材料翻譯文獻(xiàn)

1、 鋁銅鎂合金沉積強(qiáng)化再現(xiàn)摘要： 透射電鏡，示差掃描量熱法和硬度測(cè)試都已經(jīng)被用來研究人工老化拉伸AI-Cu-Mg合金中的固溶現(xiàn)象。在150和190的老化例子中，特別是在150保溫48小時(shí)出現(xiàn)有一些正方晶系的GPB2/S區(qū)，是第二階段硬化過程的最開始點(diǎn)。這兩個(gè)對(duì)比實(shí)驗(yàn)清楚的顯示了第二階段的硬化過程是以S區(qū)為主導(dǎo)作用，其形式是一個(gè)在最大硬度階段的密集的固溶結(jié)構(gòu)，同時(shí)沒有其他數(shù)量的重要階段或區(qū)域被發(fā)現(xiàn)。介紹：固溶沉淀強(qiáng)化現(xiàn)象時(shí)由德國(guó)物理學(xué)家ALFRED WILM于1906年在一個(gè)AL4CU0.6MG合金中被發(fā)現(xiàn)的。在十九世紀(jì)三十年代，型號(hào)為2024（AI-4.2Cu-1.5Mg-0.6Mn）合金被應(yīng)用

2、，并是被最廣泛地用于航天工業(yè)的鋼種之一。在充分低溫度下（代表性的在大約200一下）的老化現(xiàn)象中，在AI-Cu-Mg合金的兩個(gè)獨(dú)立的固溶強(qiáng)化階段被觀測(cè)出來，并能穩(wěn)定地分離開來。第一階段在淬火之后增長(zhǎng)很快而且占據(jù)最大硬化過程總數(shù)的60。第二階段由硬度測(cè)試證明。最初的迅速的硬化過程還在爭(zhēng)論中；迅速的AI-Cu-Mg合金老化硬化過程的機(jī)械記錄是GPB區(qū)的信息，CU-MG 的共生和一個(gè)無定位的固溶物的相互影響。在早期的工作中，第二階段的硬化過程被自然地認(rèn)為是S或S階段構(gòu)成的。在十九世紀(jì)八十年代，Cuisiatetal認(rèn)為這個(gè)明顯的固溶阻礙S階段是測(cè)試硬度的主要責(zé)任。在十九世紀(jì)九十年代，運(yùn)用原子探針域離子

3、顯微鏡技術(shù)，RINGERETAL提議這第二階段的硬化過程是由于GPB區(qū)形式引起的，并促進(jìn)最后硬化過程的穩(wěn)定。認(rèn)為這個(gè)開始與最大的硬化機(jī)理顯然有爭(zhēng)議。本文的指在運(yùn)用透射電鏡和被動(dòng)補(bǔ)償器來闡明穩(wěn)定區(qū)階段和最大硬度的機(jī)理。關(guān)鍵詞： AI-Cu-Mg合金；沉淀；透射電鏡；被動(dòng)補(bǔ)償器；硬度；固溶2實(shí)驗(yàn)方法選擇Al2.81 Cu1.05Mg0.41Mn (wt.%)合金，其中銅鎂的原子比率接近1.在495下固溶退火后，水淬和拉伸2.5%, 再進(jìn)一步時(shí)效在150下放置12-72小時(shí)和190下放置6-48小時(shí)前，合金需在室溫放置幾個(gè)月(相當(dāng)于T351條件)。在每個(gè)樣品上，施加20公斤負(fù)載和平均高壓得到四個(gè)壓痕

4、。這些一致的處理方法也根據(jù)DSC和TEM的研究。DSC實(shí)驗(yàn)在一個(gè)恒定的加熱率10 C /分鐘下進(jìn)行。所有運(yùn)行通過用一個(gè)空的盤作為參考來減去DSC的基線進(jìn)行修正。（從運(yùn)行獲得）進(jìn)一步的基線校正步驟大綱中則源于Ref。8。磁盤直徑3毫米,約0.25毫米的厚度從這些片中穿孔,隨后用電解法拋光使用硝酸和甲醇溶液體積(1:3)。TEM薄膜觀察使用JEOL 2000外匯顯微鏡操作在200千伏。3.時(shí)效過程為了弄清強(qiáng)化機(jī)制，必須簡(jiǎn)單地了解下時(shí)效中的沉淀順序，B推論出了以下沉淀順序SSSGPBzoneSSS(CuMgAl2 ),SSS為過飽和固溶體在已報(bào)道關(guān)于S相的不同模型中。P-W模型是最為廣泛接受的結(jié)構(gòu)。

5、因?yàn)镾與S相結(jié)構(gòu)相同，只有晶格常數(shù)些微不同，所以現(xiàn)在認(rèn)為S與S相沒有區(qū)別。被稱為S或GPB2的相的存在爭(zhēng)論已久，這個(gè)相既不同于S也不同于GPB。已有許多學(xué)者發(fā)表了關(guān)于該相不同的晶體結(jié)構(gòu)，在C和K發(fā)表的高分辨率電子顯微鏡圖像上，發(fā)現(xiàn)了S或GPB2中間相的存在。這個(gè)新的結(jié)構(gòu)被命名為S或GPB2，它為合成物，是一種斜方晶體結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)為 該結(jié)論與高分辨率電子顯微圖像和橫向電磁場(chǎng)弱衍射結(jié)果一致。GPB區(qū)存在的證據(jù)，最早是在散射X光的弱衍射效應(yīng)中發(fā)現(xiàn)的。但是，最近有發(fā)現(xiàn)表明GPB區(qū)有可能并不存在。19世紀(jì)50年代開始，許多富 的GPB區(qū)模型被發(fā)表，但是沒有一個(gè)被獨(dú)立證實(shí)。然而，最近有人用三維原子探針探

6、測(cè)發(fā)現(xiàn)在時(shí)效開始時(shí)為 共生區(qū)，而不是GPB區(qū)。強(qiáng)化開始試，用傳統(tǒng)的TEM不能探測(cè)到明顯的沉淀，DSC實(shí)驗(yàn)卻能清楚地表明有析出效應(yīng)，證明前面發(fā)生了非平衡態(tài)的沉淀過程。因?yàn)闆]有證據(jù)表示GPB的存在，關(guān)于S沉淀的時(shí)效過程如下：SSSCu-Mg clustersGPB2/S(orthorhombic) S4.結(jié)果與分析圖1展示了在150和190時(shí)效溫度下樣品硬度隨時(shí)間變化曲線。由此圖可以看出在190的時(shí)效溫度下，6小時(shí)候樣品有短暫的時(shí)效峰值，并且在同等溫度下時(shí)效12小時(shí)候達(dá)到時(shí)效峰值。取6小時(shí)和12小時(shí)的時(shí)效樣品做TEM觀察。從圖2中可以看出兩者都有板條狀析出相。相同的衍射模式下，基于S相用P-W模型

7、有12種異構(gòu)體，將所有的點(diǎn)分布在112Al(圖2.b和c)和100Al選擇區(qū)域衍射模式（圖2.e和f）。這表明S相是在190條件下時(shí)效6小時(shí)后的唯一析出相。由此可得出結(jié)論，S相的形成是在第二階段，現(xiàn)有淬火拉伸后的Al-Cu-Mg合金樣品硬度提升的主要反應(yīng)。這可以從DSC檢測(cè)結(jié)果中找到更有效的證據(jù)。如圖3所示的一樣，190下時(shí)效6小時(shí)以后，合金分解的峰值完全消失并且S相形成的能力也幾乎沒有了。更深一步的時(shí)效導(dǎo)致DSC光譜發(fā)生變化，因此，我們可以得出190下時(shí)效6小時(shí)后平衡相（S）形成了。圖1指出在150下時(shí)效達(dá)到72小時(shí)該樣品仍處于欠時(shí)效狀態(tài)。再次用TEM對(duì)這同樣的樣品進(jìn)行觀察。在150下時(shí)效1

8、2小時(shí)前，SAD模式?jīng)]有發(fā)現(xiàn)有額外的衍射（圖表未展示），這意味著被APF/M和DSC3 8 10 18檢測(cè)到的Cu-Mg群在這個(gè)階段占主要地位。在150下時(shí)效到達(dá)24小時(shí)后，TEM明亮區(qū)圖像（圖4.a）經(jīng)拉伸后的合金比拉伸前有更高度的缺陷，但沒有析出相溶解。無論如何，SAD模式（圖4.b）揭示出虛弱的反射與兩相的結(jié)合相一致：GPB/s相的正交晶系和S相如圖4.c展示的一樣。在時(shí)效48小時(shí)后，GPB/s的衍射強(qiáng)度貌似達(dá)到了最大值（圖4.e）。此外相析出（圖4.f）。在時(shí)效72小時(shí)后，接近第二個(gè)強(qiáng)化階段，GPB/s反射變得更虛弱同時(shí)更多的S相形成（圖4.g-i）。以上的TEM檢測(cè)結(jié)果均與DSC熱譜

9、一致。圖5a展示出S相的形成峰隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而降低，這意味著樣品時(shí)效的時(shí)間越長(zhǎng)其含有的S析出相就更多。Cu-Mg群GPB/s的溶解在48小時(shí)左右達(dá)到最大值并且在72小時(shí)后不降低，這與48小時(shí)時(shí)效樣品中的SAD點(diǎn)在GPB/s達(dá)到的強(qiáng)化最大值一致。5討論關(guān)于Al-Cu-Mg合金中沉淀物對(duì)第二硬化階段起何種作用在相關(guān)文獻(xiàn)中存有一些爭(zhēng)論。在淬火和無拉伸合金中，第二階段的硬化已經(jīng)被解釋是由于GPB區(qū)起作用。然而，對(duì)于目前在研究的淬火和拉伸Al-Cu-Mg合金,結(jié)合DSC和TEM的方法已經(jīng)表明二次硬化峰值符合S相形成的完成，并且S相是在這個(gè)階段被檢測(cè)到的唯一的時(shí)效相。這表明S相的形成是淬火和拉伸后Al-

10、Cu-Mg合金第二階段硬化的原因?？梢赃@么認(rèn)為，Ringer et al所檢測(cè)到和目前研究的不同之處在于拉伸為S相提供了更多的成型晶核。然而，其它一些在無拉伸的Al-Cu-Mg合金進(jìn)行的實(shí)驗(yàn)表明在無拉伸合金在二次硬化階段中有明顯的S相形成的現(xiàn)象發(fā)生。例如，Shihet al的在無拉伸的 Al2.62Cu1.35Mg(wt.%)合金的實(shí)驗(yàn)表明在190進(jìn)行12小時(shí)時(shí)效是短的峰值時(shí)效（由圖三參考的硬化曲線看出）。DSC表明大約85%的S相形成在這個(gè)階段完成（由參考圖5的DSC曲線看出），并且190下進(jìn)行20小時(shí)是在峰值時(shí)效（由圖三參考的硬化曲線看出），有充分完全形成S相（由參考圖5的DSC曲線看出）

11、。這表明無論Al-Cu-Mg合金拉伸與否，峰值強(qiáng)化與S相的形成有關(guān)。不過，對(duì)于S相在更低溫度的形成，形變?cè)黾恿碎L(zhǎng)度和偏移了峰值。這更進(jìn)一步解釋了有位錯(cuò)密度的樣品合金中，板條狀和棒狀S相沉淀物在位錯(cuò)和遠(yuǎn)離位錯(cuò)的基體中都可以形成。對(duì)于AlCuMg 和AlCuMgLi合金來說，這已經(jīng)被確定。我傾于強(qiáng)調(diào)先前的GPB區(qū)存在的推斷是不可信的；沉淀物的HREM圖像是歸于先前的GPB區(qū)，但沒有展現(xiàn)出清晰晶面。事實(shí)上，在1 0 0方向上觀察到的小S相沉淀物的被曲解的HREM圖像可能是由于在介于點(diǎn)陣的AL和S相（5.4或3.3）的偏差所造成的。這個(gè)爭(zhēng)議更進(jìn)一步被一個(gè)1 0 0Al SAD圖樣所支持（插圖7Ring

12、 et al），對(duì)于圖2e這有個(gè)形似的表明映像主要是從S相和Al基體的模型。在150時(shí)效48小時(shí)后，衍射點(diǎn)的強(qiáng)度（如圖4e）表明GPB2/S 的體積分?jǐn)?shù)接近最大值，但是硬度卻幾乎沒變（如圖1）。因此在現(xiàn)有合金中GPB2/S形成對(duì)于強(qiáng)化的作用甚小。另一方面，即使正交晶的GPB2/S相在一個(gè)時(shí)效處理后的有限的窗口被檢測(cè)到，總是復(fù)合團(tuán)簇和S相起著強(qiáng)化的主要作用。樣品在150時(shí)效48小時(shí)后，SAD表明有（Al2Cu）相呈現(xiàn)（如圖4e和f）. 相已經(jīng)作為一個(gè)正交晶結(jié)構(gòu)已經(jīng)被大家所知，它的晶格常數(shù)為a=0.496nm, b=0.859nm, c=0.848nm. 相的形成已經(jīng)被發(fā)表過添加Ag和Si能讓其起

13、促進(jìn)作用。它在緩慢淬火中可以形成2024類型的合金。6.結(jié)論先前的證據(jù)表明在Al-Cu-Mg合金中在峰值硬度十分薄弱時(shí)中存在GPB區(qū)。硬度測(cè)試、TEM和DSC表明Al-Cu-Mg合金淬火、拉伸和時(shí)效達(dá)到峰值強(qiáng)度,密集的沉降階段將會(huì)發(fā)生。在這個(gè)階段,沉降階段是影響峰值硬度的主要因素。正交晶的S”或GPB2存在于后期的穩(wěn)定階段。7參考文獻(xiàn)1 Silcock JM. J Inst Met 19601961;89:203.2 Ringer SP, Sakurai T, Polmear IJ. Acta Mater 1997;45:3731.3 Starink MJ, Gao N, Yan JL. Ma

14、ter Sci Eng A 2004;387389:222.4 Reich L, Ringer SP, Hono K. Philos Mag Lett 1999;79:639.5 Nagai Y, Murayama M, Tang Z, Nonaka T, Hono K, Hasegawa M.Acta Mater 2001;49:913.6 Cuisiat F, Duval P, Graf R. Scripta Metall 1984;18:1051.7 Ringer SP, Hono K. Mater Charact 2000;44:101.8 Starink MJ. Int Mater

15、Rev 2004;49:191.9 Bagaryatshy YA. Dokl Akad SSSR 1952;87:397, 559.10 Wang SC, Starink MJ. Int Mater Rev 2005;50:193.11 Perlitz H, Westgren A. Arkiv Kemi Mineral Geol 1943;16B(13).12 Charai A, Walther T, Alfonso C, Zahra AM, Zahra CY. Acta Mater2000;48:2751.13 Kovarik L, Gouma PI, Kisielowski C, Cour

16、t SA, Mills MJ. ActaMater 2004;52:2509.14 Wang SC, Starink MJ. Inst Phys Conf Ser 2004;179:277.15 Wang SC, Starink MJ. Mater Sci Eng A 2004;386:156.16 Wolverton C. Acta Mater 2001;49:3129.17 Gerold V, Haberkorn H. Z Metall 1959;50:568.18 Starink MJ, Gao N, Davin L, Yan J, Cerezo A. Philos Mag2005;85:1395.19 Gao N, Davin L, Wang SC, Cerezo A, Starink MJ. Mater Sci Forum2002;396402:923.20 Shih H, Ho N, Huang JC. Metall Mater Trans A 1996;27:2479.21 Sen N, West DRF. J Inst Met 1969;97:87.22 Starink MJ, Wang P, Sinclair I, Gregson PJ. Acta Mater1999;47:3841.23 Starink MJ, Gregson PJ. Mater S