融解空转的 Al Si 古芝 Mg 合金的 HRTEM 描述特性变硬了以不同的费率

此合金存在从 5.5 的硅在范围的目录到 6.5 和铜从 3.0 到 4.0 (在 wt.%) [1。 319 合金的首席硬化的组成部分是 AlCu₂ (q 2Si，重要加强沉淀物。 q 和 MgSi₂ 微粒。 319 合金的转换结构包括 a 2Si， q AlCuMgSi₅₂₈₆ Q 阶段有一个高 Mg 目录并且是高度不能溶解的在 a 所以 Q 阶段形成必须避免或至少减到最小。 通过适用一个迅速固体化进程 (RSP)获得与合金元件的一个更高的数量的一个过饱和的固定解决方案和避免或者使第二个阶段的形成减到最小是可能的。 导致的零件在象磁道袖子、活塞式阀门保留和 monoblocks [4 的] 一些发动机零件可能以这个方法应用。 与冷却速度的迅速固体化进程高于 10³ Ks^-1 根据固体化费率允许对粒度、延长的固定解决方案范围、离析的减少的级别和在某些情况下亚稳的水晶和无定形的 [第5阶段，第6的] 形成的阶段减少。 对于融解空转的技术这张速度的作用对结构和化学制品属性广泛地被学习了 [9] 的铝合金。 只有以前的工作报表在描述特性的 RSP [7 的] 得到的 Al Si 古芝合金使用一转动速度。 然而，在对第二种 阶段形成的分析的之外作用分析在 a 形成的可能的 nanostructures - Al 矩阵， RSP 生产的合金的最重要的特性是重要的。 此工作第一个目的将装载缺乏关于微结构描述特性的信息 Al Si 古芝 Mg 融解空转的合金的。 Mg 目录和转动速度的作用对 nanostructure 和显微硬度值也被学习了。 这些方面在融解空转的 Al Si 古芝 Mg 合金的文件未报告。

纯古芝 (粉末， >99.99% 纯度) 和 Mg (锭， >99.95% 纯度) 与中间合金一起用于，原材料生产与三个不同 Mg 目录的合金。 铸件在受控 Ar 气氛下的感应炉被执行了到石墨坩埚。 有 200 mm 直径的优美的铜轮子。 实验被执行了在下他气氛为了避免融解氧化作用。 坩埚管口和轮子之间的距离是 7 mm。 丝带生产了与铜和 45 30 女士的轮子正切速度。⁻¹ 熔体纺丝生产的丝带的厚度分别为在 30-50 和 20-40 mm 之间，以和 45 30 女士的转动速度⁻¹ 。 此结果与 Hattel 和 Pryds 获得的那一致 [10] 融解空转的钢丝带的。 他们报道丝带厚度按指数规律地与轮子速度有关。 给出在表 1。

表 1. 化学成分 (在 wt.%) 得到的合金。

为了比较在丝带之间的机械性能，显微硬度值测试被选择。 使变冷的表面 (与铜轮子联系) 和横断面 高分辨率透射电镜术 (HRTEM)用于为了观察结构存在，主要在 a - Al SEM 和 TEM 考试被执行了使用 JEOL JSM 6400 模型扫描电子显微镜被管理在 20 kV 和 FEG 飞利浦 Tecnai F20 传输电子显微镜被管理在 200 kV，分别。 使用标准金相学的技术， OM 和 SEM 调查的标本在环氧树脂被挂接并且准备，跟随由在 2mL HF、 3 mL HCl、 5 mL HNO 和 190 mL 的解决方法的₃ 化工蚀刻 HO 15 秒的结构观察。 TEM 标本通过起波纹准备使用氩离子跟随的 Gatan 656 笑涡研磨机碾碎使用 Gatan 691 精确度离子擦亮的系统。 XRD 评定在西门子 400 X-射线衍射计被执行了使用 CuKa 显微硬度值评定执行与 Vickers 金刚石受托代购商在使用负荷 25 统计分析被执行得到再现和准确结果的 G. 的 Leitz Wetzlar 显微硬度值测试人员。

丝带形态学所有试验条件的是类似的。 当谷物变得粗糙从使变冷的表面到自由表面时，平凡的层在使变冷的表面附近被观察了。 一个平凡的区域对迅速地熄灭的合金 [7] 是唯一的，并且它指示在丝带和轮子之间的好联络。 平凡的层厚度少于 5 mm 总是。 这个结构为 45 条女士丝带是⁻¹ 细致比对于这个 30 女士⁻¹ 一。 在使变冷的表面，丝带的结构树状等轴。 30 个女士丝带的形态学⁻¹ 与 0.59%Mg 的在横向短剖面和在使变冷的表面在图 1a 和 1b 表示，分别。 明显地冷却的速度最高在使变冷的表面。 结果，这块平凡的层获得了。 接近自由表面，固态液体界面的稳定性减少了与冷却速度的减少。 同时，变粗的结构。 固体化费率是正比例的对转动速度 [10]。 对于用于我们的工作的转动速度，固体化费率分别为大约 1.52 x 10⁷ 和 2.11 x 10^{7 -1} 速度的 Ks 和 45 30 女士^-1 。 这些数据被计算了使用 Matyja 等派生的这个关系 [11]，并且对应于枝状突起各自 0.27 和 0.20 mm 胳膊间隔。

图 1. OM (显示丝带融解的形态学的 a) 和 SEM backscattered 电子 (b) 微写器空转在 30 女士⁻¹： 在横向横断面的 (a) 和 (b) 在使变冷的表面。

XRD 范围 30 条和 45 条女士⁻¹ 丝带在表 2. 产生正如所料，在熔体纺丝以更高的转动速度以后减少的强度第二个阶段峰顶。 这意味着减少自由第二个阶段目录，而增加在固定解决方案的合金元件目录。 而与 q 相应的一个小的峰顶⁻¹ 对与 0.59% 毫克的合金被观察了 Q 30 条女士丝带阶段峰顶为与 3.80 和 6.78% 毫克的合金容易地是可识别的。 对于 45 条女士⁻¹ 丝带， a - Al 固定解决方案的仅衍射峰顶为与 0.59 和 3.80%Mg 的合金是存在。 Q 阶段一个小的峰顶可以对与 6.78% 毫克的合金被观察。 这表明轮子的转动速度，与这条丝带的冷却速度是按比例，也有对目录的巨大影响自由第二逐步采用 (q 和 Q)。 从配置文件 A 到 C， a - Al 峰顶轻微转移到更大的 2q 值，建议更多合金元件在 a - Al 矩阵被溶化。

图 2. 丝带 XRD 配置文件以女士的转动的速度和⁻¹45 ⁻¹合金的 30 女士与： (a) 0.59% 毫克、 (b) 3.80%Mg 和 (c) 6.78%Mg。

合金的微结构与 0.59% 毫克的在 30 女士^-1 在 igure 3a 被观察，包括 a - Al 矩阵和微粒大约 50-100 毫微米直径。 在图表示的各自 EDS 分析 4a 向显示微粒的构成对应于 2Cu，与 XRD 观察意见的一致。 图 3b 和 3c 显示小颗粒大约 10-30 毫微米直径合金的与 3.80 和 6.78% 毫克。 对这些微粒的化学分析向显示他们对应于 a - Al，象在图存在的 EDS 显示 4b 和 4c。 nanosized a 的形成 - 这些合金的 Al 微粒可能解释的归结于合金元件 (更高的 Mg 目录的一个更高的数量的出现，象通过比较 EDS 的 Mg 峰顶观察在图 4b 和 4c) 的，更改这个过饱和的固定解决方案的目录。

图 3. 合金的明亮的域电子显微照片得到在 30 女士^-1 与： (a) 0.59% 毫克， (b) 3.80% 毫克和 (c) 6.78% 毫克和 45 条女士^-1 丝带的与： (d) 0.59% 毫克， (d) 3.80% 毫克和 (e) 6.78% 毫克。 [AlCu₂ 和 a - arrowed 的 Al 微粒]。

fcc a 出现 - 与接近球状或椭球状形态学的 Al 微粒由 Inoue 等报告了 [12] Al Ni 铈 Fe 合金的。 在任何情况下绕射图显示 a - Al 典型环形，由于迅速固体化进程，指示小型晶子出现。 与 q 阶段 (图 3a) 相应的反映环形没有被观察。 此情况可能解释的归结于此阶段和 a 的 interplanar 距离 - 是的 Al 非常接近的和它各自环形可能重叠。 对 45 条女士^-1 丝带这个微结构更改。 q 和 a 的数量 - Al 微粒减少与 30 条女士丝带^-1 比较，在图 3d 和 3f 能被观察比较图 3a 和 3c。 此结果与 XRD 观察一致，对强度的减少与第二个阶段相应的峰顶被观察。

图 4. 显示化学成分的 EDS 分析： (a) AlCu₂ 微粒当前在与 0.59%Mg 的合金， (b) a - Al 微粒当前在与 3.80%Mg 的合金和 (c) a - Al 微粒当前在与 6.78%Mg 的合金。

使用 HRTEM，与从 XRD 分析的结果意见的一致 nanosized q 和 Q 微粒出现被观察了。 如被观察在图 5a，小的 q nanocrystallites 大约 2 毫微米直径是存在 a - 合金的 Al 矩阵与 0.59% 毫克。 分析 q 结构请显示我们取向看来是任意的，与那不同半成品在 Al 矩阵优先晶体学平面上的化合物沉淀物在年龄被硬化的 Al 的熔合的Guinier 普雷斯顿区域的。 得到的结构类型类似于金等报告的那 [13] 其他 Al 合金的。 快速傅里叶变换 (FFT)二个特征点对微写器被标注，显示频率与 q 和 a 相关 - Al 晶子。 与几个水晶域的一个图象与 Q 相应能为在图 5b 的合金 CAM03 (3.80% 明显地被看到毫克)。 FFT 在图 5b 上显示了频率与 Q 和 a 相关 - Al 晶子，如也被显示。 此阶段的范围在从 2 的范围到 5 毫微米。 这个取向也在这种情况下看来是任意的。 Q Nanocrystallites 为与 6.78% 毫克的合金也出现。

图 5. 高分辨率显示存在的图象和他们的各自 FFT ： (a) fcc a - 合金的 Al 与 0.59% 毫克和 (b) 合金的 Q 阶段与 3.80% 合金的毫克得到在 30 女士。^-1

45 条女士丝带的 HRTEM 图象^-1 在图 6a 和 6b 显示。 对与低 Mg 目录 (0.59%) 的合金，除使用常规 TEM 被观察的 q 微粒以外， nanostructure 组成由 fcc a - 无定形的 a 包围的 Al 微粒 - Al 可以被观察。 使用常规 TEM，各自 FFT 展示出现无定形的地区，未被检测，可能解释的归结于低量无定形的阶段的情况。 对于与 3.80 和 6.78% 毫克的合金 nanostructure 组成由 fcc a - 无定形的 a 包围的 Al 微粒 - Al 也被观察。 无定形的 a 包围的 Nanosized Q 微粒 - Al 也被观察，象在图 6b 显示。 这种无定形水晶结构类似于 Inoue 报告的短程紊乱和长程有序结构 [9]，并且那报告了 的不平衡结构， quasicrystalline 和水晶结构的一个新类型是与无定形不同。 进一步推断 fcc a - 在共存的 Al 与无定形的阶段也是一个亚稳的阶段丰富与此致要素。 此结构上的功能允许我们假定混杂的结构由无定形的阶段的主要固体化形成，跟随由剩余的液体作为 fcc a - Al、 q 或者 Q 阶段的固体化。

图 6. 高分辨率显示存在的图象和他们的各自 FFT ： (a) fcc 和无定形的 a - 合金的 Al 与 0.59% 毫克和 (b) Q 阶段和无定形的 a - 合金的 Al 与 3.80% 毫克，为了合金得到在 45 女士。^-1

当 Mg 目录增加从 0.59 到 3.80%，显微硬度值增加。 从 3.80 到 6.78% 毫克显微硬度值依然是恒定。 有可能造成合金的显微硬度值增量与更高的 Mg 目录的二个重要因素： (1) nanosized 第二个阶段一个更高的目录和 (2) Mg 的一个更高的数量的出现在固定解决方案的。 能被看见丝带的显微硬度值在 45 女士1 的^-1。 随着转动速度的增加一无定形的 a 的出现 - Al 阶段是增量的主要原因按显微硬度值值。

表 2 ： Vickers 显微硬度值 (VHN_200p) 使用和 45 30 女士的正切速度的实验合金的。^-1

对 30 条女士丝带的 HRTEM^-1 分析展示了 nanostructure 的形成组成由 q 和 a - 丝带的 Al 与 0.59 wt.% Mg，而为与 3.80 和 6.78 wt.% 的丝带 Mg nanostructure 的构成对应于 Q a - Al。 对 45 条女士^-1 丝带，无定形的 a 的地区 - Al 被观察了。 Al Si 古芝 Mg 被学习的合金，获得甚而一个理想的固定解决方案技术以高转动速度是不可能的。 在 Mg 目录的增量导致 Q 和 a - Al nanoparticles 的一个更高的数量的形成，是增量的主要原因在显微硬度值的合金的得到以恒定的转动速度。 在转动速度的增量导致在自由第二个阶段的数量的减少，在合金元件的数量的一个增量在固定解决方案和无定形的地区的形成。 这些情况向显示显微硬度值为合金增加得到以更高的转动速度。

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