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双级时效高强7000系铝合金第二相强化分析——（仅考虑第二相导致沉淀强化）材料1303 袁唐知久0603130322时效分为单级或分级时效。
顾名思义，单级时效是指在单一温度下进行的时效过程。
它工艺简单，但组织均匀性差，抗拉强度、屈服强度、条件屈服强度、断裂韧性、应力腐蚀抗力性能很难得到良好的配合。
分级时效是在不同温度下进行两次时效或多次时效。
在较低温度进行预时效，目的在于在合金中获得高密度的G.P 区，由于G.P 区通常是均匀成核的，当其达到一定尺吋后，就可以成为随后沉淀相的核心，从而提高了组织的均匀性。
在稍高温度保持一定时间进行最终时效。
由于温度稍高，合金进入过时效区的可能性增大，故所获得合金的强度比单级时效略低，但是这样分级时效处理后的合金，其断裂韧性值高，并改善了合金的抗腐蚀性，提高了应力腐蚀抗力。
一般情况下，7000系列Al-Mg-Zn-Cu 系合金经固溶淬火后获得的过饱和固溶体（SSS ）脱溶序列为：过饱和固溶体（SSS ）→ G.P .区→ η '相→η 相（MgZn 2）析出相的脱溶沉淀过程呈连续变化。
脱溶序列中的 G.P .区、 η '相和η 相是Al-Mg-Zn-Cu 系铝合金主要的沉淀相。
第二相强化是 Al-Mg-Zn-Cu 系合金主要的强化机制：析出相本身对位错运动有有效障碍。
析出相与院士组织的共格和半共格关系造成的应力场也会导致缺陷运动的减慢。
合金中析出相的性质，包括析出相种类、尺寸以及体积分数都将影响其与位错的作用方式，位错运动受阻最大时体现的强化效果最强。
根据第二相特性的不同，第二相强化可分为沉淀强化和弥散强化两种。
这里仅从时效析出第二相导致沉淀强化的角度来讨论。
Al-Zn-Mg-Cu 系合金于第一级时效时，这时候沉淀强化占主导作用，此时最主要沉淀析出相是与基体共格、尺寸细小的 G.P .区，位错以切割析出相的方式通过它们。
1 析出相体积分数f 的变化一级时效时，析出的单个 G.P.区对滑移位错的阻碍作用很小，随着时效的进行已经形成的G.P.区不断的变大，同时新的G.P.区不断析出，便能引起合金屈服强度大幅度提高。
铝合金的强化方法铝合金在常温和中等应力作用下产生塑性变形，主要由位错滑移所致，而高温和低应力作用下产生塑性变形则由位错蠕动和扩散流变产生。
总的来说，不管工作温度高低，合金抵抗变形能力主要由位错运动难易所决定。
因而，把增加铝合金对位错运动的抗力称为铝合金强化。
铝合金的强化及其分类方法很多，一般将其分为加工硬化和合金化强化两大类。
铝合金强化方法可细分为加工硬化、固溶强化、异相强化、弥散强化、沉淀强化、晶界强化和复合强化七类。
在实际应用过程中往往是几种强化方法同时起作用。
A 加工强化通过塑性变形（轧制、挤压、锻造、拉伸等）使合金获得高强度的方法，称为加工硬化。
塑性变形时增加位错密度是合金加工硬化的本质。
据统计，金属强烈变形后，位错密度可由106根/cm2增至1012根/cm2以上。
因为合金中位错密度越大，继续变形时位错在滑移过程中相互交割的机会越多，相互间的阻力也越大，因而变形抗力也越大，合金即被强化。
金属材料加工强化的原因是：金属变形时产生了位错不均匀分布，先是较纷乱地成群纠缠，形成位错缠结，随变形量增大和变形温度升高，由散乱分布位错缠结转变为胞状亚结构组织，这时变形晶粒由许多称为“胞”的小单元组成;高密度位错缠结集中在胞周围形成包壁，胞内则位错密度甚低。
这些胞状结构阻碍位错运动，使不能运动的位错数量剧增，以至需要更大的力才能使位错克服障碍而运动。
变形越大，亚结构组织越细小，抵抗继续变形的能力越大，加工硬化效果越明显，强度越高。
由于产生亚结构，故也称亚结构强化。
加工强化的程度因变形率、变形温度及合金本身的性质不同而异。
同一种合金材料在同一温度下冷变形时，变形率越大则强度越高，但塑性随变形率的增加而降低。
合金变形条件不同，位错分布亦有所不同。
当变形温度较低(如冷轧)时，位错活动性较差，变形后位错大多呈紊乱无规则分布，形成位错缠结，这时合金强化效果好，但塑性也强烈降低。
当变形温度较高时，位错活动性较大，并进行交滑移，位错可局部集聚、纠结、形成位错团，出现亚结构及其强化，届时强化效果不及冷变形，但塑性损失较少。
预变形对Al−Mg−Si−Cu合金析出相结构和形成机制的影响翁瑶瑶;贾志宏;丁立鹏;廖琎;张萍萍;徐亚琪;刘庆【期刊名称】《中国有色金属学报:英文版》【年(卷),期】2022(32)2【摘要】基于原子分辨率的高角环形暗场扫描透射电子显微镜(HAADF-STEM)系统研究预变形对Al−Mg−Si−Cu合金中析出相结构和形成机制的影响。
在预变形合金中,沿位错处形成拉长和线状的析出相。
在位错处形成的析出相具有以下3个特征:析出相内部呈非周期性原子排列;Cu原子偏聚发生在析出相/α(Al)的界面处;在一个析出相内部具有多种不同的取向。
提出异质形核析出相的4种形成机制:被拉伸的析出相在位错上独立形成;线状析出相在位错上直接析出;不同的析出相相遇结合成线状析出相;析出相与其他相或溶质原子富集区相连接。
这些不同的形成机制导致形成具有不同结构和形貌的析出相。
【总页数】12页(P436-447)【作者】翁瑶瑶;贾志宏;丁立鹏;廖琎;张萍萍;徐亚琪;刘庆【作者单位】南京工程学院材料科学与工程学院;南京工程学院江苏省先进结构材料与应用技术重点实验室;南京工业大学先进轻质高性能材料研究中心;重庆大学材料科学与工程学院轻合金材料国际合作联合实验室(教育部)【正文语种】中文【中图分类】TG1【相关文献】1.预变形对Al-Cu-Li-Mn-Zr合金的第二相析出及力学性能的影响2.预变形对Al-Li-Cu-Mg-Zr合金时效析出的影响3.Cu对6082Al-Mg-Si合金时效初期析出相的影响4.快速冷冲Al-Cu-Mg合金纳米析出相的回溶及再析出行为Zn含量对Al-12Si-3Cu合金强度和磨损性能的影响5.Fe含量对Al-1.04wt.％Mg-0.64wt.％Si-0.23wt.％Cu合金析出相、力学性能和腐蚀性能的影响因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
层错能对铜及铜合金强塑性影响的研究铜及铜合金在人类社会发展中作出了很大的贡献,并被广泛应用到我们的生活中。
随着科技的发展,人们对材料性能的要求越来越高,对铜合金的性能也提出了更高的要求。
可通过很多技术来提高铜合金的性能,如：大塑性变形、高能球磨法等。
也还可以通过加入适量合金元素来降低层错能,从而使材料的性能提高。
本实验选取Cu-Ge,Cu-Al-Zn和Cu-Mn合金。
对这些样品分别进行了金相组织观察,显微硬度测试,X射线衍射(XRD)测试和拉伸试验,通过对实验结果的分析,来评价样品的力学性能,从层错能的角度,来讨论晶粒尺寸与硬度的变化,并探索样品的微观变形机理。
实验所用材料的层错能分别为：Cu为78 mJ/m2；Cu-0.1 wt.%Ge为54 mJ/m2；Cu-5.7 wt.%Ge为15 mJ/m2。
XRD测定显示在一定范围内随着Ge元素的增加层错能减少,导致微晶尺寸减少,微应变增加。
在拉伸实验中,层错能减少,强度和韧性增加。
在金相实验中,可看到晶粒发生细化,并沿变形方向伸长。
利用高能球磨的方法制备铜铝锌合金化粉末,用X射线衍射方法分析粉末的显微组织结构。
测试了不同球磨时间和不同层错能的铜铝锌三元合金的力学性能。
研究了在相同的层错能情况下,不同成分和制备工艺对铜合金力学性能的影响。
结果表明：随球磨时间的延长和层错能的降低,粉末逐渐细化,晶格畸变越来越大；同时随着球磨时间的延长和层错能的降低,Cu-Al-Zn三元合金样品的显微硬度呈上升趋势。
伴随球磨时间变化的显微硬度与晶粒尺寸之间也符合正Hall-Petch关系。
与此相反,对成分为Cu, Cu-2.87 wt.％Mn, Cu-4.40 wt.％Mn Cu-10.19wt.%Mn 进行冷锻,但是Cu-Mn合金力学性能和Cu-Ge合金表现的几乎一致,随着Mn元素的增加材料的强韧性提高,但它的层错能几乎不变。
晶粒随着Mn元素的增加而减小,位错密度和孪晶密度增加。
铸造高强韧Al-Cu-Mg合金性能分析摘要：本文作者结合工作经验，从Al-Cu合金的优缺点分析，研究一种有较高抗拉强度，但伸长率比挤压铸造Al-Cu-Mg 合金更高的挤压铸造铝合金，重点分析在不同压力下的合金组织和性能。
关键词：合金；Al-Cu合金；铸造；0、前言Al-Cu合金具有结晶温度范围宽,流动性能较差，热裂倾向大等缺点，普通铸造方式很难生产形状复杂的零件，因而限制了其应用范围。
挤压铸造结合铸造和锻造的特点为一体，使液态或半固态金属在高压作用下充型、凝固、成形，可获得晶粒细小、组织致密度高、材料性能高的毛坯或零件，能有效克服铸造Al-Cu 合金的上述缺点。
一种挤压铸造Al-Cu-Mg-Mn合金，在挤压铸造条件下，合金具有优良的强韧性。
在此基础上，进一步优化成分，开发了一种抗拉强度更优异的挤压铸造Al-Cu-Mg 合金。
该合金在75 MPa压力下，抗拉强度达到510 MPa、伸长率为7.9%。
1、实验材料与方法合金的主要成分w(%)为：5.0 Cu，0.4 Mn，此外还含有单个元素成分不超过0.15、总量不超过0.80的Zr、V、RE、Ti和B，余量为铝。
实验用原材料为：纯度99.8%铝锭、Al-50%Cu、Al-10%Mn、Al-10%Zr、Al-4%V、Al-5Ti-1B、Al-10RE等中间合金。
合金在石墨坩埚电阻炉中熔炼，铝锰合金、铝锆合金、铝钒合金与纯铝同时室温装炉；720 ℃下加铝铜合金；740 ℃下加铝钛硼合金后搅拌3 min。
用固体精炼剂在730~740 ℃下精炼除气，静置8 min，除渣，加少量覆盖剂，加铝稀土合金，静置5min，搅拌均匀，730 ℃浇注。
挤压铸造实验在100 t四柱液压机上进行，采用直接挤压铸造，模具材料为调质H13钢，用石墨机油润滑，实验前预热至250 ℃，挤压比分别为0、25、50、75、100 MPa，挤压速度为0.03~0.06 m/s，保压30 s左右，铸件直径80 mm，厚30 mm。
材料科学基础-张代东-习题答案（2）第1章习题解答1-1 解释下列基本概念金属键，离子键，共价键，范德华力，氢键，晶体，非晶体，理想晶体，单晶体，多晶体，晶体结构，空间点阵，阵点，晶胞，7个晶系，14种布拉菲点阵，晶向指数，晶面指数，晶向族，晶面族，晶带，晶带轴，晶带定理，晶面间距，面心立方，体心立方，密排立方，多晶型性，同素异构体，点阵常数，晶胞原子数，配位数，致密度，四面体间隙，八面体间隙，点缺陷，线缺陷，面缺陷，空位，间隙原子，肖脱基缺陷，弗兰克尔缺陷，点缺陷的平衡浓度，热缺陷，过饱和点缺陷，刃型位错，螺型位错，混合位错，柏氏回路，柏氏矢量，位错的应力场，位错的应变能，位错密度，晶界，亚晶界，小角度晶界，大角度晶界，对称倾斜晶界，不对称倾斜晶界，扭转晶界，晶界能，孪晶界，相界，共格相界，半共格相界，错配度，非共格相界（略）1-2 原子间的结合键共有几种？各自特点如何？答：原子间的键合方式及其特点见下表。
类型特点离子键以离子为结合单位，无方向性和饱和性共价键共用电子对，有方向性键和饱和性金属键电子的共有化，无方向性键和饱和性分子键借助瞬时电偶极矩的感应作用，无方向性和饱和性氢键依靠氢桥有方向性和饱和性1-3 问什么四方晶系中只有简单四方和体心四方两种点阵类型？答：如下图所示，底心四方点阵可取成更简单的简单四方点阵，面心四方点阵可取成更简单的体心四方点阵，故四方晶系中只有简单四方和体心四方两种点阵类型。
1-4 试证明在立方晶系中，具有相同指数的晶向和晶面必定相互垂直。
证明：根据晶面指数的确定规则并参照下图，（hkl ）晶面ABC 在a 、b 、c 坐标轴上的截距分别为h a 、k b 、l c ，k h b a AB +-=，l h c a AC +-=，lk c a BC +-=；根据晶向指数的确定规则，[hkl ]晶向c b a L l k h ++=。
利用立方晶系中a=b=c ，90=γ=β=α的特点，有0))((=+-++=?k h l k h b a c b a AB L 0))((=+-++=?lh l k h c a c b a AC L 由于L 与ABC 面上相交的两条直线垂直，所以L 垂直于ABC 面，从而在立方晶系具有相同指数的晶向和晶面相互垂直。
第３９卷第６期２０２０年１２月电㊀子㊀显㊀微㊀学㊀报ＪｏｕｒｎａｌｏｆＣｈｉｎｅｓｅＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｙＳｏｃｉｅｔｙＶｏｌ ３９ꎬＮｏ ６２０２０￣１２文章编号:１０００￣６２８１(２０２０)０６￣０６５０￣０６㊀㊀淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中位错环的形成机理研究宋㊀淼ꎬ齐东卿ꎬ杜㊀奎∗ꎬ叶恒强(中国科学院金属研究所沈阳材料科学国家研究中心ꎬ辽宁沈阳１１００１６)摘㊀要㊀㊀采用透射电子显微镜和原位拉伸实验ꎬ研究了淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中三种不同组态的位错环及其形成机理ꎮ包括因Ａｌ３Ｚｒ析出相颗粒与Ａｌ基体晶格失配及热膨胀系数差异在Ａｌ３Ｚｒ颗粒周围形成的位错环ꎻ蜷线位错分解形成的位错环ꎻ以及因微区成分不均匀或局部缺陷导致的滑移带前端位错绕过或交滑移形成的位错环ꎮ研究表明ꎬ通过对纳米析出相在Ａｌ基体中微观组态的控制和高温淬火处理ꎬ可以调控Ａｌ合金中位错环的尺寸和三维空间分布ꎮ关键词㊀㊀铝合金ꎻＡｌ３Ｚｒꎻ位错环ꎻ透射电子显微镜中图分类号:ＴＢ３ꎻＴＧ１４６ꎻＴＧ１１５ ２１ꎻＴＧ１１１ ２㊀㊀文献标识码:Ａ㊀㊀ｄｏｉ:１０ ３９６９/ｊ.ｉｓｓｎ.１０００￣６２８１ ２０２０ ０６ ００５收稿日期:２０２０－０３－３１ꎻ修订日期:２０２０－０４－２３基金项目:国家自然科学基金资助项目(Ｎｏ.９１９６０２０２)ꎻ辽宁省－沈阳材料科学国家研究中心联合研发基金(Ｎｏ.２０１９ＪＨ３/３０１０００２０).作者简介:宋淼(１９８６－)ꎬ男(汉族)ꎬ湖南人ꎬ助理研究员.Ｅ￣ｍａｉｌ:ｍｉａｏ.ｓｏｎｇ.ｐｎｎｌ＠ｇｍａｉｌ.ｃｏｍꎻｍｓｏｎｇ１２ｂ＠ａｌｕｍ.ｉｍｒ.ａｃ.ｃｎ∗通讯作者:杜奎(１９７１－)ꎬ男(汉族)ꎬ湖北人ꎬ研究员ꎬ博士研究生导师.Ｅ￣ｍａｉｌ:ｋｕｉｄｕ＠ｉｍｒ.ａｃ.ｃｎ㊀㊀位错环作为一种特殊的位错组态ꎬ因其可以阻碍位错的滑移ꎬ改善材料的力学性能ꎬ在上世纪六七十年代得到了较广泛的研究[１－４]ꎮ近年来ꎬ随着高性能工程合金的研发㊁表征技术以及材料计算模拟方法的不断进展ꎬ对位错环形成和演化机制的研究也更加深入ꎮ例如:通过计算模拟发现ꎬ铝中７个空位团簇即可形成棱柱位错环并稳定存在[５]ꎬ证实了之前很小尺寸的棱柱位错环即可稳定存在的推测ꎮＨａｌｅｙ等[６]采用原位透射电镜详细研究了在离子辐照条件下不同的ＦｅＣｒＡｌ合金成分如何影响位错环的形成及其演化ꎬ为核用包覆材料的设计及制备提供了翔实的实验证据ꎮ通常ꎬ材料中的位错环可以通过淬火[３]㊁辐照损伤[７－８]㊁Ｆｒａｎｋ￣Ｒｅａｄ位错源的增殖[９]㊁析出相的钉扎[１０－１１]㊁位错的攀移或交滑移[１２]等方式引入ꎮ不同形成过程得到的位错环组态和特性ꎬ以及对后续位错运动产生的影响也不相同ꎮ如Ａｌ合金经淬火处理后形成的位错环主要是由空位的聚集坍塌而成[１ꎬ３]ꎬ一般尺寸及分布不均匀ꎬ可形成小至几纳米ꎬ大至微米级尺度的位错环[１３]ꎬ还可形成多层的环形位错[４]ꎮ这种空位坍塌形成的位错环可以通过攀移或沿垂直于位错环平面的柱面滑移运动[１ꎬ３]ꎮ单质钨(体心立方结构)经辐照损伤所形成的位错环可以通过空位的坍塌或孔洞的表面位错的形核㊁交滑移等方式产生ꎮ该类型位错可沿垂直于位错环平面的柱面进行滑移[１４]ꎻ位错钉扎所形成的位错环一般与析出相的大小接近ꎬ常通过攀移发生运动[１１]ꎮ尽管位错环能够用于改善材料的力学性能ꎬ但要实现位错环尺寸㊁分布等的有效调控仍存在一定困难ꎮ本文采用透射电子显微镜结合原位拉伸实验方法[１５－１６]ꎬ研究了淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中不同位错环的组态及其形成机理ꎮ实验结果有助于加深人们对铝合金变形机制的认识ꎬ为材料服役过程中位错组态的演化及控制提供实验数据和理论基础ꎮ１㊀实验材料与方法所用Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金的名义成分为Ａｌ￣７ ８％Ｚｎ￣１ ６％Ｍｇ￣１ ８％Ｃｕ￣０ １３％Ｚｒ(ｗｔ.％)ꎬ其杂质元素Ｆｅ和Ｓｉ的含量低于０ １５％ꎮ将样品经４７５ħ固溶处理４ｈ后ꎬ随炉冷却得到均匀化处理的Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金或在室温(２５ħ)的水中淬火得到淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金ꎮＴＥＭ样品经切割㊁研磨ꎬ以及后续液氮冷却条件下的离子减薄过程制备而成ꎮ采用ＴｈｅｒｍｏＦｉｓｈｅｒ公司的ＴｅｃｎａｉＦ３０型透射电子显微镜获取明场像(ＢＦｉｍａｇｅ)和暗场像(ＤＦｉｍａｇｅ)ꎻ用ＴｈｅｒｍｏＦｉｓｈｅｒ公司的Ｔｉｔａｎ３Ｇ２６０－３００双球差校正透射电子显微镜获取高角环形暗场像(ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭｉｍａｇｅ)ꎮ原位拉伸试验采用Ｇａｔａｎ６５４型应变样品杆在室温下进行ꎮ㊀第６期宋㊀淼等:淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中位错环的形成机理研究㊀㊀２㊀实验结果与讨论２ １㊀Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金微观结构表征ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭ像(图１ａ)表明在均匀化处理后未经淬火处理的Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中部分晶粒内存在大量尺寸及分布均匀的Ａｌ３Ｚｒ纳米颗粒ꎬ其平均直径为(２９ ９ʃ３ ９)ｎｍ(图１ｂ)ꎮ室温下ꎬＡｌ基体和Ａｌ３Ｚｒ的晶格参数分别为４ ０５０Å[１７]和４ ０９３Å[１８](图１ｃ)ꎬ两者之间的晶格失配为１ ０６％ꎮ因此ꎬ在室温条件下ꎬ实验中Ａｌ３Ｚｒ的颗粒尺寸(~３０ｎｍ)可以较好地保持与Ａｌ基体的共格关系ꎮ这种Ａｌ/Ａｌ３Ｚｒ界面的共格关系可以通过ｇ＝２２０的Ａｓｈｂｙ￣Ｂｒｏｗｎ衬度[１９－２０](图１ｄ)和高倍ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭ像(图１ｅꎬ１ｆ)得以证实ꎮ需要说明的是ꎬ实验合金中并非所有晶粒中都有如图１ａ所示分布均匀的Ａｌ３Ｚｒ纳米颗粒ꎮ图１㊀ａ.Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金的ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭ像ꎬＡｌ３Ｚｒ强化相如白色箭头所示ꎻｂ.合金中Ａｌ３Ｚｒ的平均直径及其分布ꎻｃ.Ａｌ基体和Ａｌ３Ｚｒ的晶格参数ꎻｄ.Ａｌ３Ｚｒ纳米颗粒的ＢＦＴＥＭ像ꎻｅ.单个Ａｌ３Ｚｒ纳米颗粒与Ａｌ基体的ＨＡＡＤＦ￣㊀㊀ＳＴＥＭ像ꎻｆ.图ｅ中白框区域的高倍ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭ像ꎮａꎬｄ:Ｂａｒ＝２００ｎｍꎻｅ:Ｂａｒ＝１０ｎｍꎻｆ:Ｂａｒ＝２ｎｍＦｉｇ.１㊀ａ.ＴｈｅＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭｉｍａｇｅｏｆＡｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣ＣｕａｌｌｏｙꎬＡｌ３Ｚｒｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓａｒｅｄｅｎｏｔｅｄｂｙｗｈｉｔｅａｒｒｏｗｓꎻｂ.ＡｖｅｒａｇｅｄｉａｍｅｔｅｒａｎｄｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｏｆＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓꎻｃ.ＬａｔｔｉｃｅｐａｒａｍｅｔｅｒｓｏｆｔｈｅＡｌｍａｔｒｉｘａｎｄＡｌ３Ｚｒꎻｄ.ＴｈｅＢＦＴＥＭｉｍａｇｅｏｆＡｌ３ＺｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓｓｈｏｗｉｎｇｔｈｅｃｏｈｅｒｅｎｔｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｂｅｔｗｅｅｎｔｈｅＡｌｍａｔｒｉｘａｎｄＡｌ３Ｚｒꎻｅ.ＴｈｅＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭｉｍａｇｅｏｆａ㊀㊀ｓｉｎｇｌｅＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅꎻｆ.ＴｈｅｅｎｌａｒｇｅｄｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｗｈｉｔｅｂｏｘｅｄａｒｅａｉｎＦｉｇ.１ｅ.２ ２㊀Ａｌ３Ｚｒ周边位错环的形成机理经淬火处理后ꎬ在Ａｌ基体中发现了大量的位错环(图２ａ)ꎬ其主要由空位的聚集坍塌所致[３－４]ꎮ通常ꎬ该类型位错环的柏氏矢量为ａ/３‹１１１›ꎬ所在晶面为{１１１}[１]ꎮ本实验中ꎬ临近[１１１]晶带轴时位错环的二维投影也证实了其所在的平面为等效的四种{１１１}晶面ꎬ即(１１１)ꎬ(１１１)ꎬ(１１１)和(１１１)ꎮ如图２ａ所示ꎬ临近[１１１]晶带轴的ＢＦＴＥＭ像表明ꎬ该类型位错环主要存在三种不同的二维投影ꎬ分别用ＡꎬＢ和Ｃ位错环表示ꎮ统计发现ꎬ三种位错环的比例约为ＡʒＢʒＣ＝１ʒ１ ８ʒ１ １ꎮ圆形二维投影表明ꎬ其中Ａ位错环位于(１１１)面上ꎬＣ位错环位于(１１１)晶面ꎬＢ位错环位于(１１１)或(１１１)晶面ꎬ其中Ｂ位错环所占比例约为其它两种位错环的总和ꎮＢＦ和ＤＦＴＥＭ像(图２ｂ)表明ꎬ位错环的中心均存在Ａｌ３Ｚｒ纳米析出相ꎬ且存在少量交叉位错环(图２ｃ中的Ｄ)和双层位错环(图２ｃ中的Ｅ)ꎬ这不同于一般淬火过程中空位坍塌所形成的位错环[１－２]ꎮ此外ꎬ该类型位错环的平均直径较大(２０７ ０ｎｍʃ４１ ６ｎｍ)ꎬ分布也较为均匀(图２ｄ)ꎮ基于该类型位错环的中心存在Ａｌ３Ｚｒ纳米析出１５６㊀㊀电子显微学报㊀Ｊ.Ｃｈｉｎ.Ｅｌｅｃｔｒ.Ｍｉｃｒｏｓｃ.Ｓｏｃ.第３９卷相ꎬ以及存在交叉位错环的形式ꎬ推测其形成机理如图２(ｅ~ｈ)所示ꎮ由于Ａｌ３Ｚｒ具有Ａｌ基体相似的立方晶体结构(图１ｃ)ꎬ且两者晶格失配较小ꎬ室温条件下的Ａｌ３Ｚｒ与Ａｌ基体以完全共格的形式存在(图１ｄꎬ１ｆ)ꎮ球形共格析出相可以在周围Ａｌ基体中产生四叶草形的二维应变分布[２１－２２]ꎬ如图２ｅ所示ꎮ在４７５ħ高温均匀化处理过程中ꎬ热膨胀系数的差异导致Ａｌ３Ｚｒ与Ａｌ基体的晶格失配增大ꎬ即由室温的１ ０６％增大到４７５ħ的~３ ４％(从室温到４７５ħꎬＡｌ３Ｚｒ和Ａｌ的线性热膨胀量分别为~３ ４ˑ１０－２[２３]和~１ ０ˑ１０－２[２４])ꎮ因此ꎬＡｌ３Ｚｒ析出相在Ａｌ基体中引入的四叶草形应变场也会变大ꎬ同时Ａｌ基体中因高温引入的空位也会增加(图２ｆ)ꎮ在４７５ħ高温均匀化处理过程中ꎬ如果因热膨胀系数的差异在Ａｌ３Ｚｒ(~３０ｎｍ)析出相与Ａｌ基体间引入的所有空位缺陷在淬火过程中全部聚集坍塌ꎬ可在Ａｌ３Ｚｒ周围形成直径~５３ｎｍ的位错环(远小于实际测量的２０７ｎｍ)ꎮ由于Ａｌ３Ｚｒ在Ａｌ基体中产生的应力场的作用ꎬ所形成的位错环稳定分布在Ａｌ３Ｚｒ球形析出相周围基体应变较小的{１１１}晶面上(图２ｇ)ꎮ同时ꎬ高温均匀化处理时在Ａｌ基体中引入的空位缺陷也可扩散到Ａｌ３Ｚｒ析出相附近ꎬ促进由Ａｌ３Ｚｒ/Ａｌ基体界面失配所形成的位错环的进一步长大(图２ｇꎬ２ｈ)ꎮ交叉位错环可能与两个位错环在四叶草形应力场作用下的不同{１１１}晶面上的同时形核长大有关ꎮ当然ꎬ后续位错运动与位错环的交割也有可能形成交叉位错环ꎮ尽管纳米强化析出相也可能通过在变形过程中对位错运动的钉扎来形成位错环ꎬ但通常ꎬ形成的位错环只是稍大于析出相或直接与析出相接触[２５－２６]ꎬ很难形成图２中较大直径的位错环ꎮ此外ꎬ淬火过程中引入的蜷线位错通过位错线的攀移ꎬ也可以在Ａｌ３Ｚｒ析出相的周围形成位错环ꎬ但Ａｌ３Ｚｒ析出相的存在并非形成蜷线位错必要条件ꎬ即有无Ａｌ３Ｚｒ析出相ꎬ蜷线位错都可以通过位错线的攀移形成位错环(将在图３中进一步讨论)ꎮ图２㊀ａ.近[１１１]晶带轴的ＢＦＴＥＭ像ꎬ黑色箭头指示的为不同{１１１}面的较大尺寸位错环ꎻｂ.ＢＦ和ＤＦＴＥＭ像显示在图ａ中所示每个位错环的中心均存在一个Ａｌ３Ｚｒ纳米颗粒ꎻｃ.交叉的位错环和双层位错环的ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭ像ꎻｄ.较大尺寸位错环的平均直径(~２００ｎｍ)及其分布ꎻｅ￣ｈ.Ａｌ３Ｚｒ周围位错环的形成机理ꎻｉ.蜷线位错在Ａｌ３Ｚｒ颗粒周围形成的位㊀㊀㊀错环ꎮａ￣ｃ:Ｂａｒ＝５００ｎｍꎻｉ:Ｂａｒ＝２００ｎｍＦｉｇ.２㊀ａ.ＴｈｅＢＦＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｚｏｎｅａｘｉｓｎｅａｒｌｙａｌｏｎｇｔｈｅ[１１１]ꎬｖａｒｉｏｕｓｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎ{１１１}ｐｌａｎｅｓｗｅｒｅｄｅｎｏｔｅｄｂｙｂｌａｃｋａｒｒｏｗｓꎻｂ.ＴｈｅＢＦａｎｄＤＦＴＥＭｉｍａｇｅｓｓｈｏｗｉｎｇａｌｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｏｕｎｄＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓꎻｃ.ＴｈｅＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｃｒｏｓｓｅｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｎｄｔｈｅｔｗｏ￣ｌａｙｅｒｅｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｏｕｎｄＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓꎻｄ.ＡｖｅｒａｇｅｄｉａｍｅｔｅｒａｎｄｓｉｚｅｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎＦｉｇ.２ａꎻｅ￣ｆ.ＦｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｏｕｎｄＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓꎻ㊀㊀㊀㊀㊀㊀ｉ.ＦｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｏｕｎｄＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓｉｎｄｕｃｅｄｂｙａｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ.２５６㊀第６期宋㊀淼等:淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中位错环的形成机理研究㊀㊀２ ３㊀Ａｌ基体及滑移带中位错环的形成机理除了上述Ａｌ３Ｚｒ析出相周围的位错环ꎬ实验中还发现了另外两种非空位聚集塌陷所形成的位错环ꎮ如图３ａ所示ꎬ在淬火后的Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中ꎬ形成了大量的蜷线位错[１３ꎬ２７]ꎮ蜷线位错的形成与位错的攀移有关[２８]ꎮ不同于两根柏氏矢量符号相反的蜷线位错反应产生的位错环[２８]ꎬ单根蜷线位错线也可形成位错环ꎮ当淬火过程中大量空位扩散到形成的螺旋环附近时ꎬ可进一步促进螺旋环攀移ꎬ即螺旋交叉区域位错线的不断靠近ꎬ进而形成柏氏矢量符号相反的位错线交叉并反应生成中等尺寸(１１２ ９ｎｍʃ３７ ６ｎｍ)的位错环(图３ｂ黑色箭头所示)ꎮ如果周围仍有大量空位的存在ꎬ所形成的位错环还可发生攀移ꎬ进而反应形成贯穿的位错环(图３ｃ)ꎮ此外ꎬ在外部应力场的作用下ꎬ局部原子的重排也可诱导位错环贯穿的发生[２９]ꎮ图３ｄ为蜷线位错形成中等尺寸位错环的机理示意图ꎮ如图３ｅ所示ꎬ在经过淬火处理后所形成的滑移带的前端发现了大量尺寸较小(平均直径:５４ ８ｎｍʃ１４ ６ｎｍ)的位错环ꎮ通常ꎬ在合金或单质金属中ꎬ所形成的滑移带的前端为较为平直的刃型位错ꎬ平行滑移带的为螺型位错[３０－３１]ꎮ然而ꎬ原位拉伸实验表明ꎬ在淬火后的Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中ꎬ所形成的滑移带前端刃型位错的滑移严重受阻(图３ｆ中黑色箭头所示)ꎮ这可能与淬火合金中ꎬ微区成分的不均匀或局部缺陷结构有关[３２]ꎮ在后续加载变形过程中ꎬ滑移带前端的位错通过绕过或交滑移等形式继续向前滑移并在Ａｌ基体中留下小尺寸位错环ꎬ如图３ｇ中黑色箭头所示ꎮ图３ｈ为小尺寸位错环的形成机理示意图ꎮ值得注意的是ꎬ图３(ｅ~ｇ)中滑移带的前端并无明显的Ａｌ３Ｚｒ析出相ꎮ图３㊀ａ.蜷线位错的ＢＦＴＥＭ像ꎻｂ.蜷线位错形成的中等尺寸(~１１０ｎｍ)位错环ꎻｃ.在蜷线位错周围所形成的贯穿位错环ꎻｄ.蜷线位错周边位错环的形成机理ꎮｅ.滑移带前端出现的较小尺寸(~５０ｎｍ)的位错环ꎻｆꎬｇ.原位拉伸试验过程中㊀㊀在滑移带前端观察到的位错环ꎻｈ.滑移带前端较小尺寸位错环的形成机理示意图ꎮＢａｒ＝５００ｎｍＦｉｇ.３㊀ａ.ＴｈｅＢＦＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓꎻｂ.Ｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｎｅａｒａｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎꎻｃ.Ｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｐｕｎｃｈｅｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｎｅａｒａｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎꎻｄ.Ｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｎｄｐｕｎｃｈｅｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｎｅａｒａｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎꎻｅ.Ｓｍａｌｌｓｉｚｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｔｈｅｆｒｏｎｔｅｎｄｏｆｔｈｅｓｌｉｐｂａｎｄꎻｆꎬｇ.Ｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｓｍａｌｌｓｉｚｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ㊀㊀ｌｏｏｐｓｉｎｔｈｅｆｒｏｎｔｅｎｄｏｆｔｈｅｓｌｉｐｂａｎｄｄｕｒｉｎｇｉｎｓｉｔｕｔｅｎｓｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓꎻｈ.Ｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｓｍａｌｌｓｉｚｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓ.㊀㊀此外ꎬ在淬火得到Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中ꎬ除了以上三种位错环以外ꎬ实验中还观察到了一些尺寸和分布都不均匀的位错环ꎬ类似于在其它经淬火后Ａｌ合金中所观察到的位错环[１－２]ꎮ这些位错环也是经淬火过程中空位的聚集坍塌所形成的ꎮ３㊀结论本文采用透射电子显微镜研究了淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中的三类位错环及其形成机理ꎮ三种位错环主要为:(１)绕Ａｌ３Ｚｒ共格析出相形成的大尺寸３５６㊀㊀电子显微学报㊀Ｊ.Ｃｈｉｎ.Ｅｌｅｃｔｒ.Ｍｉｃｒｏｓｃ.Ｓｏｃ.第３９卷空位坍塌型位错环(~２００ｎｍ)ꎬ其形成与Ａｌ３Ｚｒ和Ａｌ基体的晶格失配以及热膨胀系数差异所引入的缺陷以及高温Ａｌ基体中空位在Ａｌ３Ｚｒ/Ａｌ界面失配位错附近的聚集有关ꎻ(２)蜷线位错通过攀移和位错反应形成的中等尺寸的位错环(~１１０ｎｍ)ꎻ(３)淬火后Ａｌ合金微区成分不均匀或局部缺陷导致在滑移带前端形成尺寸较小位错环(~５０ｎｍ)ꎮ该实验通过淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中不同位错环的详细研究ꎬ发现了纳米共格强化相与热处理共同作用下位错环组态的可控机理ꎬ为优化材料的综合力学性能提供了实验参考和理论支持ꎮ参考文献:[１]㊀ＬＯＲＥＴＴＯＭＨꎬＣＬＡＲＥＢＲＯＵＧＨＬＭꎬＨＵＭＢＬＥＰ.Ｔｈｅｎａｔｕｒｅｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｕｍｉｎｉｕｍ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９６６ꎬ１３(１２５):９５３－９６１.[２]㊀ＥＤＩＮＧＴＯＮＪＷꎬＳＭＬＬＭＡＮＲＥ.Ｆａｕｌｔｅｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｕｍｉｎｉｕｍ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９６５ꎬ１１(１１４):１１０９－１１２３. [３]㊀ＨＩＲＳＣＨＰＢꎬＳＩＬＣＯＸＪꎬＳＭＡＬＬＭＡＮＲＥꎬｅｔａｌ.Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｕｍｉｎｉｕｍ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９５８ꎬ３(３２):８９７－９０８. [４]㊀ＥＤＩＮＧＴＯＮＪＷꎬＷＥＳＴＤＲ.Ｆｏｕｒ￣ｌａｙｅｒｄｅｆｅｃｔｓｉｎｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｕｍｉｎｉｕｍ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９６７ꎬ１５(１３４):２２９－２３６.[５]㊀ＧＡＶＩＮＩＶꎬＢＨＡＴＴＡＣＨＡＲＹＡＫꎬＯＲＴＩＺＭ.Ｖａｃａｎｃｙｃｌｕｓｔｅｒｉｎｇａｎｄｐｒｉｓｍａｔｉｃｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎａｌｕｍｉｎｕｍ[Ｊ].ＰｈｙｓｉｃａｌＲｅｖｉｅｗＢꎬ２００７ꎬ７６(１８):１８０１０１.[６]㊀ＨＡＬＥＹＪＣꎬＢＲＩＧＧＳＳＡꎬＥＤＭＯＮＤＳＯＮＰＤꎬｅｔａｌ.Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｅｖｏｌｕｔｉｏｎｄｕｒｉｎｇｉｎ￣ｓｉｔｕｉｏｎｉｒｒａｄｉａｔｉｏｎｏｆｍｏｄｅｌＦｅＣｒＡｌａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１７ꎬ１３６(１１):３９０－４０１.[７]㊀ＣＨＥＮＨＣꎬＬＵＩＲＤꎬＲＥＮＣＬꎬｅｔａｌ.ＥｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎＨｅｉｏｎｉｒｒａｄｉａｔｅｄｎｉｃｋｅｌｕｎｄｅｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓꎬ２０１６ꎬ１２０:１２５３０３.[８]㊀ＮＯＲＲＩＳＤＩＲ.Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｇｒｏｗｔｈｉｎａｎｅｌｅｃｔｒｏｎｉｒｒａｄｉａｔｅｄｔｈｉｎｆｏｉｌ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ２００６ꎬ２２(１８０):１２７３－１２７８.[９]㊀ＦＲＡＮＫＦＣꎬＲＥＡＤＷＴ.Ｍｕｌｔｉｐｌｉｃａｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓｅｓｆｏｒｓｌｏｗｍｏｖｉｎｇｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓ[Ｊ].ＰｈｙｓｉｃａｌＲｅｖｉｅｗꎬ１９５０ꎬ７９(４):７２２－７２３.[１０]㊀ＳＵＮＦꎬＧＵＹＦꎬＹＡＮＪＢꎬｅｔａｌ.ＣｒｅｅｐｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎａｎｄｒｕｐｔｕｒｅｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆａｎａｄｖａｎｃｅｄｗｒｏｕｇｈｔＮｉＦｅ￣ｂａｓｅｄｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｆｏｒ７００ħｃｌａｓｓＡ￣ＵＳＣｓｔｅａｍｔｕｒｂｉｎｅｒｏｔｏｒａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓꎬ２０１６ꎬ６８７(５):３８９－４０１.[１１]㊀ＳＩＮＧＨＣＶꎬＷＡＲＮＥＲＤＨ.Ａｎａｔｏｍｉｓｔｉｃ￣ｂａｓｅｄｈｉｅｒａｒｃｈｉｃａｌｍｕｌｔｉｓｃａｌｅｅｘａｍｉｎａｔｉｏｎｏｆａｇｅｈａｒｄｅｎｉｎｇｉｎａｎＡｌ￣Ｃｕａｌｌｏｙ[Ｊ].ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡꎬ２０１３ꎬ４４:２６２５－２６４４.[１２]㊀ＲＥＭＩＮＧＴＯＮＴＰꎬＲＵＥＳＴＥＳＣＪꎬＢＲＩＮＧＡＥＭꎬｅｔａｌ.Ｐｌａｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｎａｎｏｉｎｄｅｎｔａｔｉｏｎｏｆｔａｎｔａｌｕｍ:ａｎｅｗｍｅｃｈａｎｉｓｍｆｏｒｐｒｉｓｍａｔｉｃｌｏｏｐｆｏｒｍａｔｉｏｎ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１４ꎬ７８:３７８－３９３.[１３]㊀ＥＩＫＵＭＡꎬＴＨＯＭＡＳＧ.Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎａｎｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｎｕｃｌｅａｔｉｏｎｉｎｑｕｅｎｃｈ￣ａｇｅｄＡｌ￣Ｍｇａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＡｃｔａＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａꎬ１９６４ꎬ１２:５３７－５４５.[１４]㊀ＸＩＥＨꎬＧＡＯＮꎬＸＵＫꎬｅｔａｌ.Ａｎｅｗｌｏｏｐ￣ｐｕｎｃｈｉｎｇｍｅｃｈａｎｉｓｍｆｏｒｈｅｌｉｕｍｂｕｂｂｌｅｇｒｏｗｔｈｉｎｔｕｎｇｓｔｅｎ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１７ꎬ１４１:１０－１７.[１５]㊀江彬彬ꎬ杜奎ꎬ叶恒强.体心立方金属铌中小角晶界分解的原位电子显微学研究[Ｊ].电子显微学报ꎬ２０１９ꎬ３８(２):１０２－１０６.[１６]㊀翁素婷ꎬ张庆华ꎬ谷林.原位电子显微学方法在材料研究中的应用[Ｊ].电子显微学报ꎬ２０１９ꎬ３８(５):５５６－５６８.[１７]㊀ＴＩＷＡＲＩＳＫꎬＣＨＡＴＴＯＰＡＤＨＹＡＹＫꎬＳＵＲＹＡＮＡＲＡＹＡＮＡＣꎬｅｔａｌ.ＤｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｓｔｕｄｉｅｓｏｆａｌｉｑｕｉｓｏｌｑｕｅｎｃｈｅｄＡｌ－３３ａｔ.％Ｍｇａｌｌｏｙ[Ｊ].Ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙꎬ１９７９ꎬ１２:７３－８６.[１８]㊀ＤＥＳＣＨＰＢꎬＳＣＨＷＡＲＺＲＢꎬＮＡＳＨＰ.ＦｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｍｅｔａｓｔａｂｌｅＬ１２ｐｈａｓｅｓｉｎＡｌ３ＺｒａｎｄＡｌ－１２ ５％Ｘ－２５％Ｚｒ(ＸʉＬｉꎬＣｒꎬＦｅꎬＮｉꎬＣｕ)[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆｔｈｅＬｅｓｓＣｏｍｍｏｎＭｅｔａｌｓꎬ１９９１ꎬ１６８:６９－８０.[１９]㊀ＡＳＨＢＹＭＦꎬＢＲＯＷＮＬＭ.Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｃｏｎｔｒａｓｔｆｒｏｍｓｐｈｅｒｉｃａｌｌｙｓｙｍｍｅｔｒｉｃａｌｃｏｈｅｒｅｎｃｙｓｔｒａｉｎｓ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９６３ꎬ８(９１):１０８３－１１０３. [２０]㊀ＳＯＮＧＭꎬＤＵＫꎬＨＵＡＮＧＺＹꎬｅｔａｌ.Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ￣ｉｎｄｕｃｅｄｄｉｓｓｏｌｕｔｉｏｎａｎｄｇｒｏｗｔｈｏｆｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｉｎａｎＡｌ￣Ｍｇ￣Ｅｒａｌｌｏｙｄｕｒｉｎｇｈｉｇｈ￣ｃｙｃｌｅｆａｔｉｇｕｅ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１４ꎬ８１:４０９－４１９.[２１]㊀ＭＯＣＫＭꎬＳＴＥＩＮＰꎬＨＩＮＣꎬｅｔａｌ.ＭｏｄｅｌｌｉｎｇｔｈｅｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｓｔｒａｉｎｆｉｅｌｄｓａｒｏｕｎｄｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｏｎｄｅｆｅｃｔｅｑｕｉｌｉｂｒｉａａｎｄｋｉｎｅｔｉｃｓｕｎｄｅｒｉｒｒａｄｉａｔｉｏｎｉｎＯＤＳｓｔｅｅｌｓ:ａｍｕｌｔｉｓｃａｌｅａｐｐｒｏａｃｈ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＮｕｃｌｅａｒＭａｔｅｒｉａｌｓꎬ２０１９ꎬ５２７(１５):１５１８０７.[２２]㊀ＭＡＴＳＵＭＵＲＡＳꎬＴＯＹＯＨＡＲＡＭꎬＴＯＭＯＫＩＹＯＹ.Ｓｔｒａｉｎｃｏｎｔｒａｓｔｏｆｃｏｈｅｒｅｎｔｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｉｎｂｒｉｇｈｔ￣ｆｉｅｌｄｉｍａｇｅｓｕｎｄｅｒｚｏｎｅａｘｉｓｉｎｃｉｄｅｎｃｅ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅＡꎬ１９９０ꎬ６２(６):６５３－６７０.[２３]㊀ＬＩＣＭꎬＺＥＮＧＳＭꎬＣＨＥＮＺＱꎬｅｔａｌ.Ｆｉｒｓｔ￣ｐｒｉｎｃｉｐｌｅｓｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎｓｏｆｅｌａｓｔｉｃａｎｄｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｔｈｅｆｏｕｒｍａｉｎｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｐｈａｓｅｓｉｎＡｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＣｏｍｐｕｔａｔｉｏｎａｌＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅꎬ２０１４ꎬ９３:４５６㊀第６期宋㊀淼等:淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中位错环的形成机理研究㊀㊀２１０－２２０.[２４]㊀ＮＩＸＦＣꎬＭＡＣＮＡＩＲＤ.Ｔｈｅｔｈｅｒｍａｌｅｘｐａｎｓｉｏｎｏｆｐｕｒｅｍｅｔａｌｓ:ｃｏｐｐｅｒꎬｇｏｌｄꎬａｌｕｍｉｎｕｍꎬｎｉｃｋｅｌꎬａｎｄｉｒｏｎ[Ｊ].ＰｈｙｓｉｃａｌＲｅｖｉｅｗꎬ１９４１ꎬ６０:５９７－６０５.[２５]㊀ＧＵＡＮＲꎬＳＨＥＮＹꎬＺＨＡＯＺꎬｅｔａｌ.Ａｈｉｇｈ￣ｓｔｒｅｎｇｔｈꎬｄｕｃｔｉｌｅＡｌ－０ ３５Ｓｃ－０ ２Ｚｒａｌｌｏｙｗｉｔｈｇｏｏｄｅｌｅｃｔｒｉｃａｌｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｅｄｂｙｃｏｈｅｒｅｎｔｎａｎｏｓｉｚｅｄ￣ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ＆Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙꎬ２０１７ꎬ３３:２１５－２２３.[２６]㊀ＶＯＩＳＩＮＴꎬＫＲＹＷＯＰＵＳＫＮＭꎬＭＯＭＰＩＯＵＦꎬｅｔａｌ.ＰｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｉｎｎａｎｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｄＡＺ３１Ｂｍａｇｎｅｓｉｕｍｔｈｉｎｆｉｌｍｓｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚｅｄｂｙｎａｎｏ￣ｉｎｄｅｎｔａｔｉｏｎꎬＳＴＥＭ/ＥＤＳꎬＨＲＴＥＭꎬａｎｄｉｎｓｉｔｕＴＥＭｔｅｎｓｉｌｅｔｅｓｔｉｎｇ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１７ꎬ１３８:１７４－１８４.[２７]㊀ＧＲＩＤＥＲＪＴꎬＬＥＩＧＨＬＹＨＰ.Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇｄｅｆｅｃｔｓｉｎａｌｕｍｉｎｉｕｍｐｌｕｓ１０ａｔ.％ｚｉｎｃ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９７３ꎬ２８(２):４６５－４６９.[２８]㊀ＴＨＯＭＡＳＧꎬＷＨＥＬＡＮＭＪ.Ｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓｉｎｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｕｍｉｎｉｕｍ－４％ｃｏｐｐｅｒａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９５９ꎬ４(４０):５１１－５２７.[２９]㊀ＢＵＲＴＯＮＢꎬＳＰＥＩＧＨＴＭＶ.Ｔｈｅｃｏａｒｓｅｎｉｎｇａｎｄａｎｎｉｈｉｌａｔｉｏｎｋｉｎｅｔｉｃｓｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅＡꎬ１９８６ꎬ５３(３):３８５－４０２.[３０]㊀ＺＨＡＮＧＺꎬＭＡＯＭＭꎬＷＡＮＧＪꎬｅｔａｌ.Ｎａｎｏｓｃａｌｅｏｒｉｇｉｎｓｏｆｔｈｅｄａｍａｇｅｔｏｌｅｒａｎｃｅｏｆｔｈｅｈｉｇｈ￣ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙＣｒＭｎＦｅＣｏＮｉ[Ｊ].ＮａｔｕｒｅＣｏｍｍｕｎｉｃａｔｉｏｎｓꎬ２０１５ꎬ６:１０１４３.[３１]㊀ＦＵＸꎬＤＩＮＧＱꎬＸＵＺꎬｅｔａｌ.ＩｍｐｒｏｖｉｎｇｄｅｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙｏｆＳｂ２Ｔｅ３ｌａｙｅｒｅｄｍａｔｅｒｉａｌｂｙｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｃｌｉｍｂａｔａｎｔｉ￣ｐｈａｓｅｂｏｕｎｄａｒｙ[Ｊ].ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１７ꎬ１３５:１０－１４.[３２]㊀ＫＡＣＨＥＲＪꎬＣＵＩＢꎬＲＯＢＥＲＴＳＯＮＩＭ.Ｉｎｓｉｔｕａｎｄｔｏｍｏｇｒａｐｈｉｃｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎｏｆｄａｍａｇｅａｎｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓｅｓｉｎｉｒｒａｄｉａｔｅｄｍｅｔａｌｌｉｃａｌｌｏｙｓｂｙｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＲｅｓｅａｒｃｈꎬ２０１５ꎬ３０(９):１２０２－１２１３.㊀㊀∗㊀ＣｏｒｒｅｓｐｏｎｄｉｎｇａｕｔｈｏｒＦｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｓｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎａｑｕｅｎｃｈｅｄＡｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣ＣｕａｌｌｏｙＳＯＮＧＭｉａｏꎬＱＩＤｏｎｇ￣ｑｉｎｇꎬＤＵＫｕｉ∗ꎬＹＥＨｅｎｇ￣ｑｉａｎｇ(ＳｈｅｎｙａｎｇＮａｔｉｏｎａｌＬａｂｏｒａｔｏｒｙｆｏｒＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅꎬＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＭｅｔａｌＲｅｓｅａｒｃｈꎬＣｈｉｎｅｓｅＡｃａｄｅｍｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅｓꎬＳｈｅｎｙａｎｇＬｉａｏｎｉｎｇ１１００１６ꎬＣｈｉｎａ)Ａｂｓｔｒａｃｔ㊀㊀ＩｎｔｈｉｓｓｔｕｄｙꎬｃｏｎｆｉｇｕｒａｔｉｏｎｓａｎｄｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｓｏｆｔｈｒｅｅｔｙｐｅｓｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎａｑｕｅｎｃｈｅｄＡｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕａｌｌｏｙｗｅｒｅｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄｂｙｅｍｐｌｏｙｉｎｇｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙａｎｄｉｎｓｉｔｕｔｅｎｓｉｏｎｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔ.Ｔｈｅｔｈｒｅｅｋｉｎｄｓｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｅ:ｔｈｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｏｕｎｄｔｈｅｃｏｈｅｒｅｎｔＡｌ３ＺｒｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓꎬｗｈｉｃｈｉｎｄｕｃｅｄｂｙｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅｓｏｆｌａｔｔｉｃｅｍｉｓｍａｔｃｈａｎｄｔｈｅｒｍａｌｅｘｐａｎｓｉｏｎｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔｂｅｔｗｅｅｎＡｌ３ＺｒａｎｄＡｌｍａｔｒｉｘꎬｔｈｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｄｕｃｅｄｂｙｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｏｆｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓꎬａｎｄｔｈｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｔｈｅｆｒｏｎｔｅｎｄｏｆｓｌｉｐｂａｎｄｓｉｎｄｕｃｅｄｂｙｂｙｐａｓｓｏｒｃｒｏｓｓ￣ｓｌｉｐｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓｕｎｄｅｒｔｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎｏｒｄｅｆｅｃｔｓ.ＴｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｒｅｓｕｌｔｓｒｅｖｅａｌｔｈｅｐｏｓｓｉｂｉｌｉｔｙｏｆｔｕｎｉｎｇｔｈｅｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎａｎｄｓｉｚｅｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎＡｌａｌｌｏｙｂｙｃｏｎｔｒｏｌｌｉｎｇｔｈｅｃｏｈｅｒｅｎｔｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓａｎｄｑｕｅｎｃｈｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓꎬａｎｄｔｈｕｓｉｍｐｒｏｖｉｎｇｍａｔｅｒｉａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ.Ｋｅｙｗｏｒｄｓ㊀㊀ＡｌａｌｌｏｙꎻＡｌ３Ｚｒꎻｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐꎻｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ５５６。
铸造高强韧Al-Cu-Mg合金性能分析摘要：本文作者结合工作经验，从Al-Cu合金的优缺点分析，研究一种有较高抗拉强度，但伸长率比挤压铸造Al-Cu-Mg 合金更高的挤压铸造铝合金，重点分析在不同压力下的合金组织和性能。
关键词：合金；Al-Cu合金；铸造；0、前言Al-Cu合金具有结晶温度范围宽,流动性能较差，热裂倾向大等缺点，普通铸造方式很难生产形状复杂的零件，因而限制了其应用范围。
挤压铸造结合铸造和锻造的特点为一体，使液态或半固态金属在高压作用下充型、凝固、成形，可获得晶粒细小、组织致密度高、材料性能高的毛坯或零件，能有效克服铸造Al-Cu 合金的上述缺点。
一种挤压铸造Al-Cu-Mg-Mn合金，在挤压铸造条件下，合金具有优良的强韧性。
在此基础上，进一步优化成分，开发了一种抗拉强度更优异的挤压铸造Al-Cu-Mg 合金。
该合金在75 MPa压力下，抗拉强度达到510 MPa、伸长率为7.9%。
1、实验材料与方法合金的主要成分w(%)为：5.0 Cu，0.4 Mn，此外还含有单个元素成分不超过0.15、总量不超过0.80的Zr、V、RE、Ti和B，余量为铝。
实验用原材料为：纯度99.8%铝锭、Al-50%Cu、Al-10%Mn、Al-10%Zr、Al-4%V、Al-5Ti-1B、Al-10RE等中间合金。
合金在石墨坩埚电阻炉中熔炼，铝锰合金、铝锆合金、铝钒合金与纯铝同时室温装炉；720 ℃下加铝铜合金；740 ℃下加铝钛硼合金后搅拌3 min。
用固体精炼剂在730~740 ℃下精炼除气，静置8 min，除渣，加少量覆盖剂，加铝稀土合金，静置5min，搅拌均匀，730 ℃浇注。
挤压铸造实验在100 t四柱液压机上进行，采用直接挤压铸造，模具材料为调质H13钢，用石墨机油润滑，实验前预热至250 ℃，挤压比分别为0、25、50、75、100 MPa，挤压速度为0.03~0.06 m/s，保压30 s左右，铸件直径80 mm，厚30 mm。
Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金热处理工艺的研究在Al-Zn-Mg-Cu系合金中起主要作用的元素是Zn和Mg,若加入Cu 能提高合金的塑性、抗应力腐蚀性能及重复载荷下的持久强度。
加入微量的Zr可提高合金再结晶温度,降低淬火敏感性,该元素有一定的细化晶粒作用,但同时会影响AI-Ti-B的细化效果(即“中毒”)。
因此,在合金成份方面,针对其主要元素Zn、Mg、Cu在合金中的作用及对铸造成型性的影响,合理增减这些元素的含量,尽量降低Fe、Si杂质含量,且将Fe/si控制在一定范围内,使其最大限度满足工艺生产和提高产品综合性能.在对每种合金的化学成分进行优化配比的前提下,进行熔炼(即合金化),熔体净化及晶粒细化处理,并用铁模铸成Φ45x120mm的铸棒,经均匀化处理后,车去表面氧化皮,挤压成Φ10mm和Φ14mm的小棒材,作为热处理试验材料。
在整个工艺流程中要做到“三纯”:一是Fe、Si等杂质含量低;二是氧化物等氧化夹杂低;三是含氢夹杂低。
具体的工艺流程如图2一1所示:铸造用铸模及铸锭加工示意图见图2一2:制备试验材料的主要工艺参数如下:1.合金化学成分优化:针对合金中主要合金元素和Fe、si杂质对铸造成型性及材料综合性能的影响,适当增减Zn、Mg、uc元素的含量及其之间的比例,尽量降低Fe、Si杂质含量,严格控制Fe、Si比。
尽量避免产生会严重影响合金的断裂韧性的(Fe,Cr)Si、(Fe,Mn,Cu)、Cu2Fe,Mg2Si 等杂质相粗大粒子。
2.AI-5Ti-1B晶粒细化剂用量2Kg/t。
3.熔体挣化采用N2精炼,使其达到低的含氢量,避免氢致断裂。
4.均热采用复合均匀化处理:℃/46h+℃/2h,然后出炉空冷。
5.挤压时,金属温度为400~440℃,加热时间为80min;挤压筒、模具、垫子的温度为440~480℃,加热时间为12h。
试样加工，常规力学性能侧试试样均按国际GB/16865一1997规定制作,其加工模型及尺寸如图2-3和表2-2所示;“V”形环断裂韧性试样加工模型及尺寸如图2-4和表2-3所示,开角应保证在60±02°精度内;电导率试样和高倍试样切取长度为25m。
