景慧博，柏振海，羅兵輝，尹 遠(yuǎn)，高 陽

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2124合金淬火后的室溫停留效應(yīng)

景慧博，柏振海，羅兵輝，尹 遠(yuǎn)，高 陽

(中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083)

為了探明2124合金的淬火后室溫停留效應(yīng)對合金力學(xué)性能的影響并找到應(yīng)對措施，運(yùn)用拉伸試驗(yàn)、硬度試驗(yàn)、電導(dǎo)率測試、DSC測試、XRD實(shí)驗(yàn)、EDS、TEM實(shí)驗(yàn)手段對2124合金淬火后室溫停留不同時(shí)間的力學(xué)性能、相變過程及顯微組織進(jìn)行分析。結(jié)果表明：合金淬火后室溫停留降低2124合金隨后185 ℃人工時(shí)效的峰值強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度最大降低60 MPa，伸長率略有升高，但低于1.5%；室溫停留階段合金內(nèi)部析出物為GPB區(qū)，并且位錯(cuò)密度降低；室溫停留24 h后185 ℃人工時(shí)效階段主要強(qiáng)化相相的析出激活能由淬火后直接時(shí)效的56.8 kJ/mol上升至72.7 kJ/mol，室溫停留階段位錯(cuò)密度的降低抑制了相的非均勻析出是導(dǎo)致相析出激活能升高的原因之一；在淬火后對材料進(jìn)行3%冷變形即可消除室溫停留對2124合金強(qiáng)度、硬度帶來的不利影響。

2124合金；力學(xué)性能；淬火后室溫停留；相

2124合金為美鋁公司在20世紀(jì)70年代在2024合金的基礎(chǔ)上研發(fā)的新一代2X24合金，已在航天航空領(lǐng)域取得廣泛應(yīng)用[1?3]。2124合金為Al-Cu-Mg合金，屬于高強(qiáng)可熱處理強(qiáng)化型鋁合金，國內(nèi)外對其析出相與析出序列開展了大量的研究[4?6]，并在2124合金的固溶、時(shí)效及形變熱處理方面取得大量成果[2, 7]。2124合金的人工時(shí)效進(jìn)程通常分為兩個(gè)階段[8]：一是起始時(shí)候的快速硬化階段；二是隨后緩慢升至?xí)r效峰值的緩慢硬化階段。目前第一階段的產(chǎn)生原因仍存在爭議，第二階段即峰時(shí)效階段通常認(rèn)為是′或相析出強(qiáng)化所致(由于′相與相結(jié)構(gòu)十分相似且強(qiáng)化效果相同，所以統(tǒng)稱為相[9])，但相的先析相及不均勻析出序列目前尚未有定論。在工廠的實(shí)際生產(chǎn)中，合金淬火后到入爐人工時(shí)效前，由于生產(chǎn)工藝及實(shí)際條件限制，往往需要在室溫停留較長時(shí)間，在室溫停留階段的2124合金可發(fā)生自然時(shí)效，所以預(yù)期會對隨后的人工時(shí)效產(chǎn)生影響。目前對于2124合金尚未有這方面的報(bào)道，本文作者運(yùn)用多種實(shí)驗(yàn)手段對2124合金淬火后的室溫停留效應(yīng)進(jìn)行了研究，并希望找到消除淬火后室溫停留對合金力學(xué)性能不利影響的方法。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料選用由西南鋁業(yè)(集團(tuán))有限責(zé)任公司提供2124合金板材，合金的成分如表1所列。

表1 2124合金的分析成分

拉伸試樣每組取3個(gè)平行試樣，拉伸試樣尺寸及拉伸實(shí)驗(yàn)規(guī)程分別遵照GB6397—86和GB228—87進(jìn)行。在CSS 44100電子萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸力學(xué)性能測試，拉伸速率為2 mm/min，室溫下拉伸。硬度試驗(yàn)在HV?10B小負(fù)荷維氏硬度計(jì)上進(jìn)行，載荷為5 N，保載時(shí)間15 s，每個(gè)試樣至少測驗(yàn)5個(gè)點(diǎn)后取平均值以保證數(shù)據(jù)真實(shí)可靠。試樣在箱式電阻爐中進(jìn)行固溶處理，固溶溫度為495 ℃，固溶時(shí)間為1 h；固溶完成后迅速取出在室溫(RT)水中淬火，淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間不超過3 s；淬火后在室溫停留不同時(shí)間進(jìn)行人工時(shí)效，室溫停留與人工時(shí)效均在電熱鼓風(fēng)干燥箱中進(jìn)行，室溫停留溫度設(shè)為25 ℃，人工時(shí)效溫度為185 ℃。拉伸試驗(yàn)、硬度試驗(yàn)、電導(dǎo)率測試試驗(yàn)、XRD、DSC試驗(yàn)所用樣品均在處理完成后立刻測量，TEM試驗(yàn)所用試樣在等待間隔均放入液氮中保存以保證在此階段無組織變化產(chǎn)生。

電導(dǎo)率(electrical conductivity，簡稱EC)測量方法按照GB/T12966—1991標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定進(jìn)行, 測量儀器為數(shù)字金屬電導(dǎo)率測量儀(D60K)，測量誤差為±2%，試樣溫度保持25 ℃，每個(gè)試樣測5個(gè)點(diǎn)取平均值。DSC測試在耐馳Netzsch同步熱分析儀(STA449C)上進(jìn)行，加熱時(shí)通Ar氣保護(hù)。位錯(cuò)密度測量根據(jù)Williamson-Hall方法進(jìn)行[10]，即。其中：為微觀應(yīng)變，為微晶尺寸，為衍射峰半高寬，為常數(shù)0.9，θ為布拉格角，為0.154 nm，通過線性擬合方式求出與，代入公式[11]。其中：為位錯(cuò)密度；為Al的柏氏矢量長度，即0.286 nm[12]。XRD測量儀器為Bruker D8 Discover型X射線衍射儀。TEM試驗(yàn)樣品經(jīng)機(jī)械減薄至80 μm后，沖剪為3 mm的小圓片然后進(jìn)行雙噴處理，電壓為15~20 V，電解液為25%硝酸+75%(體積分?jǐn)?shù))甲醇。觀測用透射電鏡型號為TECNAL?200型，加速電壓為200 kV。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 合金的力學(xué)性能

圖1所示為將2124合金在固溶淬火后室溫停留不同時(shí)間對其隨后在185 ℃時(shí)效13 h后(以下簡稱為室溫停留)試樣的力學(xué)性能的影響。從圖1可以看出，室溫停留會使人工時(shí)效后材料的屈服強(qiáng)度最大降低60 MPa，斷裂強(qiáng)度最大降低50 MPa，且室溫停留2 h的時(shí)間內(nèi)，對隨后時(shí)效試樣的屈服及斷裂強(qiáng)度影響最為顯著，在室溫停留2~12 h的時(shí)間內(nèi)，隨后時(shí)效試樣的屈服及斷裂強(qiáng)度緩慢降低；伸長率則略有升高，從4.3%緩慢上升至5.5%。

圖2所示為2124合金不同熱處理?xiàng)l件下硬度與電導(dǎo)率隨室溫停留時(shí)間的變化，根據(jù)圖2(a)所示，2124合金在室溫停留時(shí)，在前10個(gè)小時(shí)內(nèi)硬度由淬火后的77.5HV上升到110HV，之后緩慢上升到115HV左右保持恒定，電導(dǎo)率則在前10 h內(nèi)迅速降低，隨后維持在20 MS/m。

圖1 室溫停留時(shí)間對2124合金185 ℃峰時(shí)效后(13 h)力學(xué)性能的影響

在淬火后立即進(jìn)行人工時(shí)效過程中，2124合金硬度上升階段分為兩段(圖2(b))：在人工時(shí)效開始的前40 min內(nèi)硬度迅速由淬火態(tài)的85HV升高到120HV，在人工時(shí)效40 min至13 h的時(shí)間內(nèi)，材料硬度緩慢上升至峰值145HV，繼續(xù)延長時(shí)效時(shí)間，材料進(jìn)入過時(shí)效狀態(tài)，硬度值隨時(shí)效時(shí)間緩慢下降，所以2124合金在185 ℃下時(shí)效，其峰值時(shí)間為13 h，峰值硬度為145HV；電導(dǎo)率的變化分為兩個(gè)階段，從開始時(shí)效至?xí)r效40 min后電導(dǎo)率迅速由淬火態(tài)的21.6 MS/m降到最低19.8 Ms/m，在時(shí)效40 min后電導(dǎo)率開始升高，電導(dǎo)率的升高也可以分為兩個(gè)階段，在40 min至12 h的時(shí)間內(nèi)，電導(dǎo)率緩慢升高，12 h之后電導(dǎo)率升高速率明顯增大，直至材料處于過時(shí)效狀態(tài)。

在固溶水淬后室溫放置24 h后再進(jìn)行人工時(shí)效，其時(shí)效動力學(xué)發(fā)生了較為顯著的變化，開始時(shí)效時(shí)硬度值出現(xiàn)下降現(xiàn)象，隨后的人工時(shí)效階段整體硬度值偏低，峰值時(shí)效時(shí)硬度125Hv較人工時(shí)效的峰值硬度145Hv下降20Hv，峰值時(shí)效時(shí)間由13 h延長至14 h。電導(dǎo)率從室溫停留24 h后的20 Ms/m開始緩慢上升，在12~17 h內(nèi)迅速升高，且此階段電導(dǎo)率絕對值高于淬火后直接185 ℃人工時(shí)效時(shí)的電導(dǎo)率。

圖2 2124鋁合金495 ℃固溶1 h再水淬后在不同熱處理過程中電導(dǎo)率與硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化

2.2 DSC測試結(jié)果

圖3所示為2124合金在不同熱處理狀態(tài)下的DSC測試結(jié)果。加熱速率均為10 K/min，圖3中曲線1、2、3分別代表淬火態(tài)、室溫停留24及48 h后測得的DSC曲線。結(jié)合文獻(xiàn)數(shù)據(jù)[13?14]，圖3中不同處理?xiàng)l件下2124合金的DSC測試中的峰代表的相的變化如下：溫度在50~150 ℃之間的吸熱峰，代表GPB區(qū)的形成，在150~250 ℃之間的放熱峰代表GPB區(qū)的溶解，可以看到在原本GPB區(qū)溶解區(qū)之間出現(xiàn)小峰，多數(shù)研究者認(rèn)為這是由于GPBⅡ區(qū)的形成與溶解導(dǎo)致的；隨后在250~320 ℃出現(xiàn)的吸熱峰代表相的形成，隨后320~500 ℃的放熱峰代表相的溶解，最后的小峰代表其他相的形成與溶解。對于曲線2和3，其與曲線1存在一點(diǎn)不同，在開始階段GPB區(qū)的形成峰消失了，直接出現(xiàn)一個(gè)溶解峰，代表GPB區(qū)的溶解，在150~200 ℃之間有一個(gè)較弱的凸起，這是GPBⅡ區(qū)的形成引起的，隨后的吸熱峰是GPB及GPBⅡ區(qū)的繼續(xù)溶解峰；曲線2與3的不同之處在于，曲線3開始階段溶解峰面積要更大，表明有更多的GPB區(qū)溶解。對比3條曲線相的形成峰可以看出，曲線1的峰要更大，表明有更多的相形成。

圖3 2124鋁合金不同熱處理狀態(tài)下的DSC測試結(jié)果

2.3 位錯(cuò)密度測試

圖4所示為2124合金淬火后室溫停留階段組織內(nèi)部位錯(cuò)密度的變化，根據(jù)測得的XRD數(shù)據(jù)，運(yùn)用前述Williamson-Hall方法測得的位錯(cuò)密度，結(jié)果表明合金中位錯(cuò)密度隨室溫停留時(shí)間延長而降低。淬火后極短時(shí)間內(nèi)的位錯(cuò)密度在3.0×1014m?2，室溫停留24 h后，組織內(nèi)部位錯(cuò)的密度降低至0.8×1014m?2。

圖4 2124淬火后合金中位錯(cuò)密度隨室溫停留時(shí)間變化

2.4 TEM測試

圖5所示為2124合金室溫停留不同時(shí)間后的TEM明場像，在圖中只能觀察到短棒狀的粒子，對這些粒子的EDS分析如圖5(d)所示，這些粒子均為含Al、Cu、Mn的相，成分接近，可認(rèn)為是同一種相，即成分為Al20Cu2Mn3的相，形成于均勻化階段[15]。在衍射斑點(diǎn)中沒有觀測到第二相的衍射斑點(diǎn)，但在基體斑點(diǎn)間出現(xiàn)的微弱附加暈斑表明了GPB區(qū)的存 在[16]。

圖6所示為2124合金在不同熱處理?xiàng)l件下的TEM像。在圖6中可看到有兩種類型的析出相，一類為短棒狀的粗大析出相(如圖中箭頭所示)，結(jié)合圖5分析，這些短棒狀的析出相為相。第二種為在平面上呈針狀，襯度較暗的析出相，結(jié)合衍射斑點(diǎn)分析可以確定為相。圖6(a)為185 ℃時(shí)效40 min后的微觀組織圖，圖中除了相外，未能明顯看到有相出現(xiàn)，但可觀察到在185 ℃時(shí)效40 min后仍有大量的位錯(cuò)存在。盡管在TEM明場像中看不到有析出相的存在，但在衍射斑點(diǎn)圖中卻能夠發(fā)現(xiàn)除了鋁基體的衍射斑點(diǎn)外還存在一些較小、微弱的衍射斑點(diǎn)；可以確定是相的衍射斑點(diǎn)，所以，在185 ℃時(shí)效40 min后即有相形成，但是在此階段相十分細(xì)小，在TEM明場像下觀測不到，且只能形成十分微弱的衍射斑點(diǎn)。圖6(b)、(c)所示分別為2124合金在185 ℃時(shí)效及室溫停留24 h后再在185 ℃時(shí)效狀態(tài)。在這兩種狀態(tài)的組織內(nèi)可觀察到兩種形態(tài)的相，一類為呈垂直交叉狀分布的相，另一類為呈團(tuán)簇狀分布的相，此類相更加細(xì)小(如圖6(b)白色方框內(nèi)所示)；結(jié)合圖6(d)中相非均勻形成示意圖[5]與這兩類相的分布形態(tài)可看出，垂直交叉分布狀的相與鋁基體呈[100]Al//[100]S，[021]Al//[010]S，[012]Al//[001]S位向關(guān)系[8][8]，均勻形成于基體內(nèi)部；細(xì)小、密集團(tuán)簇狀的相是依靠淬火后保留的位錯(cuò)環(huán)或者位錯(cuò)螺旋不均勻形核長大的。對比圖6(b)、圖6(c)中相的形貌，在圖6(b)中交叉分布的相要更加細(xì)小一些；圖6(b)內(nèi)存在較多團(tuán)簇狀，而在圖6(c)內(nèi)此類相的量很少。

圖5 2124合金淬火后室溫停留不同時(shí)間的TEM明場像

圖6 2124合金經(jīng)過不同熱處理后TEM明場像及對應(yīng)的衍射斑點(diǎn)圖

3 分析與討論

結(jié)合圖3及DSC分析，在2124合金的室溫停留階段，主要發(fā)生的組織變化為GPB區(qū)的析出，由于GPB區(qū)的強(qiáng)化機(jī)理在于其與位錯(cuò)強(qiáng)烈的交互作用，阻礙位錯(cuò)的移動[17]，所以強(qiáng)化材料；GPB區(qū)為Cu、Mg原子團(tuán)，其形成后既純化了基體(即消除了固溶強(qiáng)化效果)同時(shí)又由于其與基體保持共格關(guān)系而產(chǎn)生嚴(yán)重的晶格畸變，對自由電子的散射作用增加從而使電導(dǎo)率不斷下降[4]。實(shí)驗(yàn)證明，此階段晶體內(nèi)部存在的空位及位錯(cuò)對電導(dǎo)率不產(chǎn)生影響[18]，所以可不考慮位錯(cuò)密度帶來的電導(dǎo)率變化。GPBⅡ區(qū)與GPB區(qū)結(jié)構(gòu)類似，也與基體保持共格關(guān)系，所以即使GPBⅡ區(qū)析出，電導(dǎo)率也無大的變化[4]。結(jié)合圖2電導(dǎo)率及圖3的DSC分析，在185 ℃人工時(shí)效的前40 min內(nèi)，析出的產(chǎn)物主要為GPB區(qū)，與室溫停留18 h后相比，其硬度與電導(dǎo)率都十分接近，但由于溫度升高，使得時(shí)效動力學(xué)大大加速，很快便完成了室溫停留24 h才能完成的第二相析出，故在此階段硬度值迅速升高而電導(dǎo)率降低。185 ℃人工時(shí)效40 min至峰時(shí)效階段電導(dǎo)率逐漸上升，在這一階段內(nèi)發(fā)生的組織變化主要為相的析出。相與基體保持半共格關(guān)系，對晶格的畸變作用減小，其析出既消耗了大量的溶質(zhì)原子，又使GPB區(qū)的數(shù)量減少，所以電導(dǎo)率在其析出期間不斷上升[4]。185 ℃人工時(shí)效13 h后硬度下降，而電導(dǎo)率保持上升，證明在這一階段，相不斷的粗化聚集，為一個(gè)Ostward熟化過程。綜上，2124合金在人工時(shí)效的過程中，其析出產(chǎn)物先后為SSS→GPB→GPBⅡ→；由圖6(b)、(c)中觀察結(jié)果可以看到，在人工時(shí)效前預(yù)先在室溫停留24 h的樣品中主要強(qiáng)化相相的數(shù)量較少，較為粗大，對晶格畸變的作用更低，所以電導(dǎo)率曲線整體高于直接人工時(shí)效狀態(tài)的電導(dǎo)率。

在時(shí)效中相的形成激活能可以運(yùn)用式(1)所示Kissinger法來計(jì)算[19]：

式中：為加熱速率；為DSC峰值溫度；E為析出激活能；為摩爾氣體常數(shù)；為積分常數(shù)。根據(jù)DSC測試中不同的加熱速率(=10、15、20 K/min)及相形成峰所對應(yīng)的峰值溫度，如表2所列，其激活能的Kissinger法擬合如圖7所示。根據(jù)擬合結(jié)果，可求得在淬火后直接時(shí)效的樣品其相的析出激活能為56.8 kJ/mol，而淬火后室溫停留24 h后，相的析出激活能為72.7 kJ/mol，相對于直接淬火態(tài)增加了28%，這表明淬火后的室溫停留導(dǎo)致S相的形成更加困難。

表2 Kissinger法測得的S相的析出激活能

在室溫停留階段另一個(gè)組織的變化是位錯(cuò)密度的降低。根據(jù)圖4可知，室溫停留24 h后，合金中位錯(cuò)密度降低至直接淬火態(tài)位錯(cuò)密度的1/3。考慮到相在位錯(cuò)位置的不均性形核(見圖6，圖中可明確地看出借助位錯(cuò)形核長大的相占人工時(shí)效峰時(shí)效階段相的很大一部分)，所以這種位錯(cuò)密度的降低是導(dǎo)致隨后人工時(shí)效階段相減少的原因之一，即在185 ℃時(shí)效峰值階段相十分依賴在位錯(cuò)處的非均勻析出。由于室溫停留導(dǎo)致位錯(cuò)密度顯著降低，致使相更多的依靠GPB及GPBⅡ區(qū)轉(zhuǎn)化而成，所以相數(shù)量減少，尺寸增加，而在淬火后直接185 ℃時(shí)效過程中，根據(jù)圖6(a)所示在時(shí)效開始初期相就已形核析出，根據(jù)文獻(xiàn)報(bào)道[5]，在位錯(cuò)處相更容易形核，所以不經(jīng)過室溫停留的合金其峰時(shí)效狀態(tài)時(shí)，相的數(shù)量較多，尺寸 較小。

圖7 S相析出的Kissinger法擬合曲線

由圖2可看出，室溫停留后，185 ℃人工時(shí)效峰時(shí)效時(shí)間推遲了1 h，為了充分說明這一變化，同時(shí)對比相的均勻形成與非均勻形成，設(shè)計(jì)了另外兩個(gè)雙級時(shí)效。圖8所示為將試樣先分別在50 ℃和100 ℃時(shí)效24 h后再進(jìn)行185 ℃人工時(shí)效的時(shí)效-硬度曲線，這兩條曲線在185 ℃時(shí)效初期都出現(xiàn)了一個(gè)硬度下降的現(xiàn)象，而根據(jù)預(yù)處理的不同，185 ℃時(shí)效的峰值時(shí)間分別變化為14及18 h。根據(jù)DSC測量結(jié)果及文獻(xiàn)研究結(jié)果[20]，在50 ℃和100 ℃時(shí)效24 h后相不能夠形成，只能形成GPB區(qū)，合金中位錯(cuò)密度也都降低到了非常低的水平。時(shí)效初期硬度值的降低是由于有部分GPB區(qū)發(fā)生溶解而非轉(zhuǎn)化為相，由于預(yù)處理后位錯(cuò)密度顯著降低，所以相的非均勻形核受到抑制，致使185 ℃時(shí)效峰值時(shí)間被延遲。由于GPB區(qū)形成符合典型的JMA方程，所以50 ℃和100 ℃時(shí)效24 h預(yù)處理后合金內(nèi)的組織區(qū)別在于50 ℃處理后GPB區(qū)的尺寸較小，GPB區(qū)的間隔較近，在隨后轉(zhuǎn)化為相過程中，溶質(zhì)原子遷移的距離較近，所以峰時(shí)效時(shí)間大大先于100 ℃預(yù)處理的樣品。

圖8 2124鋁合金經(jīng)不同預(yù)處理后185 ℃時(shí)效的硬度變化曲線

根據(jù)上述分析可以推出，若需要抑制室溫停留對強(qiáng)度、硬度帶來的不利影響，需要在淬火后的組織中保持一定的位錯(cuò)密度。圖9所示為在淬火后室溫停留24 h，隨后進(jìn)行3%預(yù)變形，然后進(jìn)行185 ℃人工時(shí)效的維氏硬度和電導(dǎo)率隨人工時(shí)效時(shí)間的變化曲線。由圖9可以看出，由于預(yù)變形，在材料內(nèi)部引入大量的位錯(cuò)，所以極大地促進(jìn)了相的析出，不僅提高了峰時(shí)效時(shí)的硬度而且縮短了峰時(shí)效時(shí)間。

圖9 3%預(yù)變形對2124鋁合金室溫停留效應(yīng)的消除效果

4 結(jié)論

1) 2124鋁合金在固溶淬火后、185 ℃人工時(shí)效之前進(jìn)行室溫停留會顯著降低其峰時(shí)效狀態(tài)的強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度最大降低60 MPa；隨室溫停留時(shí)間的延長，185 ℃人工時(shí)效13 h(對應(yīng)此溫度的峰值時(shí)效時(shí)間)后的強(qiáng)度值先迅速降低，然后緩慢到達(dá)最低值，伸長率略有升高，不超過1.5%。

2) 室溫停留24 h后相的析出激活能由淬火后直接時(shí)效態(tài)的56.8 kJ/mol上升至72.7 kJ/mol。室溫停留階段位錯(cuò)密度的降低抑制了相的非均勻析出。相的均勻析出慢于其依靠位錯(cuò)析出，在25、50、100 ℃停留24 h后185 ℃人工時(shí)效時(shí)其峰值時(shí)效時(shí)間分別推遲至14、14和18 h。

3) 在淬火并室溫停留后對材料進(jìn)行3%冷變形可在一定程度上消除室溫停留對2124合金強(qiáng)硬度帶來的不利影響。

REFERENCES

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(編輯 龍懷中)

Effect of room temperature delay on quenched 2124 alloy

JING Hui-bo, BAI Zhen-hai, LUO Bing-hui, YIN Yuan, GAO Yang

(School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

To figure out the effects and reason of room temperature delay of 2124 alloy, and to find a countermeasure, mechanical property tester, hardness and electrical conductivity tests, DSC, XRD, EDS and TEM tests were used to analyze the mechanical property, phase transformation and microstructure of 2124 alloy. The result indicates that, the room temperature delay significantly reduces the intensity of 2124 alloy under followed peak aging at 185 ℃ whose0.2can reduce up to 60 MPa, while the increase of elongation rate is lower than 1.5%. GPB forms during the room temperature delay, meanwhile, the density of dislocation decreases. The activation energy ofphase, the main strengthening phase of 2124 alloy under peak aging at 185 ℃, increases from 56.8 kJ/mol of alloy as-quenched to 72.7 kJ/mol of alloy as-delayed for 24 h at room temperature. The decrease of the density of dislocation, which restrains the inhomogeneous formation ofphase, is one of the reasons which result in this increase. 3% pre-deformation can eliminate the side effect of room temperature delay on 2124 alloy.

2124 alloy; mechanical property; room temperature delay;phase

Project(JPPT-125-GJGG-08-01) supported by the Military Industry Cooperative Program

2016-06-28; Accepted date: 2016-10-21

LUO Bing-hui; Tel: +86-731-88830333; E-mail: lbh@csu.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.07.04

1004-0609(2017)-07-1344-08

TG135.5

A

軍工配套科研項(xiàng)目(JPPT-125-GJGG-08-01)

2016-06-28；

2016-10-21

羅兵輝，教授，博士；電話：0731-88830333；E-mail：lbh@csu.edu.cn