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铝铜镁合金沉积强化再现 摘要： 透射电镜，示差扫描量热法和硬度测试都已经被用来研究人工老化拉伸AI-Cu-Mg合金中的固溶现象。在150℃和190℃的老化例子中，特别是在150℃保温48小时出现有一些正方晶系的GPB2/S’’区，是第二阶段硬化过程的最开始点。这两个对比实验清楚的显示了第二阶段的硬化过程是以S区为主导作用，其形式是一个在最大硬度阶段的密集的固溶结构，同时没有其他数量的重要阶段或区域被发现。 介绍： 固溶沉淀强化现象时由德国物理学家ALFRED WILM于1906年在一个AL4CU0.6MG合金中被发现的。在十九世纪三十年代，型号为2024（AI-4.2Cu-1.5Mg-0.6Mn）合金被应用，并是被最广泛地用于航天工业的钢种之一。在充分低温度下（代表性的在大约200℃一下）的老化现象中，在AI-Cu-Mg合金的两个独立的固溶强化阶段被观测出来，并能稳定地分离开来。第一阶段在淬火之后增长很快而且占据最大硬化过程总数的60％。第二阶段由硬度测试证明。最初的迅速的硬化过程还在争论中；迅速的AI-Cu-Mg合金老化硬化过程的机械记录是GPB区的信息，CU-MG 的共生和一个无定位的固溶物的相互影响。在早期的工作中，第二阶段的硬化过程被自然地认为是S’或S阶段构成的。在十九世纪八十年代，Cuisiatetal认为这个明显的固溶阻碍S’’阶段是测试硬度的主要责任。在十九世纪九十年代，运用原子探针域离子显微镜技术，RINGERETAL提议这第二阶段的硬化过程是由于GPB区形式引起的，并促进最后硬化过程的稳定。认为这个开始与最大的硬化机理显然有争议。本文的指在运用透射电镜和被动补偿器来阐明稳定区阶段和最大硬度的机理。 关键词： AI-Cu-Mg合金；沉淀；透射电镜；被动补偿器；硬度；固溶 2．实验方法 选择Al–2.81 Cu–1.05Mg–0.41Mn (wt.%)合金，其中铜镁的原子比率接近1.在495℃下固溶退火后，水淬和拉伸2.5%, 再进一步时效在150℃下放置12-72小时和190℃下放置6-48小时前，合金需在室温放置几个月(相当于T351条件)。在每个样品上，施加20公斤负载和平均高压得到四个压痕。这些一致的处理方法也根据DSC和TEM的研究。DSC实验在一个恒定的加热率10 C /分钟下进行。所有运行通过用一个空的盘作为参考来减去DSC的基线进行修正。（从运行获得）进一步的基线校正步骤大纲中则源于Ref。[8]。磁盘直径3毫米,约0.25毫米的厚度从这些片中穿孔,随后用电解法抛光使用硝酸和甲醇溶液体积(1:3)。TEM薄膜观察使用JEOL 2000外汇显微镜操作在200千伏。 3.时效过程 为了弄清强化机制，必须简单地了解下时效中的沉淀顺序，B推论出了以下沉淀顺序 SSS→GPBzone→S’’→S’→S(CuMgAl2 ), SSS为过饱和固溶体 在已报道关于S相的不同模型中。P-W模型是最为广泛接受的结构。因为S’与S相结构相同，只有晶格常数些微不同，所以现在认为S’与S相没有区别。 被称为S’’或GPB2的相的存在争论已久，这个相既不同于S也不同于GPB。已有许多学者发表了关于该相不同的晶体结构，在C和K发表的高分辨率电子显微镜图像上，发现了S’’或GPB2中间相的存在。这个新的结构被命名为S’’或GPB2，它为合成物，是一种斜方晶体结构，晶格常数为 该结论与高分辨率电子显微图像和横向电磁场弱衍射结果一致。 GPB区存在的证据，最早是在散射X光的弱衍射效应中发现的。但是，最近有发现表明GPB区有可能并不存在。19世纪50年代开始，许多富 的GPB区模型被发表，但是没有一个被独立证实。然而，最近有人用三维原子探针探测发现在时效开始时为 共生区，而不是GPB区。强化开始试，用传统的TEM不能探测到明显的沉淀，DSC实验却能清楚地表明有析出效应，证明前面发生了非平衡态的沉淀过程。因为没有证据表示GPB的存在，关于S沉淀的时效过程如下： SSS→Cu-Mg clusters→GPB2/S’’(orthorhombic) →S 4.结果与分析 图1展示了在150℃和190℃时效温度下样品硬度随时间变化曲线。由此图可以看出在190℃的时效温度下，6小时候样品有短暂的时效峰值，并且在同等温度下时效12小时候达到时效峰值。取6小时和12小时的时效样品做TEM观察。从图2中可以看出两者都有板条状析出相。相同的衍射模式下，基于S相用P-W模型有12种异构体，将所有的点分布在[112]Al(图2.b和c)和[100]Al选择区域衍射模式（图2.e和f）。这表明S相是在190℃条件下时效6小时后的唯一析出相。由此可得出结论，S相的形成是在第二阶段，现有淬火拉伸后的Al-Cu-