洪天然，易丹青,2，周明哲，王宏偉，丁珣

(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) 教育部有色金屬材料科學(xué)與工程重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 長(zhǎng)沙，410083)

電場(chǎng)是一種特殊的物理場(chǎng)，包括靜電場(chǎng)、交變電場(chǎng)和脈沖電場(chǎng)等多種類型。在材料制備過程中引入電場(chǎng)的作用，從物理學(xué)的觀點(diǎn)看，將引起系統(tǒng)能量和金屬中電子的能量密度發(fā)生變化。但是在材料熱處理過程中，電場(chǎng)處理尚未得到廣泛的應(yīng)用。國(guó)內(nèi)外很多學(xué)者在研究中發(fā)現(xiàn)，在多種鋁合金、鐵合金等合金的熱處理過程中施加電場(chǎng)的影響，會(huì)產(chǎn)生特殊的作用。在凝固[1]、固溶[2-4]、均勻化[5]、再結(jié)晶[6-7]、時(shí)效[8]等處理過程中施加電場(chǎng)時(shí)，組織均會(huì)產(chǎn)生一些特殊的變化。Cao等[9]發(fā)現(xiàn)電場(chǎng)作用下鋼鐵的淬透性升高。Conrad等[10-11]指出電場(chǎng)作用會(huì)導(dǎo)致低碳鋼時(shí)效后硬度下降，Al合金和Cu合金中原子遷移率增加等現(xiàn)象。Koch[12]指出電場(chǎng)對(duì)鋼鐵、鋁合金等多種合金熱處理中的相變速率，析出相尺寸等產(chǎn)生影響。Al-Cu-Mg系鋁合金以較高的強(qiáng)度及較好的抗疲勞損傷性能，長(zhǎng)期以來被廣泛應(yīng)用于航天、航空工業(yè)及民用工業(yè)等領(lǐng)域，尤其是在航空飛行器上得到廣泛應(yīng)用，是航空工業(yè)的主要結(jié)構(gòu)材料之一，其時(shí)效析出過程已有大量的文獻(xiàn)報(bào)道[13-15]。作為 Al-Cu-Mg系合金中的主要強(qiáng)化相，S相(Al2CuMg)，一直受到國(guó)內(nèi)外學(xué)者的關(guān)注[16]。對(duì)于時(shí)效過程中電場(chǎng)的對(duì) 2E12鋁合金性能的影響已有實(shí)驗(yàn)證實(shí)，但是其機(jī)理分析鮮見報(bào)道。從微觀組織切入研究電場(chǎng)對(duì)合金相變的作用，需要大量實(shí)驗(yàn)來表征電場(chǎng)作用規(guī)律。本文作者通過示差掃描量熱法(DSC)、透射電鏡TEM觀察和電阻率測(cè)量實(shí)驗(yàn)，以國(guó)產(chǎn)2E12鋁合金(Al-Cu-Mg系合金)為對(duì)象，研究施加強(qiáng)電場(chǎng)的時(shí)效過程中，電場(chǎng)對(duì)合金內(nèi)位錯(cuò)、析出相和鋁空位的影響，并從動(dòng)力學(xué)角度探討電場(chǎng)對(duì)相變作用的微觀機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)

電場(chǎng)時(shí)效實(shí)驗(yàn)的材料為東北輕合金有限公司提供的2E12冷軋板，板材厚度為2.2 mm，表1所示為合金的化學(xué)成分。

表1 2E12鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of 2E12 alloy %

實(shí)驗(yàn)用合金樣品采用500 ℃，1 h的固溶處理工藝進(jìn)行處理，鹽浴爐加熱(誤差為±1 ℃)，水淬。淬火后進(jìn)行變形量10%的冷軋，然后將合金置于自制額定溫度250 ℃的靜電場(chǎng)時(shí)效裝置中進(jìn)行人工時(shí)效(見圖1)。在時(shí)效過程中分別施加0和9 kV/cm的電場(chǎng)，具體工藝見表2所列。隨后，將時(shí)效處理后的試樣進(jìn)行打磨以去除表面氧化產(chǎn)物及污垢，截取質(zhì)量約5 mg的小片，用清水清洗，再用丙酮漂洗，隨即干燥放置。在Universal V4.1-TA instruments熱分析儀上對(duì)合金進(jìn)行DSC分析，純鋁作為參比樣品。DSC試樣升溫速度分別為20 ℃/min，溫度范圍為30～400 ℃，記錄熱流-溫度曲線。時(shí)效后樣品經(jīng)打磨和雙噴電解減薄(電解液為硝酸和甲醇的混合溶液，其質(zhì)量比為 1∶3)后，在TECNAIG220透射電鏡上對(duì)其微觀組織進(jìn)行觀察，加速電壓為200 kV。

圖1 電場(chǎng)時(shí)效裝置示意圖Fig.1 Schematic diagram of electric field aging device

表2 不同電場(chǎng)時(shí)效制度Table 2 Electric fields for artificial aged samples

冷軋態(tài)的合金內(nèi)部密度較高的位錯(cuò)影響通過透射電鏡對(duì)析出相的觀察。為了研究位錯(cuò)在電場(chǎng)時(shí)效過程中對(duì)析出相的作用，本文作者采用未進(jìn)行冷變形的位錯(cuò)密度較低的樣品作為研究對(duì)象，對(duì)位錯(cuò)線上的析出相進(jìn)行透射電鏡觀察。電場(chǎng)時(shí)效處理的方法與冷軋態(tài)的相同。

從高溫淬火冷卻的金屬內(nèi)保留與該溫度相對(duì)應(yīng)的空位濃度。合金的電導(dǎo)率由溫度以及合金中的溶質(zhì)元素、空位、位錯(cuò)、晶界等條件決定，其中合金元素、空位和溫度起主要作用。2E12鋁合金中的合金元素會(huì)對(duì)電阻率會(huì)產(chǎn)生復(fù)雜的影響，以至于難以通過電阻率反映空位濃度。因此，為了探索時(shí)效過程中電場(chǎng)促進(jìn)位錯(cuò)線上析出相長(zhǎng)大的機(jī)理中空位起到的作用，本文作者選用高純鋁作為研究對(duì)象，研究電場(chǎng)對(duì)鋁空位的影響。

電阻率測(cè)量實(shí)驗(yàn)用材料為99.99%的高純鋁鑄錠，從30 mm厚度冷軋至3 mm厚的板材，在200 ℃退火5 h，充分釋放變形儲(chǔ)能后，用線切割切割后，用砂紙打磨后獲得 2根橫截面(長(zhǎng)×寬)為 4.80 mm×2.58 mm，長(zhǎng)度為150 mm的長(zhǎng)條狀樣品，在電場(chǎng)時(shí)效設(shè)備中在190～450 ℃范圍內(nèi)不同溫度下保溫5 h，分別施加0和9 kV/cm的電場(chǎng)，冷水淬火后待樣品溫度穩(wěn)定在室溫20 ℃后用雙電橋方法測(cè)量80.0 mm長(zhǎng)度區(qū)域的電阻率，反復(fù)測(cè)量3組數(shù)據(jù)取平均值。在本實(shí)驗(yàn)中，樣品采用同樣工藝制備，測(cè)量溫度均為20 ℃，可以認(rèn)為電阻率的變化單純由空位濃度的變化引起。金屬中的空位會(huì)增加對(duì)電子的散射，從而增加電阻率，電阻率的增量與空位濃度成正比。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 電場(chǎng)時(shí)效對(duì)S相析出的影響

圖 2所示為不同時(shí)效狀態(tài)下 2E12鋁合金在 20℃/min的升溫速率下測(cè)得的DSC譜。圖2中經(jīng)電場(chǎng)作用時(shí)效的樣品在200～300 ℃的范圍內(nèi)出現(xiàn)的放熱峰峰值溫度低于未經(jīng)電場(chǎng)作用時(shí)效的樣品在該溫度范圍內(nèi)出現(xiàn)的峰。

圖2 不同時(shí)效態(tài)2E12合金的DSC熱分析曲線Fig.2 DSC curves of 2E12 alloys under different aging conditions

根據(jù)前期的工作，該溫度范圍內(nèi)出現(xiàn)的放熱峰對(duì)應(yīng)為S相的析出。采用把放熱量等效于相轉(zhuǎn)變量的分析方法對(duì)DSC測(cè)量結(jié)果中S相析出過程中的放熱功率數(shù)據(jù)的分析，可以得到如圖3(a)所示S相隨時(shí)間析出速率的變化和如圖 3 (b)所示析出體積分?jǐn)?shù)隨時(shí)間(溫度)的變化。由圖3可見：電場(chǎng)的作用下的時(shí)效后樣品在DSC分析過程中的S相的析出速度高于無電場(chǎng)作用的樣品，升溫過程中最高相變速率從0.020 4增大到0.035 6，增加75%， S相析出對(duì)應(yīng)放熱峰的溫度跨度從210～260 ℃縮短為210～250 ℃，除了以20 ℃/min的升溫速率，得到對(duì)應(yīng)的相變所需時(shí)間從2.5 min降低到2.0 min，減少20%。說明190 ℃電場(chǎng)時(shí)效5 h后，樣品內(nèi)形成了有利于S相析出的組織。

圖3 時(shí)效態(tài)2E12鋁合金S相析出速率和析出體積分?jǐn)?shù)Fig.3 Precipitation rate and percentage of S phase in aged 2E12 aluminum alloy

2.2 電場(chǎng)時(shí)效對(duì)微觀組織的影響

圖4所示為190 ℃時(shí)效5 h后樣品的[110]入射方向透射電鏡照片。圖 4(a)所示為不加電場(chǎng)時(shí)效后的樣品，圖4(b)為加9 kV/cm的電場(chǎng)時(shí)效后的樣品。2個(gè)樣品晶內(nèi)都分布有棒狀相和位錯(cuò)線。結(jié)合相關(guān)的文獻(xiàn)報(bào)道[17]，可以確定 TEM 形貌觀察到的棒狀粒子為 T相(Al20Cu2Mn3)。無電場(chǎng)作用時(shí)效之后位錯(cuò)密度降低情況如圖4(a)所示，除了在T相周圍存在較多位錯(cuò)，在其余區(qū)域位錯(cuò)的密度較低；而圖4(b)中除了T相周圍存在的較多位錯(cuò)外，基體中其余區(qū)域均勻分布大量變形后形成的在時(shí)效過程中尚未消失的殘留位錯(cuò)。這說明，時(shí)效過程中電場(chǎng)影響下的樣品相比不加電場(chǎng)的樣品保持了較高的位錯(cuò)密度。

圖4 經(jīng)過10%冷軋的2E12合金在190 ℃時(shí)效5 h后[110]入射方向的TEM像Fig.4 [110]incident direction TEM images of 10% cold rolled 2E12 alloy aged at 190 ℃for 10 h

圖5所示為未經(jīng)過冷變形的2E12鋁合金樣品190℃時(shí)效5 h后[100]入射方向透射電鏡照片，可以發(fā)現(xiàn)不同電場(chǎng)加載方式時(shí)效后位錯(cuò)線上析出相也有不同。從圖5可以更清晰地觀察時(shí)效過程中施加電場(chǎng)的處理導(dǎo)致的S′相[17-19]與位錯(cuò)線之間的關(guān)系的變化。圖5(a)和5(b)中方框內(nèi)為S′相在位錯(cuò)環(huán)上析出的形態(tài)。圖5(b)中位錯(cuò)環(huán)上形核析出的S′相尺寸比圖5(a)中的S′相的尺寸大，說明時(shí)效過程中電場(chǎng)的作用促進(jìn)位錯(cuò)線上優(yōu)先形核的S’相的長(zhǎng)大。從圖5還可以看出圖5(b)中基體內(nèi)均勻形核的S′相比于圖5(a)中的少，這是因?yàn)榛w中大量溶質(zhì)原子參與位錯(cuò)線上S′相的析出降低了其他區(qū)域基體內(nèi)溶質(zhì)原子的濃度，從而抑制了基體中其他區(qū)域析出S′相的過程。這說明，電場(chǎng)作用下，2E12鋁合金時(shí)效過程中位錯(cuò)線上的析出相的體積分?jǐn)?shù)增大。

2.3 電場(chǎng)處理對(duì)鋁空位的影響

圖5 不經(jīng)過冷變形的2E12合金在190 ℃時(shí)效5 h的TEM像Fig.5 TEM images of 2E12 alloy without cold rolling aged at 190 ℃ for 5 h

純鋁樣品淬火電阻率測(cè)量實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表3所示，2號(hào)和4號(hào)樣品在保溫過程中施加9 kV/cm的電場(chǎng)，其余樣品在保溫過程中不施加電場(chǎng)的影響。從施加電場(chǎng)的2號(hào)和4號(hào)樣品比相同溫度下不施加電場(chǎng)的1號(hào)和3號(hào)樣品淬火后的電阻率大的實(shí)驗(yàn)結(jié)果可以推斷，施加電場(chǎng)的處理可以使純鋁中空位濃度升高。對(duì)比不同溫度淬火并且不施加電場(chǎng)的 5～8號(hào)樣品的電阻率發(fā)現(xiàn)，電阻率隨淬火前保溫溫度的升高而增加，加熱到350 ℃后淬火的 6號(hào)樣品的電阻率和 190 ℃施加 9 kV/cm的電場(chǎng)2號(hào)樣品的電阻率基本相同，因此可以認(rèn)為，190 ℃施加9 kV/cm的電場(chǎng)使得樣品中鋁空位濃度提高，接近不施加電場(chǎng)350 ℃時(shí)的空位濃度。

晶體中的空位平衡濃度可以表示為

式中：uv為空位形成能；A為材料常數(shù)；T為體系熱力學(xué)溫度；k為波爾茲曼常數(shù)。因此，本文實(shí)驗(yàn)使用的190 ℃施加9 kV/cm的電場(chǎng)處理環(huán)境下，樣品中空位形成能與未加電場(chǎng)350 ℃時(shí)空位形成能uv的關(guān)系近似為

表3 純Al電阻率測(cè)量結(jié)果Table 3 Results of resistivity measurement of pure metal Al

3 分析討論

3.1 電場(chǎng)對(duì)位錯(cuò)密度及位錯(cuò)上析出相尺寸的影響

樣品冷軋變形后內(nèi)部產(chǎn)生了大量位錯(cuò)，加熱到較高的溫度(190 ℃)進(jìn)行時(shí)效的同時(shí)，合金會(huì)發(fā)生回復(fù)，使得位錯(cuò)密度降低。因此在時(shí)效過程中，冷軋產(chǎn)生的位錯(cuò)密度會(huì)隨時(shí)間降低。在峰時(shí)效狀態(tài)下，已經(jīng)幾乎觀察不到冷軋產(chǎn)生的大量位錯(cuò)[21]。

回復(fù)過程中合金組織發(fā)生的主要變化是位錯(cuò)滑移和攀移引起的位錯(cuò)密度下降。在鋁合金低溫退火過程中，主要發(fā)生的是位錯(cuò)的滑移運(yùn)動(dòng)。因此，如果時(shí)效過程中產(chǎn)生了不利于位錯(cuò)滑移運(yùn)動(dòng)的微結(jié)構(gòu)，可以降低回復(fù)進(jìn)行的速度，導(dǎo)致在較長(zhǎng)的時(shí)間內(nèi)保持較高的位錯(cuò)密度。在本實(shí)驗(yàn)的時(shí)效處理過程中，析出序列為GP—S″—S′[17,19]，時(shí)效析出相對(duì)位錯(cuò)的滑移的阻力主要來自于切過析出相粒子過程中能量的變化。

位錯(cuò)切過第二相粒子的阻力可以近似表示為

式中：φ為第二相粒子的體積分?jǐn)?shù)；r為第二相粒子半徑。由此可見：粒子體積分?jǐn)?shù)越大，尺寸越大，切過粒子所需的力越大。在擴(kuò)散型相變中，在溶質(zhì)原子濃度、溫度等其他影響擴(kuò)散的條件相同的情況下，析出相長(zhǎng)大速率主要由空位濃度決定。通過分析表3電阻率數(shù)據(jù)可以發(fā)現(xiàn)：190 ℃電場(chǎng)處理下鋁空位濃度顯著增大，由此可以認(rèn)為電場(chǎng)影響下 2E12鋁合金中空位濃度增大。換言之電場(chǎng)處理可以增大S’相析出過程中溶質(zhì)原子從基體內(nèi)向S′相的擴(kuò)散速率，增加S′相的長(zhǎng)大速率，從而導(dǎo)致在位錯(cuò)線上非均勻形核的S′相迅速長(zhǎng)大，得到位錯(cuò)線上尺寸更大的S′相，如圖5所示。電場(chǎng)處理下位錯(cuò)上的S′相的尺寸r電場(chǎng)和無電場(chǎng)處理的S′相的尺寸r無電場(chǎng)的關(guān)系為

因此，在相同溫度下時(shí)效，有電場(chǎng)作用的樣品內(nèi)位錯(cuò)切過第二相的阻力和無電場(chǎng)作用的樣品內(nèi)位錯(cuò)切過第二相的阻力的關(guān)系為

按照動(dòng)力學(xué)方程，回復(fù)過程中位錯(cuò)密度變化滿足

式中：ρp為位錯(cuò)密度；Q為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)激活能。合金中存在的析出相使得Q增大至Q+ΔQ，其中ΔQ為切過析出相粒子所需的能量。因此

因此，兩者位錯(cuò)密度隨時(shí)間變化速率關(guān)系為

3.2 電場(chǎng)時(shí)效預(yù)處理對(duì)后續(xù)時(shí)效中 S相析出動(dòng)力學(xué)的影響和機(jī)理

在190 ℃時(shí)效5 h后的DSC實(shí)驗(yàn)，研究的是樣品繼續(xù)時(shí)效過程中S相的形核和長(zhǎng)大過程。從熱力學(xué)角度分析，在位錯(cuò)線上非共格形核時(shí)，由于位錯(cuò)消失而釋放應(yīng)變能使得在位錯(cuò)線上形成新相晶核的形核功比均勻形核小。因此增加合金中的位錯(cuò)密度可以促進(jìn)析出相在基體內(nèi)部的位錯(cuò)線上形核，從而增大時(shí)效過程中析出相的形核率。

相變動(dòng)力學(xué)由新相的形核率和長(zhǎng)大速率決定，假設(shè)形核率和長(zhǎng)大速率在時(shí)效過程中變化不大，轉(zhuǎn)變量可以用Johnson-Mehl方程表示為

式中：N為形核率；u為新相長(zhǎng)大速率；t為時(shí)間。但是實(shí)際相變過程中，由于形核率通常隨時(shí)間增加而降低，考慮這種變化，方程可以表示為

即Avrami方程。式中系數(shù)K和n為與N和u有關(guān)的常數(shù)。形核率恒定時(shí)，n=4；只在開始階段形核，n=3。即通過改變式(11)中的n來反應(yīng)形核率隨時(shí)間的變化規(guī)律，形核率隨時(shí)間降低越快，n越小。在DSC檢測(cè)中的相變反應(yīng)并非恒溫過程，但是在本文研究溫度范圍內(nèi)只有單一S相形成，因此相變過程仍然可以用Avrami方程來描述。試驗(yàn)中溫度隨時(shí)間升高，由擴(kuò)散速率決定的新相長(zhǎng)大速率u也隨時(shí)間t增大，在本文實(shí)驗(yàn)中可以近似認(rèn)為

即通過用初始長(zhǎng)大速率u0表示u，增大式(11)中的n處理方法來修正，修正后依然可以用式(11)來描述。因此，在DSC分析中S相的析出過程中，完成相同轉(zhuǎn)變率所需的時(shí)間與形核率和長(zhǎng)大速率的關(guān)系可以表示為

式中：i表示相長(zhǎng)大維數(shù)。

電場(chǎng)作用的樣品內(nèi)存在如圖4(b)所示的高密度的位錯(cuò)導(dǎo)致形核率增大

還有較高的空位濃度

導(dǎo)致擴(kuò)散速率增大，使得新相長(zhǎng)大速率增加

從而導(dǎo)致形成同樣體積分?jǐn)?shù)f的S相所需的時(shí)間

用Matlab7.1對(duì)圖3(b)中的曲線用Avrami方程擬合得到如圖6所示的相變動(dòng)力學(xué)曲線。

通過擬合得到不加電場(chǎng)的樣品 A對(duì)應(yīng)的系數(shù)nA=3，KA=1.65×10-5，加電場(chǎng)的樣品 B 對(duì)應(yīng)的系數(shù)nB=2.7，KB=1.05×10-4。K反映的是平均形核率和相長(zhǎng)大速率的綜合影響。電場(chǎng)處理后樣品由于大量的位錯(cuò)提供的非均勻形核位置，相對(duì)無電場(chǎng)處理的樣品形核率要大，因此KB＞KA。對(duì)于過飽和固溶體脫溶模型，如果形核率N和相長(zhǎng)大速率u為常數(shù)，則n取2.5，如果形核率N和相長(zhǎng)大速率u隨時(shí)間t而變化，則式(11)中n也隨之變化。在DSC檢測(cè)過程中，溫度隨時(shí)間增加，導(dǎo)致形核率N和擴(kuò)散速率u隨時(shí)間增大，因此n＞2.5。由于電場(chǎng)處理的樣品在S相脫溶初期在位錯(cuò)線上的非均勻形核率較高，導(dǎo)致基體中其余區(qū)域溶質(zhì)原子濃度降低，使得形核率相比無電場(chǎng)處理樣品有隨時(shí)間增加而降低的速率要大，因此，加電場(chǎng)樣品的n比無電場(chǎng)處理樣品的小，即nB＜nA。故本文擬合的結(jié)果是合理的。

因此，190 ℃時(shí)效5 h后樣品的恒定升溫速率的DSC分析過程中，發(fā)生了如圖2和圖3所示的S相析出速率加快，最高析出速率增加75%，相變完成所需時(shí)間減少20%，在時(shí)效過程中有電場(chǎng)作用的樣品S相析出對(duì)應(yīng)的放熱峰的峰值溫度降低15 ℃的現(xiàn)象。

圖6 時(shí)效態(tài)2E12鋁合金S相析出相變動(dòng)力學(xué)曲線Fig.6 Phase transformation kinetics curves of S phase in aged 2E12 aluminum alloy

3.3 2E12鋁合金組織演化機(jī)理模型

在本文實(shí)驗(yàn)過程中，樣品微觀組織的變化如圖 7所示：冷軋后得到存在大量位錯(cuò)的樣品(圖 7(a1)和(a2))；在190 ℃時(shí)效過程中由于電場(chǎng)條件的影響導(dǎo)致空位濃度增大，導(dǎo)致時(shí)效過程中在位錯(cuò)上非均勻形核析出的S’相長(zhǎng)大速率要快于無電場(chǎng)作用樣品，因此，時(shí)效過程中施加電場(chǎng)的影響可以得到在位錯(cuò)線上形核的尺寸更大的 S′相(圖 7(b1)和(b2))；時(shí)效過程中樣品發(fā)生回復(fù)，位錯(cuò)切過較小尺寸的S′相所需的能量大于切過電場(chǎng)作用樣品中較大尺寸的S′相所需的能量，因此，電場(chǎng)作用下的樣品內(nèi)難以位錯(cuò)切過S′相而運(yùn)動(dòng)(圖7(c1)和(c2))；在回復(fù)過程中電場(chǎng)作用下的樣品內(nèi)位錯(cuò)密度降低，速率較慢，因此，相同溫度、相同時(shí)間內(nèi)施加電場(chǎng)的樣品內(nèi)位錯(cuò)密度較高(圖 7(d1)和(d2))；時(shí)效后樣品的DSC分析過程中，由于時(shí)效過程中施加電場(chǎng)的樣品內(nèi)位錯(cuò)密度高，空位濃度大，因此該樣品的S相析出進(jìn)程加快(圖8(e1)和(e2))。其中電場(chǎng)起到的直接作用是導(dǎo)致空位濃度的增大。

圖7 微觀組織變化示意圖Fig.7 Schematic diagram of microstructure transformation

4 結(jié)論

(1) 在經(jīng)預(yù)變形處理的2E12鋁合金樣品時(shí)效過程中(190 ℃，5 h)施加電場(chǎng)能促進(jìn)后續(xù)時(shí)效的進(jìn)程，使對(duì)應(yīng)S相析出放熱峰的峰值溫度降低15 ℃，最大相變速率增加75%，相變完成所需時(shí)間減少20%。

(2) 施加電場(chǎng)使空位形成能降低 26%，鋁空位濃度增加，導(dǎo)致預(yù)變形 2E12鋁合金樣品時(shí)效過程中在位錯(cuò)線上形核的S′相體積分?jǐn)?shù)和尺寸更大。

(3) 預(yù)變形2E12鋁合金樣品時(shí)效過程中施加電場(chǎng)得到的位錯(cuò)線上數(shù)量更多，尺寸更大的析出相增大基體內(nèi)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)激活能，阻礙位錯(cuò)密度由于回復(fù)而降低，從而在時(shí)效后保持較高密度的位錯(cuò)。

(4) 190 ℃施加電場(chǎng)時(shí)效5 h處理后樣品內(nèi)位錯(cuò)的密度與空位的濃度均高于不施加電場(chǎng)的樣品，導(dǎo)致后續(xù)時(shí)效過程中S相形成的速率加快。

[1]LIU Bing, ZHAO Zhilong, WANG Yongxin, et al.The solidification of Al-Cu binary eutectic alloy with electric fields[J].Crystal Growth, 2004, 271∶ 294-301.

[2]LIU Wei, DING Hua, CUI Jianzhong.Effect of solution treatment in an electric field on mechanical properties and microstructure of 2091 Al-Li alloy[J].Acta Metallurgica Sinica∶English Edition, 1994, 7(3)∶ 208-214.

[3]LIU Bing, CHEN Zheng, WANG Yongxin, et al.The effect of an electric field on the mechanical properties and microstructure of Al-Li alloy containing Ce[J].Materials Science and Engineering A, 2001, 313∶ 69-74.

[4]Liu W, Liang K M, Zheng Y K.Effect of an electric field during solution treatment of 2091 AI-Li alloy[J].Journal of Materials Science Letters 1996, 15∶ 1327-1329.

[5]Liu W, Cui J Z.Effect of the homogenization treatment in an electric field on T(1) precipitation in 2091 Al-Li alloy[J].Scripta Metallutgica et Uataialia, 1995, 33(4)∶ 623-626.

[6]Liu W, Cui J Z.The effect of electric field on the recrystallization of 2091 Al-Li alloy[J].Materials Science Letters,1997, 16∶ 1400-1401.

[7]杜廣煜, 趙驤, 何長(zhǎng)樹, 等.電場(chǎng)退火對(duì)工業(yè)純鋅板再結(jié)晶織構(gòu)的影響[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2007, 17(11)∶ 1773-1778.DU Guangyu, ZHAO Xiang, HE Changshu, et al.Effects of electric field annealing on recrystallization textures of pure zinc sheet[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2007,17(11)∶ 1773-1778.

[8]WANG Nanlin, LIU Wei, WU Feng, et al.Influence of an electric field on the quench aging of a medium-carbon alloy steel[J].Scripta Mater, 2001, 44∶ 2517-2521.

[9]Cao W D, Lu X P, Sprecher A F, et al.Increased hardenability of steel by an external electric field[J].Materials Letters, 1990,9(5/6)∶ 193-197.

[10]Conrad H, Guo Z, Spreche A F.Effect of an electric field on the recovery and crystallization of al and Cu[J].Scripta Metall, 1989,23(6)∶ 821-824.

[11]Campbella J, Conrad H.Influence of electric current on the quench aging of a low carbon steel[J].Scripta Metallurgica et Materialia, 1994, 31(1)∶ 69-74.

[12]Koch C C.Experimental evidence for magnetic or electric field effects on phase transformations[J].Material Science and Engineering A, 2000, 287∶ 213-218.

[13]NING Ailin, LIU Zhiyi, ZENG Su-min.Effect of large cold deformation after solution treatment on precipitation characteristic and deformation strengthening of 2024 and 7A04 aluminum alloys[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2006, 16(6)∶ 1121-1128.

[14]Jena A K, Gupta A K, Chaturyedi M C.A differential scanning calorimetric investigation of precipitation kinetics in the Al-1.53 wt%Cu-0.79 wt% Mg alloy[J].Acta Metall, 1989, 37∶ 885-895.

[15]Ringer S, Sakurai T, Polmear I J.Origins of hardening in aged Al-Cu-Mg-(Ag)alloys[J].Acta Mater, 1997, 45∶ 3731-3744.

[16]Wang S C, Starink M J.Two types of S phase precipitates in Al-Cu-Mg alloys[J].Acta Mater, 2007, 55∶ 933-941.

[17]李智燕, 易丹青, 周明哲.電場(chǎng)時(shí)效對(duì) 2E12鋁合金力學(xué)性能和微觀組織的影響[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2009, 19(8)∶1392-1397.LI Zhiyan, YI Danqing, ZHOU Mingzhe.Effect of electric field aging on mechanical properties and microstructures of 2E12 aluminum alloy[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2009, 19(8)∶ 1392-1397.

[18]周明哲, 易丹青, 尹德艷, 等.電場(chǎng)對(duì) 2E12鋁合金中S相析出動(dòng)力學(xué)的影響[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2010, 20(7)∶1290-1295.ZHOU Mingzhe, YI Danqing, YIN Deyan, et al.Effect of electric field on kinetics of formation of S phase in 2E12 aluminum alloy[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2010, 20(7)∶ 1290-1295.

[19]Wang S C, Starink M J.Precipitates and intermetallic phases in precipitation hardening Al-Cu-Mg-(Li) based alloys[J].Int Mater Rev, 2005(50)∶ 193-215.

[20]Carling K, Wahnstr?m G, Mattsson T R, et al.Vacancies in metals∶ From first-principles calculations to experimental data[J].Physical Review Letters, 2000, 85(18)∶ 3862-3865.

[21]周明哲, 易丹青, 賈延琳, 等.預(yù)變形對(duì) 2E12 鋁合金時(shí)效析出過程的影響[J].稀有金屬材料與工程, 2010, 39(12)∶2107-2111.ZHOU Mingzhe, YI Danqing, JIA Yanlin, et al.Effect of pre-deformation on aging precipitation process of 2E12 aluminum alloy[J].Rare Metal Materials and Engineering, 2010,39(12)∶ 2107-2111.