(yù)時(shí)效時(shí)間對(duì)斷續(xù)時(shí)效完成狀態(tài)的合金內(nèi)GP區(qū)的影響，用高放大倍數(shù)的TEM觀察不同樣品。圖6所示為預(yù)時(shí)效40，80和120 min的樣品在完成斷續(xù)時(shí)效之后的 TEM 像，圖中的細(xì)小的針狀析出相為GP區(qū)。當(dāng)預(yù)時(shí)效時(shí)間從40 min增加到80 min時(shí)，從圖6(a)和圖6(b)可以看出：GP區(qū)的分布均勻且變化不明顯。從圖 6(c)可見：預(yù)時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)到 2 h時(shí)，有部分GP區(qū)尺寸增大，且GP區(qū)的密度下降。

圖5 預(yù)時(shí)效80 min的2519A鋁合金在T9I6不同階段的HRTEM像Fig. 5 HRTEM images for 2519A aluminium alloy pre-aged for 80 min at different stages in T9I6 process

圖6 不同預(yù)時(shí)效時(shí)間的2519A鋁合金在低溫?cái)嗬m(xù)時(shí)效完成階段的TEM像Fig. 6 TEM images of GP zones present in samples after interrupted ageing subjected to different pre-ageing time

圖7所示為預(yù)時(shí)效40 min和80 min的2519A鋁合金峰時(shí)效狀態(tài)的位錯(cuò)分布情況。在 TEM 成像的圖片中，若晶粒中存在位錯(cuò)，原始晶粒中會(huì)出現(xiàn)一些類似亞晶粒的取向差較小的區(qū)域，這些區(qū)域的明場(chǎng)像中會(huì)出現(xiàn)條紋狀的像，因此可以用這種襯度表征合金內(nèi)的位錯(cuò)組態(tài)[16]。觀察發(fā)現(xiàn)在樣品中并未發(fā)現(xiàn)較長(zhǎng)的位錯(cuò)線，晶粒內(nèi)的位錯(cuò)都是由較短的位錯(cuò)線發(fā)生高度纏結(jié)而組成。這是由于預(yù)變形過程中，受預(yù)時(shí)效階段生成的GP區(qū)影響，位錯(cuò)在滑移是與GP區(qū)相互作用、交割，形成了位錯(cuò)纏結(jié)[17]。預(yù)時(shí)效時(shí)間大于80 min時(shí)，在晶粒內(nèi)都能見到如圖7(b)所示的胞狀組織，這可能是受GP區(qū)對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用，在后續(xù)的時(shí)效階段，回復(fù)效應(yīng)較弱。而預(yù)時(shí)效時(shí)間為40 min時(shí)，在樣品中只能觀察到如 7(a)所示的少量位錯(cuò)纏結(jié)，未見明顯胞狀組織。這可能是預(yù)時(shí)效40 min時(shí)，基體內(nèi)生成的GP區(qū)數(shù)量不足，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙不足，在后續(xù)的時(shí)效階段發(fā)生比較強(qiáng)烈的回復(fù)效應(yīng)。

圖7 不同預(yù)時(shí)效時(shí)間的2519A鋁合金峰時(shí)效階段位錯(cuò)分布TEM像Fig. 7 TEM images of dislocations for 2519A aluminium alloys with different pre-ageing holding time

2.4 DSC分析

圖8所示為不同預(yù)時(shí)效時(shí)間的2519A鋁合金斷續(xù)時(shí)效完成階段的樣品的DSC曲線。曲線中有1個(gè)主峰，為放熱峰(表示為A峰)，是由于θ′相的形核和長(zhǎng)大而形成。在曲線中，A峰的左側(cè)存在1個(gè)較小的吸熱峰(表示為B峰)，B峰的生成是由于GP區(qū)在加熱過程中回溶入基體[18]。通過比較B峰的面積，可以大致比較不同樣品在斷續(xù)時(shí)效階段結(jié)束時(shí)，基體內(nèi)GP區(qū)的數(shù)量。圖9所示為不同樣品DSC曲線中B峰的面積積分，用ΔS表示。通過比較ΔS來比較GP區(qū)數(shù)量，需要排除2項(xiàng)干擾因素：1)加熱過程中GP區(qū)可能析出造成放熱；2)加熱過程中可能發(fā)生的回復(fù)過程造成放熱[19]。為了驗(yàn)證前者發(fā)生的可能性，另一組樣品被用于進(jìn)行DSC試驗(yàn)。該組試樣在固溶淬火之后立刻進(jìn)行冷軋，保證基體具有最大的過飽和固溶度(本文中沒有列出)。試驗(yàn)結(jié)果表明：當(dāng)加熱速率為10 K/min時(shí)，曲線中沒有出現(xiàn)吸熱峰B峰，這說明GP區(qū)的生成不會(huì)對(duì)ΔS造成影響?；貜?fù)過程在斷續(xù)時(shí)效階段的5 d保溫時(shí)間內(nèi)已經(jīng)發(fā)生完全，因此，可能的回復(fù)對(duì)DSC曲線的 B峰面積影響可以忽略。從圖 9可以看出，ΔS先增大后減小，在預(yù)時(shí)效時(shí)間為80 min時(shí)有最大值，說明合金在斷續(xù)時(shí)效完成階段，基體內(nèi)GP區(qū)的體積分?jǐn)?shù)在預(yù)時(shí)效時(shí)間為80 min時(shí)得到最大值。

圖8 不同預(yù)時(shí)效時(shí)間的2519A鋁合金斷續(xù)時(shí)效完成階段的樣品的DSC曲線Fig. 8 DSC curves of 2519A alloy with different pre-ageing holding time for samples after interrupted ageing

圖9 B峰面積積分隨預(yù)時(shí)效時(shí)間變化Fig. 9 Integration of area of peak B as a function of pre-ageing holding time

研究表明，在預(yù)時(shí)效的初始階段，隨著預(yù)時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，合金內(nèi)GP區(qū)會(huì)不斷形核長(zhǎng)大，其體積分?jǐn)?shù)不斷增加。預(yù)時(shí)效時(shí)間為40 min時(shí)，合金內(nèi)沒有足夠數(shù)量的GP區(qū)。預(yù)變形之后，位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)不能被有效阻礙，斷續(xù)時(shí)效過程中發(fā)生的回復(fù)效應(yīng)使得位錯(cuò)密度降低，減弱形變強(qiáng)化的效果，同時(shí)減少再時(shí)效過程中θ′相的形核點(diǎn)。因此預(yù)時(shí)效時(shí)間為40 min時(shí)，2519A鋁合金的強(qiáng)度較低但具有較高的塑形。預(yù)變形量為80 min時(shí)，合金在斷續(xù)時(shí)效階段有足夠的GP區(qū)與位錯(cuò)作用，形變強(qiáng)化的效果能夠保留，且斷續(xù)時(shí)效過程中繼續(xù)生成的細(xì)小彌散GP區(qū)和位錯(cuò)為θ′相提供了大量形核點(diǎn)，因此預(yù)變形量為 80 min是樣品具有較高強(qiáng)度。預(yù)時(shí)效過程中GP區(qū)的生成是不斷消耗基體內(nèi)過飽和溶質(zhì)原子的過程，預(yù)時(shí)效時(shí)間越長(zhǎng)，溶質(zhì)原子消耗越多，GP區(qū)平均尺寸增大，不利于在斷續(xù)時(shí)效過程中生成細(xì)小彌散的 GP區(qū)。隨著預(yù)變形量增加到 2 h及2 h以上，合金在預(yù)時(shí)效階段生成了粗大的GP區(qū)，消耗過多溶質(zhì)原子，導(dǎo)致斷續(xù)時(shí)效過程中細(xì)小彌散的GP區(qū)析出困難。斷續(xù)時(shí)效完成時(shí)的GP區(qū)平均粒徑增大，導(dǎo)致θ′相的平均粒徑增大，因此，隨著預(yù)時(shí)效時(shí)間繼續(xù)增大，合金的強(qiáng)度下降。

3 結(jié)論

1)隨著預(yù)時(shí)效時(shí)間的增大，2519A鋁合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度先增大后減小，預(yù)時(shí)效時(shí)間為80 min時(shí)達(dá)到最大值，分別為491.9 MPa和513.8 MPa。伸長(zhǎng)率隨預(yù)時(shí)效時(shí)間增大而不斷減小。

2)合金的強(qiáng)化相θ′相的形核點(diǎn)由GP區(qū)和位錯(cuò)組成，預(yù)時(shí)效時(shí)間長(zhǎng)短對(duì)再時(shí)效開始時(shí)，合金內(nèi)的 GP區(qū)及位錯(cuò)有顯著影響。預(yù)時(shí)效時(shí)間為40 min時(shí)，合金在預(yù)時(shí)效階段生成的GP區(qū)數(shù)量少，使得后續(xù)時(shí)效過程發(fā)生回復(fù)，導(dǎo)致位錯(cuò)密度降低。若預(yù)時(shí)效時(shí)間大于2 h，預(yù)時(shí)效階段會(huì)消耗過多過飽和溶質(zhì)原子，使得GP區(qū)粗大，且導(dǎo)致斷續(xù)時(shí)效階段新的GP區(qū)難以生成。預(yù)時(shí)效時(shí)間為80 min時(shí)，合金可以為θ′相提供數(shù)量最多的形核點(diǎn)。

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