朱慶豐，王浩，高揚(yáng)，林逸飛，左玉波

（1 材料先進(jìn)制備技術(shù)教育部工程研究中心，沈陽 110819；2 東北大學(xué) 材料電磁過程研究教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽 110819；3 東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110819）

鋁鋰合金以密度更低、彈性模量更高的特點(diǎn)被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域。鋁合金中每添加1%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）的鋰，密度降低3%，彈性模量提高約6%［1-2］。從20 世紀(jì)20 年代至今，鋁鋰合金已發(fā)展至第三代，在前兩代鋁鋰合金應(yīng)用和發(fā)展的基礎(chǔ)上，通過不斷優(yōu)化成分和調(diào)控形變熱處理工藝，鋁鋰合金獲得了優(yōu)良的綜合性能，并成功在航空航天領(lǐng)域?qū)崿F(xiàn)商業(yè)化應(yīng)用［3-6］。2050 合金是第三代鋁鋰合金，該合金顯著提高了淬火性能，更適合制備一些厚板和大尺寸鍛件［7］。與傳統(tǒng)的2XXX 系和 7XXX 系鋁合金相比具有明顯的綜合性能優(yōu)勢，并已在空客A380 的下機(jī)翼加強(qiáng)件上獲得應(yīng)用［8-10］。2050 合金是典型的時(shí)效強(qiáng)化鋁合金，適當(dāng)?shù)淖冃魏蜔崽幚砉に囀潜ＷC其性能的關(guān)鍵。近年來國外公開報(bào)道的文獻(xiàn)資料多集中于2050合金的力學(xué)性能、焊接性能、機(jī)械加工性能和腐蝕性能等性能指標(biāo)［11-18］，鮮有涉及其具體的制備工藝以及制備過程中的組織演變規(guī)律。國內(nèi)對該合金成型性能、變形熱處理過程中的組織性能演變以及工藝優(yōu)化做了大量的研究。Zhu 等［19-20］通過熱壓縮實(shí)驗(yàn)分析了應(yīng)力應(yīng)變曲線，并構(gòu)建了本構(gòu)方程和熱加工圖。Li等［21］分析了2050 合金高溫低應(yīng)變速率下的變形機(jī)制。Lu 等［22］通過電導(dǎo)率和硬度測試分析了合金的TTT 曲線，確定了其淬火敏感區(qū)。馮朝輝等［23］研究了530 ℃固溶淬火后的預(yù)變形和時(shí)效對合金組織性能的影響，并確定了最優(yōu)的時(shí)效制度。

固溶熱處理作為時(shí)效強(qiáng)化鋁合金熱處理的關(guān)鍵步驟，固溶制度直接影響著基體中合金溶質(zhì)元素的過飽和固溶量、殘余相的數(shù)量、合金的再結(jié)晶程度及晶粒尺寸等，是提升材料最終性能的重要因素。研究表明，固溶制度對同類的鋁鋰合金的組織性能有顯著的影響［24-28］，但有關(guān)新型2050 合金固溶制度的相關(guān)報(bào)道還比較少?；诖耍竟ぷ鲗χ睆?50 mm 的2050 合金擠壓棒材的固溶溫度進(jìn)行研究，并結(jié)合一定的時(shí)效制度考察固溶溫度對材料組織性能的影響，旨在為實(shí)際生產(chǎn)提供一些技術(shù)支持。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

本工作所用材料為直徑250 mm 的2050 合金擠壓棒材（江蘇豪然噴射沉積有限公司提供），其化學(xué)成分如表1 所示。2050 合金擠壓及熱處理實(shí)驗(yàn)流程如圖1所示，噴射錠坯經(jīng)450 ℃/12 h 的退火后直接進(jìn)行擠壓比為6.76 的正向擠壓，擠壓速度為0.2 mm/s。在擠壓棒材距中心1/2 半徑處取樣進(jìn)行不同溫度下保溫2 h 的固溶處理并水淬，再進(jìn)行170 ℃/40 h 的人工時(shí)效處理。

圖1 2050 合金擠壓及熱處理實(shí)驗(yàn)流程圖Fig.1 Experimental flow chart of extrusion and heat treatment of 2050 alloy

表1 2050 合金擠壓棒材的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical compositions of 2050 alloy extruded bars（mass fraction/%）

固溶過程使用井式退火爐進(jìn)行加熱，采用到溫放樣的方式在樣品表面固定測溫線，并用測溫儀記錄試樣表面溫度和升溫速率（約為60 ℃/min），待試樣表面溫度達(dá)到設(shè)定溫度后取出樣品進(jìn)行水淬，轉(zhuǎn)移時(shí)間不超過10 s。通過改變退火爐的爐溫獲得不同的固溶溫度（450，475，500，525，550，560 ℃和570 ℃），保溫時(shí)間為2 h。固溶后的人工時(shí)效制度設(shè)定為170 ℃/40 h，時(shí)效處理在鼓風(fēng)式電熱干燥箱中進(jìn)行。

固溶淬火后的試樣用OLYMPUS-BX53P 顯微鏡進(jìn)行組織觀察，分析殘余相和過燒情況，然后使用氟硼酸溶液（體積比1∶40）對其進(jìn)行陽極覆膜，用顯微鏡的偏光功能觀察晶粒形貌；使用配有EDS 組件的ULTRA PLUS 場發(fā)射掃描電鏡對固溶淬火后的殘余相組分進(jìn)行分析；使用Tecnai F30 透射電鏡對時(shí)效析出相進(jìn)行觀察；使用Sigmatest SMP10 電導(dǎo)率儀測量電導(dǎo)率，測量過程中先將樣品在恒溫箱中放置1 h 后再進(jìn)行電導(dǎo)率測量；用Future Tech 微壓維氏硬度機(jī)FM-700e 型數(shù)顯硬度計(jì)測量硬度（加載力2.94 N，加載時(shí)間15 s），為保證試樣磨拋程度不同造成的偏差，測量前將多個(gè)試樣通過冷鑲嵌固定在一起。將時(shí)效后的試樣在MTS-5105 萬能試驗(yàn)機(jī)上按照GB/T 228.1—2010《金屬拉伸試驗(yàn)方法》進(jìn)行室溫拉伸測試，拉伸速度2 mm/min，棒狀拉伸試樣尺寸圖如圖2 所示。

圖2 拉伸試樣尺寸圖Fig.2 Diagram of tensile specimen size

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 固溶溫度對微觀組織的影響

圖3 為2050 合金擠壓棒材不同固溶溫度下的偏光微觀組織。由圖3（a）可知，擠壓態(tài)2050 合金的組織呈纖維狀，在晶內(nèi)和晶界上存在許多相，這些相的存在使得纖維狀組織間的界限比較模糊。經(jīng)450 ℃的固溶淬火后，相的數(shù)量明顯減少，纖維狀組織間的界限變得清晰（圖3（b））；當(dāng)固溶溫度提高到475 ℃后，纖維狀組織形貌與450 ℃固溶后組織相似；固溶溫度提高到500 ℃時(shí)，部分纖維狀組織的邊界呈鋸齒狀，一些組織內(nèi)出現(xiàn)細(xì)小晶粒（圖3（d）），局部開始發(fā)生再結(jié)晶；隨著固溶溫度提升至560 ℃，擠壓棒材的局部再結(jié)晶的面積和晶粒尺寸不斷增加，棒材大部分纖維狀組織邊界呈鋸齒狀（圖3（g））；固溶溫度為570 ℃時(shí)，合金中的纖維狀組織消失，此時(shí)擠壓棒材的組織由大小不一的等軸狀晶粒組成（圖3（h）），合金發(fā)生完全再結(jié)晶。

圖4 為2050 合金擠壓棒材不同固溶溫度下的金相組織。由圖4（a）可以看到，2050 合金擠壓棒材內(nèi)存在大量的灰色相，其中包括沿?cái)D壓方向呈鏈狀分布的大、小尺寸塊狀相和彌散分布的細(xì)小相；經(jīng)450 ℃固溶后，擠壓棒材中彌散分布的細(xì)小相數(shù)量明顯減少，但是小尺寸塊狀相的數(shù)量沒有發(fā)生明顯變化；當(dāng)溫度達(dá)到475 ℃時(shí)，彌散的細(xì)小相已基本消失，但是仍然還有少量的小尺寸塊狀未溶相和大尺寸塊狀相（圖4（c））；溫度達(dá)到500 ℃時(shí)，小尺寸塊狀相消失，擠壓棒材組織中僅存在一些大尺寸塊狀殘余相（圖4（d））；繼續(xù)升高溫度至525 ℃，擠壓棒材中殘余相的數(shù)量減少，尺寸略有減?。划?dāng)溫度達(dá)到550 ℃時(shí)，擠壓棒材發(fā)生輕微的過燒，出現(xiàn)微量的尺寸小于5 μm 的復(fù)熔球（圖4（f））；隨著固溶溫度的升高過燒程度逐漸提升，復(fù)熔球的體積和數(shù)量都逐漸增大，當(dāng)溫度達(dá)到570 ℃時(shí)，組織中出現(xiàn)大量尺寸大于10 μm 的復(fù)熔球，此時(shí)擠壓棒材嚴(yán)重過燒。

圖4 不同固溶溫度下2050 合金擠壓棒材的金相組織（a）擠壓態(tài)；（b）450 ℃；（c）475 ℃；（d）500 ℃；（e）525 ℃；（f）550 ℃；（g）560 ℃；（h）570 ℃Fig.4 Metallographic structures of 2050 alloy extruded bars with different solid solution temperatures（a）as-extruded；（b）450 ℃；（c）475 ℃；（d）500 ℃；（e）525 ℃；（f）550 ℃；（g）560 ℃；（h）570 ℃

圖5 為525 ℃固溶淬火后2050 合金擠壓棒材SEM 圖。為了分析固溶后殘余相的組成，對圖5 中A，B 位置處進(jìn)行EDX 能譜分析，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表2 所示。可知，殘余相主要含有Al，Cu，F(xiàn)e，Mn 元素，均為含F(xiàn)e相，其中A 和B 兩處Cu 元素原子分?jǐn)?shù)分別為4.44%和18.39%，F(xiàn)e 元素原子分?jǐn)?shù)分別為7.47%和5.12%，Mn 元素原子分?jǐn)?shù)則分別為4.79%和0.00%。

圖5 525 ℃固溶淬火后2050 合金擠壓棒材SEM 圖Fig.5 SEM image of 2050 alloy extruded bars after solid solution treatment at 525 ℃

表2 圖5 中殘余相的能譜分析結(jié)果Table 2 EDS analysis results of residual phases in fig.5

圖6 為2050 合金擠壓棒材分別在500 ℃和550 ℃固溶2 h 并時(shí)效后的TEM 暗場像，衍射方向分別為〈001〉A(chǔ)l和〈112〉A(chǔ)l。當(dāng)固溶溫度為500 ℃時(shí)，在沿〈001〉A(chǔ)l的衍射花樣中θ′相衍射斑點(diǎn)較強(qiáng)，并且能夠觀察到較多大小不均勻的θ′相，而在沿〈012〉A(chǔ)l的衍射花樣中T1相衍射斑點(diǎn)十分微弱，T1相的密度很低；當(dāng)固溶溫度為550 ℃時(shí)，〈001〉A(chǔ)l和〈112〉A(chǔ)l的衍射花樣中θ′相和T1相的衍射斑點(diǎn)均很強(qiáng)烈，二者的數(shù)量大幅提升且尺寸更加均勻。

圖6 不同固溶溫度下2050 合金擠壓棒材沿不同晶帶軸的TEM 暗場像（a）500 ℃/〈001〉A(chǔ)l；（b）500 ℃/〈112〉A(chǔ)l；（c）550 ℃/〈001〉A(chǔ)l；（d）550 ℃/〈112〉A(chǔ)lFig.6 TEM dark field images of 2050 alloy extruded bars along different zone axis with different solid solution temperatures（a）500 ℃/〈001〉A(chǔ)l；（b）500 ℃/〈112〉A(chǔ)l；（c）550 ℃/〈001〉A(chǔ)l；（d）550 ℃/〈112〉A(chǔ)l

2.2 固溶溫度對性能的影響

圖7 為2050 合金擠壓棒材固溶態(tài)和時(shí)效態(tài)的電導(dǎo)率隨固溶溫度變化的曲線?？梢钥吹?，隨著固溶溫度的升高，固溶態(tài)和時(shí)效態(tài)的電導(dǎo)率均呈下降趨勢，但下降幅度不同。當(dāng)固溶溫度從450 ℃提高至 550 ℃時(shí)，固溶態(tài)擠壓棒材的電導(dǎo)率從24.1%IACS 下降至22.0%IACS；經(jīng)過170 ℃/40 h時(shí)效后，擠壓棒材的電導(dǎo)率從24.1%IACS 降至20.4%IACS。450 ℃固溶擠壓棒材時(shí)效前后的電導(dǎo)率均為24.1%IACS，并且隨著固溶溫度的升高，擠壓棒材的固溶態(tài)與時(shí)效態(tài)電導(dǎo)率差值逐漸增大，550 ℃固溶擠壓棒材時(shí)效前后的電導(dǎo)率差值達(dá)到1.6%IACS。

圖7 固溶態(tài)和時(shí)效態(tài)2050 合金擠壓棒材電導(dǎo)率隨固溶溫度的變化Fig.7 Electrical conductivity of 2050 alloy extruded bars in solid solution state and aging state as a function of solid solution temperature

圖8 為2050 合金擠壓棒材固溶態(tài)和時(shí)效態(tài)的硬度隨固溶溫度變化曲線?？梢钥吹?，固溶淬火后擠壓棒材的硬度比較低，且隨固溶溫度提高呈先升高后降低的趨勢。當(dāng)固溶溫度從450 ℃提高至475 ℃時(shí)，硬度從73HV 增加到76HV，隨后硬度逐漸下降，當(dāng)固溶溫度提高至550 ℃時(shí)，硬度降低至73HV。不同固溶溫度淬火后的擠壓棒材經(jīng)過170 ℃/40 h 人工時(shí)效后，硬度得到明顯提高。并且，隨固溶溫度的升高硬度不斷增加，當(dāng)固溶溫度從450 ℃提高至475 ℃時(shí)，硬度從121HV 快速增加到148HV，然后再緩慢線性增加至550 ℃的164HV。

圖8 固溶態(tài)和時(shí)效態(tài)2050 合金擠壓棒材硬度隨固溶溫度的變化Fig.8 Hardness of 2050 alloy extruded bars in solid solution state and aging state as a function of solid solution temperature

圖9 為經(jīng)170 ℃/40 h 人工時(shí)效后2050 合金擠壓棒材的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長率隨固溶溫度變化曲線?？梢钥吹?，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨固溶溫度升高呈先快速增加后緩慢線性增加的趨勢，這種變化趨勢與圖8 中時(shí)效后硬度的變化趨勢相似。當(dāng)固溶溫度從450 ℃提高至475 ℃時(shí)，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度從337 MPa 和443 MPa 快速增加到441 MPa 和519 MPa，隨后緩慢線性增加，當(dāng)固溶溫度達(dá)到550 ℃時(shí)，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為505 MPa 和567 MPa；伸長率則隨著固溶溫度的升高先快速下降后趨于不變，當(dāng)固溶溫度從450 ℃提高至500 ℃時(shí)，擠壓棒材的伸長率由13.4%快速降至10.7%，繼續(xù)升溫后擠壓棒材的伸長率在10.7%～10.4%間波動。

圖9 時(shí)效后2050 合金擠壓棒材拉伸性能隨固溶溫度的變化Fig.9 Change of tensile property of aged 2050 alloy extruded bars with solid solution temperature

3 分析與討論

2050 鋁鋰合金的擠壓過程是一個(gè)出口溫度較高的熱擠壓過程，這個(gè)過程中鋁基體的原始晶粒沿?cái)D壓方向被拉長形成纖維狀組織（圖3（a）），凝固過程中形成的粗大結(jié)晶相也發(fā)生破碎并沿?cái)D壓方向呈鏈狀分布，擠壓棒材在后續(xù)較緩慢的冷卻過程中還會形成大量尺寸較大的析出相（圖4（a））。在不同溫度固溶過程中，擠壓棒材基體組織主要發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶，殘余相則主要發(fā)生回溶或熔化（過燒）。

回復(fù)過程主要是點(diǎn)缺陷和位錯的運(yùn)動。再結(jié)晶過程則是在變形組織中產(chǎn)生新的無畸變晶粒的過程，這個(gè)過程與變形儲能、固溶溫度、升溫速率和材料自身因素有關(guān)。對于本工作而言，固溶溫度和升溫速率是相同的，但不同微區(qū)內(nèi)的成分和不同晶粒的變形儲能不同，因此當(dāng)固溶溫度為500 ℃時(shí)，部分纖維狀組織發(fā)生局部再結(jié)晶（圖3（d）），隨著固溶溫度的提高局部再結(jié)晶區(qū)域不斷擴(kuò)大，直至570 ℃發(fā)生較為完全的再結(jié)晶（圖3（h））。

隨著固溶溫度的提高，擠壓過程形成的析出相逐漸回溶，基體的飽和度逐漸增加。當(dāng)固溶溫度較低時(shí)（450 ℃），基體中溶質(zhì)元素的過飽和度低，并且元素的擴(kuò)散動力小、擴(kuò)散速度低，因此合金基體內(nèi)仍有許多小尺寸塊狀相未回溶（圖4（b）），但部分相的回溶使得偏光下所觀察到的組織形貌更加清晰（圖3（b））。隨著固溶溫度的繼續(xù)提高，析出相回溶的驅(qū)動力和擴(kuò)散速度增加，當(dāng)固溶溫度達(dá)到500 ℃以后，小尺寸相基本全部回溶，繼續(xù)升高固溶溫度到525 ℃，殘余相的尺寸減小，數(shù)量略有減少。根據(jù)525 ℃固溶后殘余相能譜分析結(jié)果得知，殘余相主要為含F(xiàn)e 相，這與Nizery 的研究結(jié)果一致［29］。這些含F(xiàn)e 殘余相多是在凝固過程中形成，難以通過均火或固溶熱處理消除。當(dāng)固溶溫度達(dá)到550 ℃時(shí)，擠壓棒材中出現(xiàn)復(fù)熔球，說明在此溫度下有第二相發(fā)生熔化，擠壓棒材發(fā)生輕微的過燒。

根據(jù)Mathiessen 理論，合金的電阻率由合金的基體、相、各種缺陷所決定，而基體是影響電阻率最大的因素，基體的電阻率主要取決于內(nèi)部固溶元素的含量［30］，其含量越高溶質(zhì)原子產(chǎn)生的晶格畸變越大，電子散射程度和合金電阻率就越高，電導(dǎo)率越低［31］。由圖7 可以看到，隨固溶溫度升高擠壓棒材的電導(dǎo)率逐漸降低，表明淬火后擠壓棒材的過飽和度是不斷提高的。

θ′相和T1相是2050 合金的主要強(qiáng)化相，其在時(shí)效后的大小、數(shù)量受基體中溶質(zhì)原子數(shù)量影響，其中通過調(diào)控固溶溫度能夠影響基體的過飽和度，提升內(nèi)部的溶質(zhì)原子數(shù)量。從圖6 可以看到，在500 ℃時(shí)θ′相和T1相的密度均較低，隨著固溶溫度升高至550 ℃，二者的密度得到大幅度的提升。這是因?yàn)?，提高固溶溫度的同時(shí)也提高了固溶體的過飽和度，增強(qiáng)了時(shí)效過程的析出動力，促進(jìn)析出相的析出。

通常情況下，鋁合金在固溶淬火后所獲得的過飽和固溶體在一定溫度下保溫一定時(shí)間后會發(fā)生脫溶沉淀，這一過程使基體的過飽和度下降，晶格畸變程度減小，合金的電導(dǎo)率增大。而Al-Cu-Li 合金在時(shí)效過程中電導(dǎo)率會出現(xiàn)反常的減小現(xiàn)象，這是因?yàn)?，在時(shí)效過程中析出了具有高電阻率的T1相，且隨T1相體積分?jǐn)?shù)的增大合金電阻率逐漸增加，電導(dǎo)率不斷下降［32-35］。本實(shí)驗(yàn)中時(shí)效后大部分試樣的電導(dǎo)率低于固溶態(tài)試樣的現(xiàn)象（圖7），與文獻(xiàn)報(bào)道的相吻合。由于第三代鋁鋰合金的主要強(qiáng)化析出相為T1［36］，因此，時(shí)效后擠壓棒材隨固溶溫度升高電導(dǎo)率降低的現(xiàn)象可能與高溫固溶試樣有更多的T1相析出有關(guān)。

2050 合金是典型的時(shí)效強(qiáng)化鋁合金，時(shí)效強(qiáng)化是其主要強(qiáng)化機(jī)制，但在固溶和變形時(shí)固溶強(qiáng)化和加工硬化也會發(fā)揮一定的作用。本實(shí)驗(yàn)擠壓棒材中雖然存在大量的相（圖3（a）），但這些相多是擠壓后緩冷時(shí)形成的較大尺寸穩(wěn)定相，其強(qiáng)化作用有限。在不同溫度的固溶過程中，一方面，擠壓棒材中的相會發(fā)生回溶，并在淬火后形成過飽和固溶體，形成固溶強(qiáng)化，使得合金的強(qiáng)度升高；另一方面，固溶過程發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶，減弱擠壓時(shí)的加工硬化作用，使得合金的強(qiáng)度降低。在固溶強(qiáng)化和再結(jié)晶軟化的綜合作用下，固溶淬火后擠壓棒材的硬度先在固溶強(qiáng)化的主導(dǎo)作用下增加，然后在再結(jié)晶軟化的作用下降低，如圖8 所示。

固溶淬火后擠壓棒材經(jīng)過170 ℃/40 h 的人工時(shí)效處理后，時(shí)效強(qiáng)化為主要強(qiáng)化機(jī)制，此時(shí)析出相的種類、數(shù)量和尺寸是影響合金強(qiáng)度的主要因素。而提高固溶溫度可以增加淬火后合金基體內(nèi)溶質(zhì)元素的固溶度，提高析出強(qiáng)化效果，進(jìn)而增加合金的強(qiáng)度。當(dāng)固溶溫度由450 ℃提高至475 ℃時(shí)，合金基體內(nèi)的相發(fā)生明顯的回溶，時(shí)效后對應(yīng)的硬度和強(qiáng)度也得到顯著的提升，如圖8，9 所示。隨著固溶溫度繼續(xù)提高至550 ℃，淬火后基體內(nèi)的溶質(zhì)元素固溶度繼續(xù)提升，時(shí)效后形成的析出相數(shù)量最多，因此在550 ℃固溶時(shí)強(qiáng)度最高，如圖9 所示。

4 結(jié)論

（1）2050 合金擠壓棒材在不同溫度（450～570 ℃）保溫2 h 的固溶過程中，隨固溶溫度升高，擠壓棒材中的相不斷發(fā)生回溶，525 ℃固溶時(shí)的殘余相主要為含F(xiàn)e 相，當(dāng)固溶溫度為550 ℃時(shí)合金發(fā)生輕微過燒，固溶溫度為570 ℃時(shí)合金發(fā)生較為嚴(yán)重的過燒。

（2）2050 合金擠壓棒材在不同溫度（450～570 ℃）保溫2 h 的固溶過程中，當(dāng)固溶溫度為500 ℃時(shí)，合金發(fā)生局部再結(jié)晶，隨著固溶溫度繼續(xù)升高至560 ℃，合金的局部再結(jié)晶程度不斷增加，當(dāng)固溶溫度為570 ℃時(shí)，合金發(fā)生完全再結(jié)晶。

（3）2050 合金擠壓棒材經(jīng)過170 ℃/40 h 的人工時(shí)效后，隨固溶溫度的升高，θ′相和T1相數(shù)量增加，且合金強(qiáng)度隨著固溶溫度升高呈先快速增加后緩慢線性增加的趨勢。當(dāng)固溶溫度為550 ℃時(shí)，合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度最高，分別為505 MPa 和567 MPa，伸長率則隨著固溶溫度升高先快速下降后保持穩(wěn)定，由固溶溫度為450 ℃時(shí)的13.4% 降至固溶溫度為500～550 ℃時(shí)的10.7%～10.4%。