2種時(shí)效制度對(duì)2A97合金組織和性能的影響

李紅英，王曉峰，賓杰，魏冬冬，張建飛

（1. 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；2. 中南大學(xué) 航空航天學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙，410083）

2種時(shí)效制度對(duì)2A97合金組織和性能的影響

李紅英1,2，王曉峰1，賓杰1，魏冬冬1，張建飛1

（1. 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；2. 中南大學(xué) 航空航天學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙，410083）

研究2種時(shí)效制度對(duì)2A97合金組織性能的影響。研究結(jié)果表明：塑性指標(biāo)隨時(shí)效溫度提高和時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)而降低；對(duì)于同一時(shí)效溫度，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，強(qiáng)度出現(xiàn)峰值，時(shí)效溫度越高，出現(xiàn)峰值的時(shí)間越短；時(shí)效前適當(dāng)?shù)念A(yù)變形可以增加位錯(cuò)密度，為θ′相和T1相提供更多的形核點(diǎn)，使時(shí)效析出相數(shù)目增多，析出相尺寸細(xì)化，從而保證合金具有良好塑性的同時(shí)有較高的強(qiáng)度；2A97合金的峰值時(shí)效制度是在165 ℃保溫60 h，最佳應(yīng)變時(shí)效制度為預(yù)變形6%后在135 ℃保溫60 h。

2A97合金；時(shí)效；組織

隨著航空航天工業(yè)的快速發(fā)展，具有較高比剛度和比強(qiáng)度的鋁鋰合金受到了越來(lái)越多的關(guān)注[1?3]。由于航空和航天對(duì)材料性能的要求差別很大，傳統(tǒng)鋁鋰合金的強(qiáng)韌性配合不好，難以同時(shí)滿足航空航天高強(qiáng)高韌的目標(biāo)[4?5]。目前，鋁鋰合金的研究開(kāi)發(fā)的基本思路都是針對(duì)航空航天的不同需求特點(diǎn)，分別開(kāi)發(fā)滿足航空或航天不同需求的鋁鋰合金。而研究開(kāi)發(fā)一種航空航天通用的高性能新型鋁鋰合金，通過(guò)2種不同的熱處理狀態(tài)同時(shí)滿足航空航天結(jié)構(gòu)件的不同需求，實(shí)現(xiàn)“一型兩用”，不僅可以節(jié)約大量的新合金研發(fā)費(fèi)用，同時(shí)也為材料研制提供一種新思路。對(duì)鋁合金固溶處理后進(jìn)行不同的時(shí)效處理，可形成不同類型、不同尺寸和形態(tài)的第二相，對(duì)合金的組織性能產(chǎn)生不同的影響[6]。工業(yè)上應(yīng)用的鋁鋰合金通常采用T6和T8這2種熱處理工藝，T8態(tài)合金具有較好的強(qiáng)韌性配合，但對(duì)形狀復(fù)雜的工件，不能施加預(yù)變形[7]。2A97合金是我國(guó)自主開(kāi)發(fā)的一種新型Al-Cu-Li系合金，為可熱處理強(qiáng)化的變形鋁合金，同一種成分在2種熱處理狀態(tài)下同時(shí)滿足高強(qiáng)高韌的要求，T6態(tài)的鍛件可用于航天工業(yè)，T8態(tài)的板材可用于航空工業(yè)[8]。本文作者研究T6和T8 2種時(shí)效制度對(duì)相同成分的2A97鋁鋰合金組織性能的影響，從而為調(diào)控實(shí)驗(yàn)合金的微觀組織和性能提供基礎(chǔ)，并最終實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)高韌的總目標(biāo)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)合金為Al-Cu-Li系鋁合金，添加微量的Zn，Mg，Mn和Zr。制備方法如下：2A97合金鑄錠→于（500±5） ℃均勻化退火24 h，空冷→鋸切銑面→于460℃擠壓成長(zhǎng)×寬×高為10 mm×50 mm×500 mm的坯料→于470 ℃退火2 h→熱軋成12 mm厚的板材→于450 ℃退火1.5 h→熱軋成5 mm厚的板材→于450℃退火2 h→隨爐冷卻至室溫→冷軋至2.0～2.3 mm，沿冷軋方向取樣。

在鹽浴槽中進(jìn)行固溶處理，（520±1） ℃固溶處理2 h。采用水淬，水溫＜38 ℃，淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間≤5 s。單級(jí)時(shí)效實(shí)驗(yàn)溫度范圍為150～180 ℃，時(shí)效時(shí)間在4～108 h范圍內(nèi)取值。T8處理實(shí)驗(yàn)溫度范圍為120～150 ℃，時(shí)效時(shí)間在12～120 h范圍內(nèi)取值，預(yù)變形量在3%～12%范圍內(nèi)取值。

利用CSS?44100電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)熱處理試樣進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速度為2 mm/min，測(cè)出相應(yīng)的屈服強(qiáng)度Rp0.2、抗拉強(qiáng)度Rm和伸長(zhǎng)率A。

用PLOYUAR?MET金相顯微鏡觀察顯微組織。用KYKY2800掃描電鏡觀察拉伸斷口的形貌特征，加速電壓為20 kV，利用Finder1000型能譜分析儀對(duì)第二相粒子進(jìn)行能譜分析。用TecnaiG220型透射電子顯微鏡觀察微觀組織，加速電壓為160 kV，將試樣機(jī)械減薄至40～60 μm，再用雙噴法化學(xué)減薄，雙噴液為硝酸（HNO3）和甲醇（CH3OH）的混合液，雙噴電壓為9 V左右，工作電流為90～100 mA，液氮冷卻，雙噴溫度控制在?35～?25 ℃。

2 結(jié)果與分析

2.1 單級(jí)時(shí)效工藝

圖1所示為在不同溫度時(shí)效不同時(shí)間的拉伸性能，時(shí)效溫度分別為150，165和180 ℃，對(duì)應(yīng)的時(shí)效時(shí)間分別在48～108，24～84和4～60 h范圍內(nèi)取值，時(shí)間間隔均為12 h。從圖1可以看出：在一定溫度時(shí)效時(shí)，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度首先呈上升趨勢(shì)，達(dá)到強(qiáng)度峰值后呈下降趨勢(shì)，伸長(zhǎng)率始終呈下降趨勢(shì)；此外，時(shí)效溫度越高，時(shí)效進(jìn)程就越快，達(dá)到強(qiáng)度峰值的時(shí)間越短，當(dāng)時(shí)效溫度分別為150，165和180 ℃時(shí)，達(dá)到強(qiáng)度峰值的時(shí)間分別為84，60和12 h；在180 ℃時(shí)效時(shí)，達(dá)到峰值時(shí)效時(shí)間較短，但其強(qiáng)度峰值較低，塑性較差；在150 ℃時(shí)效時(shí)，達(dá)到峰值的時(shí)間較長(zhǎng)（84 h），最佳時(shí)效溫度為165 ℃，因此，2A97合金T6態(tài)最佳時(shí)效制度為165 ℃保溫60 h。

圖2 不同時(shí)效制度的微觀組織Fig.2 Microstructures of alloy 2A97 under different aging processes

圖2所示為實(shí)驗(yàn)合金在不同溫度時(shí)效不同時(shí)間的微觀組織形貌。由圖2可以看出：合金顯微組織主要存在球狀相、針狀相、方形相。球狀相是δ′（Al3Li）相或β′（Al3Zr）相，針狀相為T(mén)1（Al2CuLi）相或θ′（Al2Cu）相，方形相為σ（Al5Cu6Mg2）相[9?10]。δ′相和β′相為面心立方結(jié)構(gòu)，θ′相為正方結(jié)構(gòu)，T1相為六方結(jié)構(gòu)，σ相為立方晶體結(jié)構(gòu)。δ′相、β′和σ相與基體共格，θ′相與基體半共格，T1相與基體不共格。σ相與基體間的共格應(yīng)變能和界面能均較低，其脫溶機(jī)制不依賴晶體缺陷，理論上可以在基體內(nèi)普遍脫溶，實(shí)際上只有達(dá)到一定溫度和時(shí)效到一定時(shí)間后，才會(huì)有部分σ相析出，隨著時(shí)效過(guò)程的進(jìn)行，σ相長(zhǎng)大，但到一定時(shí)間后基本保持穩(wěn)定，較高的時(shí)效溫度促使σ相較快析出，但過(guò)高的溫度又會(huì)導(dǎo)致σ相粗化。圖2（a）和（b）顯示：當(dāng)時(shí)效溫度為150 ℃時(shí)，時(shí)效24 h的組織為GP區(qū)和細(xì)小的過(guò)渡相，時(shí)效84 h后，析出了針狀相（θ′或T1）和方形相（σ）；圖2（c）為在165 ℃時(shí)效24 h的組織，析出了較細(xì)密的球狀相（δ′）和針狀相。圖2（d）為在165 ℃時(shí)效60 h的峰值時(shí)效組織，可觀察到球狀相、較為粗大的針狀相和大量的方形相；圖2（e）和（f）顯示：當(dāng)時(shí)效溫度為180 ℃時(shí)，時(shí)效12 h后，便有較為粗大的針狀相和方形相析出，時(shí)效24 h后，針狀相和方形相都變得更粗大。圖2（a），（c）和（f）所示為合金在不同溫度時(shí)效24 h后的微觀組織，可見(jiàn)：當(dāng)時(shí)效溫度為150 ℃時(shí)，表現(xiàn)為明顯的欠時(shí)效，當(dāng)時(shí)效溫度為165 ℃時(shí)，析出相較多，尺寸也較為細(xì)小的第二相；當(dāng)時(shí)效溫度為180 ℃時(shí)，析出相較為粗大，出現(xiàn)明顯的過(guò)時(shí)效現(xiàn)象。對(duì)應(yīng)較低的時(shí)效溫度，固溶體的相對(duì)過(guò)飽和程度較高，相變驅(qū)動(dòng)力較大，形核率較高，而且原子擴(kuò)散速率較慢，長(zhǎng)大受到抑制，對(duì)應(yīng)較高的時(shí)效溫度，形核率較低且生長(zhǎng)速率較快，第二相容易粗化。

對(duì)于固溶時(shí)效強(qiáng)化的合金，其強(qiáng)化效果取決于位錯(cuò)與脫溶相質(zhì)點(diǎn)間的相互作用。當(dāng)運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)遇到脫溶質(zhì)點(diǎn)時(shí)，或以繞過(guò)的方式通過(guò)質(zhì)點(diǎn)并在質(zhì)點(diǎn)周?chē)纬晌诲e(cuò)環(huán)，或以切過(guò)質(zhì)點(diǎn)的方式通過(guò)脫溶質(zhì)點(diǎn)。當(dāng)析出的第二相粒子較軟并與基體共格或尺寸較小時(shí)，位錯(cuò)主要以切過(guò)粒子的方式移動(dòng)，其產(chǎn)生的強(qiáng)化效果可由下式表達(dá)[11]：

式中：α為取決于位錯(cuò)的系數(shù)；f為質(zhì)點(diǎn)的體積分?jǐn)?shù)；r為質(zhì)點(diǎn)半徑。

當(dāng)析出的第二相粒子較硬且與基體不共格或尺寸較大時(shí)，位錯(cuò)主要以繞過(guò)粒子的方式移動(dòng)，其產(chǎn)生的強(qiáng)化效果可由下式表達(dá)：

式中：β為取決于位錯(cuò)位型的系數(shù)，對(duì)于刃型位錯(cuò)，β= 0.093，對(duì)于螺型位錯(cuò)，β=0.14。

由式（1）和（2）可以看出：第二相的強(qiáng)化效果隨質(zhì)點(diǎn)的體積分?jǐn)?shù)f的增大而增加，當(dāng)?shù)诙喑叽巛^小且較軟時(shí)，強(qiáng)化效果隨第二相尺寸增大而增加；當(dāng)?shù)诙喑叽巛^大且較硬時(shí)，強(qiáng)化效果隨第二相尺寸增大而降低。

由圖1和圖2可知：時(shí)效時(shí)間也對(duì)2A97合金的組織性能產(chǎn)生較大的影響。第二相形核和長(zhǎng)大均需要一定時(shí)間，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，不斷有析出相形核長(zhǎng)大，導(dǎo)致析出量不斷增大，從而使合金強(qiáng)度不斷升高。但是，過(guò)長(zhǎng)時(shí)間的時(shí)效會(huì)使細(xì)小的δ′相溶解[12]，溶解后的溶質(zhì)原子又會(huì)以較穩(wěn)定的相析出，或促使合金中的第二相粗化，降低了第二相的彌散度。在研究中發(fā)現(xiàn)，時(shí)效時(shí)間比時(shí)效溫度更能對(duì)2A97合金的組織性能產(chǎn)生影響。

圖3 不同時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間的晶界無(wú)沉淀帶Fig.3 PFZ at different aging temperatures and time

圖3所示為對(duì)應(yīng)不同時(shí)效時(shí)間和時(shí)效溫度的晶界無(wú)沉淀析出帶?？梢钥闯觯航?jīng)165 ℃時(shí)效60 h的晶界PFZ細(xì)窄；時(shí)效時(shí)間延至84 h，或在180 ℃時(shí)效24 h后，晶界PFZ均寬化。時(shí)效前期，由于θ′和T1相所需的相變驅(qū)動(dòng)力較大，δ′相大量形核析出，釋放出大量被Li原子束縛的淬火空位，自由空位濃度增加，大大減緩因“貧空位機(jī)制”而導(dǎo)致的晶界PFZ寬化。在高溫時(shí)效，往往在晶界析出粗大相，導(dǎo)致晶界附近的溶質(zhì)原子貧乏，因“貧溶質(zhì)機(jī)制”而使PFZ寬化。

2.2 應(yīng)變時(shí)效工藝

圖4所示為不同預(yù)變形量的常規(guī)力學(xué)性能與時(shí)效時(shí)間的關(guān)系曲線，時(shí)效溫度均為135 ℃。從圖4可見(jiàn)：當(dāng)預(yù)變形量為3%時(shí)，塑性較高，強(qiáng)度較低，抗拉強(qiáng)度Rm峰值為555 MPa，屈服強(qiáng)度Rp0.2峰值為515 MPa；當(dāng)預(yù)變形量為6%時(shí)，抗拉強(qiáng)度峰值為570 MPa，與預(yù)變形量為3%時(shí)的相比提高了15 MPa，屈服強(qiáng)度峰值為540 MPa，提高了25 MPa，當(dāng)預(yù)變形量增至12%時(shí)，強(qiáng)度峰值基本與6%持平，但塑性指標(biāo)降幅較大。

圖5所示為不同預(yù)變形量對(duì)應(yīng)的微觀組織。由圖5可以看出：主要析出相為球狀δ′相、針狀θ′和T1相，沒(méi)有觀察到方形σ相；當(dāng)預(yù)變形量為3%時(shí)，析出較少的針狀相和球狀相，且球狀相較為粗大；當(dāng)預(yù)變形量為6%時(shí)，析出了大量細(xì)密的針狀相和球狀相，且分布均勻；當(dāng)預(yù)變形量為12%時(shí)，針狀相較多，但球狀相有所減少，且分布不均勻。由于針狀θ′相和T1相與基體呈半共格和非共格關(guān)系，界面能較高，形核功較大，為了降低新相形成的界面能，θ′和T1相主要依靠位錯(cuò)、亞晶界等晶體缺陷處形核，而時(shí)效前的預(yù)變形可以增加位錯(cuò)密度，為θ′相和T1相提供更多的形核點(diǎn)[13?14]。由于析出了數(shù)量更多、尺寸更為細(xì)小的θ′相和T1相，合金的沉淀強(qiáng)化效果顯著增加，從而保證合金有良好塑性的同時(shí)有較高的強(qiáng)度。但是，并不是預(yù)變形量越大越好，當(dāng)預(yù)變形量提高到12%時(shí)，峰值強(qiáng)度與變形量為6%時(shí)的差不多，伸長(zhǎng)率卻降到低于9%。這是因?yàn)轭A(yù)變形量太大，基體中的位錯(cuò)數(shù)量過(guò)多，造成大量的位錯(cuò)纏結(jié)在一起，位錯(cuò)密度分布不均勻，位錯(cuò)密度較大的區(qū)域提供較大的變形儲(chǔ)能，為新相形核長(zhǎng)大提供了較大的驅(qū)動(dòng)力，促使與基體呈非共格關(guān)系的第二相優(yōu)先在這些區(qū)域形核，位錯(cuò)少的區(qū)域形核較少，因此，致使析出相分布不均勻。根據(jù)實(shí)驗(yàn)結(jié)果，6%的預(yù)變形較為適宜。

圖6所示為經(jīng)6%預(yù)變形后，不同時(shí)效溫度的拉伸性能隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線。可見(jiàn)：伸長(zhǎng)率隨溫度提高整體下降，相同溫度下隨時(shí)間延長(zhǎng)呈下降趨勢(shì)；在150 ℃時(shí)效24 h強(qiáng)度達(dá)到峰值，在135 ℃時(shí)效60 h強(qiáng)度達(dá)到峰值，時(shí)效溫度為120 ℃時(shí)，強(qiáng)度呈現(xiàn)單一上升趨勢(shì)，時(shí)效至120 h還未出現(xiàn)強(qiáng)度峰值。隨著時(shí)?效溫度提高，時(shí)效進(jìn)程加快，達(dá)到強(qiáng)度峰值的時(shí)間縮短，但合金的峰值強(qiáng)度沒(méi)有明顯增加，伸長(zhǎng)率卻下降很多。時(shí)效前進(jìn)行一定量的預(yù)變形處理，可明顯降低時(shí)效溫度，而時(shí)效溫度的降低也可明顯改善第二相的析出數(shù)量與分布形態(tài)，使合金的沉淀強(qiáng)化效果顯著增強(qiáng)，從而在保證良好塑性的同時(shí)大大提高了合金的強(qiáng)度。

圖4 不同預(yù)變形量下的力學(xué)性能隨時(shí)效時(shí)間的變化（時(shí)效溫度為135 ℃）Fig.4 Mechanical properties as a function of aging time with different predeformation amounts

圖5 不同預(yù)變形量2A97合金的微觀組織Fig.5 Microstructures of 2A97 alloy with different predeformation amounts

2.3 T6和T8的組織性能比較

根據(jù)前期研究結(jié)果，分別將經(jīng)T6和T8 2種制度處理的力學(xué)性能指標(biāo)描繪在同一坐標(biāo)系。圖7所示為實(shí)驗(yàn)合金經(jīng)不同時(shí)效處理的常規(guī)力學(xué)性能隨最終時(shí)效時(shí)間的變化曲線，相應(yīng)的工藝制度分別為T(mén)6（165 ℃時(shí)效）、T8（預(yù)變形6%，135 ℃時(shí)效）。由圖7可以看出：在保證良好塑性的前提下，采用T8時(shí)效工藝，合金所獲得的強(qiáng)度較高。

圖6 不同時(shí)效溫度下的力學(xué)性能隨時(shí)效時(shí)間變化曲線（預(yù)變形量為6%）Fig.6 Mechanical properties as a function of aging time at different aging temperatures with a predeformation amount of 6%

圖8所示分別為2種不同熱處理狀態(tài)達(dá)到強(qiáng)度峰值的典型組織，T6態(tài)合金處理狀態(tài)為在165 ℃時(shí)效60 h，T8態(tài)合金處理狀態(tài)為預(yù)變形6%后在135 ℃時(shí)效60 h。由圖8（a）可見(jiàn)，除了方形相外，還有針狀θ′相和T1相，暗場(chǎng)相顯示還有球狀相和豆瓣?duì)钕啵@是δ′相的典型形貌和β′（Al3Zr）/δ′（Al3Li）復(fù)合粒子。從圖8（b）可見(jiàn)：T8態(tài)組織只有球狀相和針狀相，觀察不到方形σ相。T6態(tài)組織有針狀相、球形相和大量方形相析出，但針狀析出物較少；在T8態(tài)組織中觀察不到σ相，但有較多的針狀T1相，出現(xiàn)了T1相和σ相競(jìng)爭(zhēng)析出態(tài)勢(shì)。這是因?yàn)轭A(yù)變形引入的晶體缺陷為T(mén)1相提供了較多的形核點(diǎn)，大量細(xì)密T1相析出，消耗了大量的Cu和Mg原子，從而抑制了σ相的析出[15]。

圖7 2種不同時(shí)效處理合金常規(guī)力學(xué)性能隨最終時(shí)效時(shí)間的變化曲線Fig.7 Mechanical properties as a function of aging time of alloys aged at different temperatures and time

圖8 2A97合金的典型組織Fig.8 Typical microstructures of alloy 2A97

采用T8時(shí)效工藝能獲得較高強(qiáng)度，主要是因?yàn)轭A(yù)變形能促使合金均勻析出大量細(xì)密的針狀θ′相和T1相、θ′相，特別是T1相的強(qiáng)化效果比σ相和δ′相的強(qiáng)化效果好。而采用T6工藝處理時(shí)，析出的第二相尺寸較為粗大，析出針狀的θ′相和T1相較少，因此，其強(qiáng)度較低。2A97合金T6態(tài)的時(shí)效溫度為165 ℃，T8處理的最佳時(shí)效制度是：預(yù)變形為6%，在135 ℃保溫60 h。說(shuō)明時(shí)效前進(jìn)行一定量的預(yù)變形處理，可明顯降低時(shí)效溫度，而時(shí)效溫度降低也可明顯改善第二相的析出數(shù)量與分布形態(tài)，從而在保證良好塑性的同時(shí)大大提高了合金的強(qiáng)度。

3 結(jié)論

（1） 隨時(shí)效溫度提高，塑性指標(biāo)明顯降低，出現(xiàn)強(qiáng)度峰值的時(shí)間縮短；當(dāng)時(shí)效溫度為180 ℃時(shí)，達(dá)到峰值的時(shí)間較短，但其強(qiáng)度峰值較低，塑性較差；當(dāng)時(shí)效溫度為150 ℃時(shí)，達(dá)到峰值的時(shí)間較長(zhǎng)，在165 ℃時(shí)效的強(qiáng)塑性與150 ℃時(shí)的相當(dāng)，而達(dá)到峰值的時(shí)間較短。2A97合金的峰值時(shí)效制度為在165 ℃保溫60 h。

（2） 在保證良好塑性的前提下，采用T8時(shí)效工藝，2A97合金所獲得的強(qiáng)度較高。時(shí)效前的預(yù)變形可以增加位錯(cuò)密度，為θ′相和T1相提供更多的形核點(diǎn)，使時(shí)效析出相數(shù)目增多，析出相尺寸細(xì)化，合金的沉淀強(qiáng)化效果因此增加，從而保證合金在具有良好塑性的同時(shí)有較高的強(qiáng)度。過(guò)大的預(yù)變形量導(dǎo)致大量位錯(cuò)纏結(jié)在一起，位錯(cuò)分布不均勻而導(dǎo)致第二相分布不均勻，不僅強(qiáng)化效果不佳，而且塑性受到影響。2A97合金的最佳T8時(shí)效制度是：預(yù)變形為6%，在135 ℃保溫60 h。

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（編輯 趙?。?/p>

Effect of two aging processes on microstructure and properties of alloy 2A97

LI Hong-ying1,2, WANG Xiao-feng1, BIN Jie1, WEI Dong-dong1, ZHANG Jian-fei1

（1. Key Laboratory of Nonferrous Metal Materials Science and Engineering, Ministry of Education, Central South University, Changsha 410083, China;
2. School of Aeronautics and Astronautics, Central South University, Changsha 410083, China）

The effect of two different aging processes on microstructure and mechanical properties for alloy 2A97 were studied. The results show that plasticity decreases with the increase of aging temperature and aging time. Strength can reach the peak value with the increase of aging time, and the higher the aging temperature, the shorter the time for peak value. Proper predeformation amount before aging can increase the dislocation density which provides more nucleation for phaseθ′ and phase T1. As a result, more and finer precipitates form and lead to higher strength with favorable plasticity. The aging process for peak value of alloy 2A97 is aged at 165 ℃ for 60 h, and the optimum strain aging process is aged at 135 ℃ for 60 h with a predeformation amount of 6%.

alloy 2A97; aging; microstructure

TG156

A

1672?7207（2011）05?1261?09

2010?03?20；

2010?06?09

湖南有色研究基金資助項(xiàng)目（Y2008-01-006）

李紅英（1963?），女，湖南湘鄉(xiāng)人，博士，教授，從事金屬及合金的強(qiáng)韌化研究；電話：0731-88836328；E-mail： lhying@csu.edu.cn