Einfrieren gelöster Atome in nanokörnigen Aluminiumlegierungen durch Hochkühlung

Nature Communications Band 13, Artikelnummer: 3495 (2022) Diesen Artikel zitieren

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Die Zersetzung übersättigter fester Lösungen bei niedrigen Temperaturen in ungünstige intergranulare Niederschläge ist seit langem ein Engpass, der die praktischen Anwendungen nanokörniger Aluminiumlegierungen, die durch starke plastische Verformung hergestellt werden, einschränkt. Die Minimierung der Leerstellenkonzentration wird allgemein als wirksamer Ansatz zur Unterdrückung des Zersetzungsprozesses angesehen. Hier berichten wir über eine kontraintuitive Strategie zur Stabilisierung übersättigter fester Lösungen in nanokörnigen Al-Cu-Legierungen durch hochdichte Leerstellen in Kombination mit Sc-Mikrolegierungen. Durch die Erzeugung einer um zwei Größenordnungen höheren Konzentration an Leerstellen, die in starken (Cu, Sc, Leerstellen)-reichen Atomkomplexen gebunden sind, wird in einer Al-Cu-Sc-Legierung eine hohe thermische Stabilität erreicht, sodass die Ausfällung bis zu ~230 ° nahezu unterdrückt wird C. Die gelösten Leerstellenkomplexe ermöglichen auch nanokörnige Al-Cu-Legierungen mit höherer Festigkeit, größerer Kaltverfestigungsfähigkeit und Duktilität. Diese Ergebnisse bieten Perspektiven für das große Potenzial der Wechselwirkung zwischen gelösten Stoffen und Leerstellen und für die Entwicklung nanokörniger Legierungen mit hoher Stabilität und guten mechanischen Eigenschaften.

Als wichtige Phasenumwandlung, die sich stark auf Metallmaterialien konzentriert, ermöglicht die Festkörperfällung eine mikrostrukturelle Abstimmung auf verschiedenen Längenskalen und eine Eigenschaftsoptimierung für unterschiedliche Anforderungen1,2. Die Forschung zur Festkörperausfällung hat in den letzten Jahrzehnten einen Trend zur künstlichen Steuerung verfolgt, was sowohl bei Strukturlegierungen (z. B. hochfesten Aluminiumlegierungen3, Kupferlegierungen4 und Stählen5) als auch bei funktionellen Materialien (z. B. Form-) demonstriert wurde. Speicherlegierungen6, Magnete7 und Thermoelektrika8). Es ist allgemein anerkannt, dass die Ausscheidungskinetik von der Atomdiffusion dominiert wird9,10, wobei Leerstellen eine entscheidende Rolle spielen, insbesondere für Substitutionslegierungselemente11. Die künstliche Kontrolle des Niederschlags könnte somit durch ein tiefgreifendes Verständnis der Wechselwirkungen zwischen Leerstellen und gelösten Atomen vorangetrieben werden. Ein typisches Beispiel ist die Nutzung des Mikrolegierungseffekts in wärmebehandelbaren Aluminiumlegierungen (Al), um das Ausscheidungsverhalten anzupassen. Es wurde festgestellt, dass eine geringfügige Zugabe von In, Sn oder Cd zu Al-Cu-Legierungen die natürliche Alterung unterdrückt und gleichzeitig die Ausfällung bei erhöhten Temperaturen fördert12. Die Unterdrückung der natürlichen Alterung ist mit einer starken Bindung zwischen dem Mikrolegierungselement (In, Sn oder Cd) und der Leerstelle verbunden. Eine solch starke Bindung fängt die gelöschten Leerstellen effektiv ein und verlangsamt somit die Cu-Diffusion erheblich12. Die Leerstellen werden jedoch bei erhöhten Temperaturen freigesetzt, was die Ausfällung von \({\theta }^{{\prime} }\)-Al2Cu-Ausscheidungen erleichtert. Ähnliche Ausscheidungsverhalten mit den gleichen Mechanismen wurden auch in mit Sn13 mikrolegierten Al-Mg-Si-Legierungen beobachtet. Kürzlich wurde die durch Leerstellen erforderliche Ausfällung direkt in fein gestalteten Materialgeometrien mit geringer Dimension bestätigt, bei denen die Leerstellen entweder in ihrer Zahl stark erhöht wurden14 (Leerstellen werden an der Oberfläche durch Erhitzen stimuliert) oder durch Diffusion vollständig beseitigt15 (Leerstellen werden an der Oberfläche durch Verdünnung vernichtet). ), was in kleinen Proben zu einer geförderten bzw. unterdrückten Ausfällung führt. Alle bisherigen Ergebnisse führten ausschließlich zu der gleichen Schlussfolgerung, dass überschüssige Leerstellen notwendig sind, um die Ausscheidung in Al-Legierungen zu fördern.

Schwere plastische Verformung (SPD) (z. B. Hochdrucktorsion (HPT) und Equal-Channel Angular Pressing (ECAP)) wurde in großem Umfang angewendet, um hochfeste Al-Massenlegierungen mit Kornstrukturen im Submikron- und Nanobereich für potenzielle Anwendungen zu erzeugen16,17 . Ein hoher Gehalt an gelösten Elementen ist entscheidend dafür, dass die Legierungen eine nanokörnige (NG) Struktur erreichen, indem sie die Rückgewinnung verzögern und die Festigkeit durch Lösungshärtung erhöhen. Die während der SPD ausgeübte hohe Spannung führt jedoch zwangsläufig zu hochdichten Kristalldefekten in den kleinkörnigen Al-Legierungen, einschließlich Nichtgleichgewichts-Korngrenzen, Versetzungen und Leerstellen16,18. Insbesondere kann die Leerstellenkonzentration typischerweise einen Wert von ~10−3 Atom-% in den durch HPT verarbeiteten Metallproben erreichen19, was mindestens eine Größenordnung höher ist als die Anzahl gelöschter Leerstellen in Proben aus herkömmlichen Lösungsbehandlungen20,21. Diese übermäßigen Kristalldefekte beschleunigen die Atomdiffusion erheblich und lösen gleichzeitig Ausfällungen bei niedrigeren Temperaturen aus, vorzugsweise entlang von Versetzungen und Korngrenzen16. In SPD-verarbeiteten Al-Cu-Legierungen mit nanoskaligen Körnern20,22 könnte sich beispielsweise selbst während der Lagerung bei Umgebungstemperatur eine große Menge intergranularer inkohärenter stabiler θ-Al2Cu-Phase an Korngrenzen (GBs) bilden. Die verkürzte Ausfällungssequenz umgeht die intragranularen Ausfällungen der metastabilen kohärenten Phasen \({\theta }^{{\prime} {\prime} }\) und \({\theta }^{{\prime} }\), normal für die künstliche Alterung grobkörniger Gegenstücke. Ein solch katastrophales Niederschlagsverhalten verringert das Verstärkungspotenzial durch künstliche Alterung von NG-Legierungen, die durch SPD-Verarbeitung hergestellt werden, erheblich16. Eine weitere Folge einer solchen Zersetzung übersättigter fester Lösungen ist die erhebliche Verringerung der Festigkeit bei erhöhter Temperatur aufgrund der schnellen Erholung und Kornvergröberung23. Die hartnäckige Ausfällung stabiler Niederschlagsphasen bei niedriger Temperatur (im Allgemeinen unter ~100 °C und sogar bei Raumtemperatur) stellt eine weitere Herausforderung der thermischen Instabilität dar, die die praktische Verwendung von NG-Al-Legierungen und anderen NG-Legierungen mit übersättigter fester Lösung16 bei erhöhten Temperaturen erheblich einschränkt , parallel zur weithin besorgniserregenden starken Kornvergröberung24.

Die Minimierung von Kristalldefekten ist intuitiv eine Strategie, um die Atomdiffusion zu verlangsamen und ungünstige Ausfällungen bei niedrigen Temperaturen in den NG-Legierungen zu vermeiden. Diese Strategie wurde kürzlich in NG-übersättigten Al-Mg-Legierungen23 manifestiert, bei denen durch HPT-Verarbeitung bei 77 K eine durchschnittliche Korngröße (d) von ~ 8 nm erreicht wurde. Eine Schwarz-Kristallstruktur mit einer durch Zwillingsgrenzen eingeschränkten mittleren Krümmung von Null wurde beispiellos erzeugt23. Aufgrund der ultrafeinen Nanokorngröße ist die Leerstellenkonzentration innerhalb der Körner recht gering23,25. Dadurch wird die diffusionskontrollierte Al3Mg2-Ausfällung aus übersättigten Nanokörnern bei Temperaturen bis zu 450 °C vollständig unterdrückt. Im Gegensatz dazu war bei den NG-Al-Mg-Legierungen mit einer durchschnittlichen Korngröße von ~ 50 nm eine interkristalline Al3Mg2-Ausfällung bei niedrigen Temperaturen erkennbar, die auf die übermäßigen Kristalldefekte zurückzuführen ist23.

Hier berichten wir über eine umgekehrte Strategie zur Stabilisierung der übersättigten Lösung gelöster Stoffe und zur Unterdrückung der ungünstigen Ausfällung in NG-Al-Cu-Legierungen. Diese Strategie besteht kontraintuitiv darin, die Leerstellenkonzentration auf ein wesentlich höheres Niveau zu erhöhen und Mikrolegierungselemente (Scandium, Sc) zu nutzen, um starke Komplexe aus gelösten Stoffen und Leerstellen zu erzeugen. Wir zeigen, dass diese (Cu, Sc, Leerstellen)-reichen Atomkomplexe die Leerstellen fest einschließen und die Ausfällung von Al-Cu-Niederschlägen bis zu ~230 °C erheblich unterdrücken. Die hochdichten (Cu, Sc, Leerstellen)-reichen Atomkomplexe ermöglichen es den NG Al-Cu-Legierungen auch, gleichzeitig eine höhere Festigkeit, eine größere Kaltverfestigung und eine größere Duktilität zu besitzen. Das Konzept des komplexen Entwurfs gelöster Stoffe und Leerstellen, das nicht durch die ultrafeine Nanokorngröße eingeschränkt ist und sich problemlos auf die Konstruktion großer Proben anwenden lässt, bietet einen anderen Weg zur Entwicklung von NG-Al-Legierungen oder anderen NG-strukturierten Legierungen mit kontrollierbaren Festkörperausscheidungen und a gute Kombination aus Festigkeit und Duktilität.

Abbildung 1a zeigt ein repräsentatives Transmissionselektronenmikroskopbild (TEM) der verarbeiteten Al-2,5 Gew.-% Cu-0,3 Gew.-% Sc-Legierung mittels HPT bei flüssigem Stickstoff/kryogener Temperatur (im Folgenden als AlCuSc-C-Legierung bezeichnet). In dieser Legierung sind gleichachsige nanoskalige Körner mit zufälliger Ausrichtung erkennbar. Die Korngröße ist ziemlich einheitlich, mit einer durchschnittlichen Korngröße d von ~100 nm. Die Elementverteilungen über die Körner sind ebenfalls homogen und zeigen keine offensichtlichen Elementenanreicherungs- oder -verarmungsbereiche (Abb. 1b). Zum Vergleich wurden drei weitere Legierungen hergestellt (siehe Methoden), darunter die Sc-freie Al-2,5 Gew.-%-Cu-Legierung, ähnlich der 77 K-HPT (bezeichnet als AlCu-C-Legierung), und die Al-2,5 Gew.-%-Cu-Legierung. %Cu-Legierungen mit und ohne 0,3 Gew.-% Sc-Zusatz durch herkömmliches HPT bei Raumtemperatur (298 K) (entsprechend als AlCuSc-R- und AlCu-R-Legierung bezeichnet). Alle drei Legierungen wiesen gleichachsige NG-Körner auf, jedoch mit unterschiedlichen Korngrößen, d. 1), was darauf hindeutet, dass sowohl die kryogene Verformung als auch die Sc-Mikrolegierung die Kornverfeinerung während des HPT verbessern können. Die AlCuSc-C-Legierung weist außerdem einen höheren Anteil an Kleinwinkelkorngrenzen (LAGBs) und Versetzungsdichte auf als die übrigen Legierungen (ergänzende Abbildung 2 und Abbildung 3). Der Hauptgrund dafür ist, dass die Versetzungswanderung und damit die dynamische Erholung während der HPT-Verarbeitung durch niedrige Temperaturen sowie durch die Zener-Pinning von Sc-Atomen wirksam gehemmt werden könnten.

Ein typisches Hellfeld-TEM-Bild, das die Körner in der AlCuSc-C-Legierung zeigt. b EDS-Elementkartierungen der Cu- und Sc-Elemente in dem durch das rechteckige Gerüst in a markierten Bereich. c Typisches Hellfeld-TEM-Bild der AlCuSc-C-Legierung nach 20-minütigem Ionenfräsen bei niedriger Energie (3,1 kV) und niedrigem Einfallswinkel (4°). d Typisches HAADF-STEM-Bild mit atomarer Auflösung, gesehen entlang <100>Al, das einen Hohlraum zeigt. e Hochauflösendes TEM-Bild, gesehen entlang <110>Al, das den Hohlraum zeigt. f Gemessene Positronenvernichtungslebensdauer der AlCu-R-, AlCu-C-, AlCuSc-R- und AlCuSc-C-Legierungen im Vergleich zu typischen Werten von bei Raumtemperatur HPT-verarbeiteten Al-Legierungen in Lit. 19,30. Die Fehlerbalken stellen Standardabweichungen vom Mittelwert für Sätze aus drei Tests dar. g Ein Vergleich der Leerstellenkonzentrationen zwischen den Legierungen AlCu-R, AlCu-C, AlCuSc-R, AlCuSc-C und anderen SPD-verarbeiteten Legierungen, einschließlich Cu34, 316-Stählen35, Ni34,36 und Al-Legierungen18,31. Der Fehlerbalken am roten Datenpunkt stellt Standardabweichungen vom Mittelwert für Sätze aus drei Tests dar.

Der unerwartetste Unterschied zwischen den vier Legierungen lag in der Leerstellenkonzentration. Dies wird durch die große Anzahl nanoskaliger „Hohlräume“ belegt, die homogen in den TEM-Proben der AlCuSc-C-Legierung verteilt sind (siehe Abb. 1c), die gezielt mit der Ionenfräsmethode hergestellt wurden. Bei den anderen drei Legierungen konnten solche nanoskaligen Hohlräume nicht beobachtet werden. Die nanoskaligen Hohlräume in der AlCuSc-C-Legierung weisen sichtbare Facetten auf (Abb. 1d), die entlang der <110>Al-Richtung gesehen die Form eines Oktaederstumpfes zeigen (Abb. 1e), die den Hohlräumen in reinem Al ähneln, das bei hoher Temperatur gewachsen ist -bedingte Leerstände27. Weitere Beweise sind in der ergänzenden Abbildung 4 zu sehen. Diese nanoskaligen Hohlräume waren in der so hergestellten AlCuSc-C-Legierung nicht von Natur aus vorhanden, sie entstanden durch die Verschmelzung ursprünglicher Leerstellen, ausgelöst durch Niederenergie- und Kleinwinkel-Ionenmahlen. Unter Ar-Ionenbeschuss führen die Kollisionskaskaden und der induzierte Temperaturanstieg zur Ansammlung von Leerstellen zu Hohlräumen28,29. Dies bedeutet, dass in der NG-AlCuSc-C-Legierung trotz ihrer vergleichbaren Kornstruktur und Versetzungsdichte eine wesentlich höhere Konzentration an Leerstellen erreicht wurde als in den anderen drei NG-Legierungen.

Zur Messung der Leerstellendichte in diesen Legierungen wurde die Positronenvernichtungstechnik angewendet (siehe Methoden). Die experimentellen Ergebnisse der Positronenlebensdauer, wie in Abb. 1f dargestellt, verdeutlichen den Unterschied. Die durchschnittliche Lebensdauer der NG AlCu-R-, AlCu-C- und AlCuSc-R-Legierungen im verarbeiteten Zustand liegt im Bereich von 226 bis 236 ps und liegt damit nahe an den typischen Werten der HPT-verarbeiteten NG Al-Legierungen19,30. Die verarbeitete NG-AlCuSc-C-Legierung sticht mit einer durchschnittlichen Lebensdauer von ca. 258 ps hervor, die über dem oben genannten Bereich liegt. Es ist allgemein anerkannt, dass die kritische Lebensdauer von Leerstellen im Zusammenhang mit Versetzungen, Massen-Monokakanzen und Massen-Divakanzen etwa 220, 245 bzw. 273 ps in Al entspricht19,31. Darüber hinaus wurde berichtet, dass die Lebensdauer der in Kupferclustern in Al eingeschlossenen Leerstellen etwa 180 ps32 beträgt. Basierend auf den experimentellen Ergebnissen in Abb. 1f und der Ergänzungstabelle 1 sind die in den NG AlCu-R-, AlCu-C- und AlCuSc-R-Legierungen ermittelten durchschnittlichen Lebensdauern hauptsächlich auf die Positronenvernichtung in Leerstellen zurückzuführen, die mit Versetzungen und Monoleerstellen in der Masse verbunden sind. Es wird jedoch angenommen, dass die gemessene Lebensdauer in der NG-AlCuSc-C-Legierung von der Positronenvernichtung in Bulk-Monoverkürzungen und Bulk-Divacanzen dominiert wird31.

Durch Anwendung der Positronen-Standardeinfangmodelle und Diffusionseinfangmodelle31,33 wurde berechnet, dass in der verarbeiteten NG-AlCuSc-C-Legierung ein wesentlich höherer Leerstellenkonzentrationswert (Cv) von ~22 × 10−2 Atom-% erreicht wurde . Diese hohe Leerstellenkonzentration ist ein bis zwei Größenordnungen höher als die in den gegenwärtigen NG-AlCu-R-, AlCu-C- und AlCuSc-R-Legierungen (alle <1 × 10−2 Atom-%) sowie anderen kleinen Legierungen. gekörnte Legierungen, verarbeitet durch HPT oder ECAP (0,1–2 × 10−2 at.%) (Abb. 1g)18,31,34,35,36. Tatsächlich wurde die Produktionsrate von Leerstellen während des HPT auf ~10−5 s−1 bei Raumtemperatur in einer Al-5,8 Gew.-% Mg-Legierung geschätzt37. Da eine große Anzahl nicht im Gleichgewicht befindlicher Korngrenzen und reichlich vorhandener Versetzungen als effiziente Senken für die Vernichtung von Leerstellen fungieren, weisen die HPT-Proben nach einer Verarbeitung für 600 s typischerweise eine niedrige Leerstellenkonzentration von nur ~ 0,1 × 10−2 at. % (ungefähr 1) auf /600 des theoretischen). Während in der vorliegenden NG AlCuSc-C-Legierung, die 600 s lang durch HPT verarbeitet wurde, über ein Drittel der erzeugten Leerstellen überlebten, was dazu führte, dass >30 % der theoretischen Leerstellenkonzentration erhalten blieben. Im Vergleich dazu ist die Leerstellenkonzentration Cv nur geringfügig von ~0,3 × 10–2 Atom-% in der AlCu-R-Legierung auf ~0,4 × 10–2 Atom-% in der AlCu-C-Legierung und auf ~1,0 × 10 erhöht −2 Atom-% in der AlCuSc-R-Legierung. Die individuelle Wirkung von 77 K-HPT oder Sc-Mikrolegierung scheint bei der Förderung von Cv schwach zu sein. Die Kopplung zwischen den beiden Effekten ist so stark, dass die Leerstellenkonzentration in der AlCuSc-C-Legierung auf ein deutlich hohes Niveau (~22 × 10−2 at.%) ansteigt.

Künstliche Alterung bei 125 °C wurde im Allgemeinen angewendet, um das Ausfällungsverhalten in den SPD-verarbeiteten Al-Legierungen zu untersuchen18,22. Hier haben wir die NG-Legierungen einer Alterung bei 125 °C ausgesetzt und ihre thermische Stabilität verglichen. In der 6 Stunden lang gealterten AlCuSc-R-Legierung kam es zu einer erheblichen Ausfällung der Gleichgewichtsphase θ-Al2Cu entlang der GBs und im Inneren des Korns (Abb. 2a). Die in Abb. 2b verteilten Cu-reichen Bereiche entsprechen den groben θ-Partikeln. Die in der Matrix überlebenden Cu-Atome haben eine Konzentration von nur ~1,2 Gew.-% (Abb. 2c), etwa 50 % des nominellen Cu-Gehalts (~2,5 Gew.-%). Eine ähnliche Ausfällung grober, stabiler θ-Ausscheidungen trat auch in den AlCu-R- und AlCu-C-Legierungen während der künstlichen Alterung bei 125 ° C auf (ergänzende Abbildung 5) und sogar während der Langzeitlagerung bei Raumtemperatur (ergänzende Abbildung 6). Im Gegensatz dazu konnten nach 6-stündiger Alterung in der AlCuSc-C-Legierung keine Ausscheidungen festgestellt werden (Abb. 2d). Die Verteilung der Cu-Atome war genauso homogen wie im verarbeiteten Zustand (Abb. 2e, f, 1b). Es ist offensichtlich, dass die NG AlCuSc-C-Legierung eine hohe thermische Stabilität gegenüber der ungünstigen Ausfällung grober, stabiler θ-Ausscheidungen aufwies. Die hohe thermische Stabilität zeigt sich auch bei der Härtemessung. Die AlCuSc-C-Legierung behielt bei Alterung bei 125 ° C bis zu 100 Stunden lang ein Spitzenhärteplateau bei, die AlCu-R- und AlCuSc-R-Legierungen zeigten jedoch nach 6-stündiger Alterung einen offensichtlichen Härteabfall (ergänzende Abbildung 7).

a Typisches Hellfeld-TEM-Bild der AlCuSc-R-Legierung (Einschub ist ein hochauflösendes TEM-Bild der θ-Phase). b Typisches HAADF-STEM-Bild der AlCuSc-R-Legierung und entsprechende Elementkartierung von Cu. c Ergebnis des EDS-Zeilenscans, das der in b markierten blauen Linie entspricht. d Typisches Hellfeld-TEM-Bild der AlCuSc-C-Legierung. e Typisches HAADF-STEM-Bild der AlCuSc-C-Legierung und entsprechende Elementkartierung von Cu. f EDS-Zeilenscanergebnis entsprechend der in e markierten blauen Linie.

Um die Ausscheidungskinetik der Legierungen aufzudecken, wurden DSC-Experimente in einem weiten Temperaturbereich durchgeführt. Abbildung 3a zeigt repräsentative DSC-Kurven der verarbeiteten NG AlCuSc-R- und AlCuSc-C-Legierungen. Zum Vergleich ist in Abb. 3a auch die DSC-Kurve einer grobkörnigen Al-2,5 Gew.-% Cu-0,3 Gew.-% Sc-Legierung nach Lösungsbehandlung und Abschrecken mit Wasser dargestellt. Die grobkörnige Al-Cu-Sc-Legierung zeigte eine typische Wärmeflusskurve, wobei der exotherme Peak bei ~150 °C auftrat und eine intragranulare \({\theta }^{{\prime} }\)-Al2Cu-Ausscheidung darstellt. In der AlCuSc-R-Legierung mit nanoskaligen Körnern wurde die \(\theta\)-Ausfällung stark beschleunigt (siehe Abb. 2a) und der exotherme Peak wurde zu einer niedrigeren Temperatur von ~125 °C verschoben. Die anschließende endotherme Reaktion (von 125 bis 400 °C) sollte hauptsächlich mit der Vergröberung und teilweisen Auflösung der θ-Niederschläge verbunden sein39. Im Gegensatz dazu kann in der NG AlCuSc-C-Legierung bis zu 200 °C kein offensichtlicher exothermer Peak beobachtet werden. Danach trat der exotherme Wärmestrom auf und stieg allmählich auf etwa 400 °C an. Die DSC-Ergebnisse veranschaulichen deutlich, dass die Ausfällung in der AlCuSc-C-Legierung bei höheren Temperaturen (über ~200 °C) stark verzögert und bei höheren Temperaturen von ~200 bis ~400 °C sehr träge verlief. Dies stimmt gut mit der TEM-Beobachtung in Abb. 3a überein. Das seit langem bestehende Problem der ungünstigen Ausfällung bei niedrigen Temperaturen, das im Allgemeinen bei den NG-Al-Legierungen (einschließlich der aktuellen AlCu-R-, AlCu-C- und AlCuSc-R-Legierungen) bestand, wird in der AlCuSc-C-Legierung geschickt ausgebügelt, was auf a hinweist deutliche Verbesserung der thermischen Stabilität.

a DSC-Erwärmungskurven der AlCuSc-R-, AlCuSc-C-Legierungen und der grobkörnigen Al-Cu-Sc-Legierung, Einschub ist ein typisches Hellfeld-TEM-Bild von AlCuSc-C, gealtert bei 175 °C für 50 Stunden. b Die Mindesttemperatur für die thermische Instabilität einiger typischer Al-Gusslegierungen, einschließlich Al-Cu44, Al-Mg-Si13, Al-Cu-Mg46, Al-Zn-Mg-Cu45 und SPD-verarbeiteter Al-Legierungen wie Al- 4Cu20, 606140, 707541, 715042, 202443 und Al-5Cu22. c Typisches Hellfeld-TEM-Bild und entsprechendes SAED-Muster (Selected Area Electron Diffraction) der AlCuSc-C-Legierung, gealtert bei 225 °C für 50 Stunden. d Entsprechende Elementkartierung von Cu in c.

Wir haben eine Statistik über die thermische Instabilitätstemperatur einiger Al-Legierungen13,20,22,40,41,42,43,44,45,46 als Funktion der Verformungsdehnung (hier quantifiziert durch Äquivalentdehnung, εeq) erstellt, wie dargestellt in Abb. 3b. Die beobachtete kritische Temperatur (Ti) bezieht sich auf die Alterungstemperatur, bei der innerhalb von 50 Stunden nach der Wärmebehandlung eine nennenswerte Ausfällung stabiler Niederschläge festgestellt werden konnte. Wie gezeigt, nimmt Ti mit zunehmender Verformungsspannung, der die Legierungen ausgesetzt sind, stark ab. Es wird erwartet, dass die Legierungen, die einer größeren Verformungsspannung unterliegen, kleinere Körner und mehr Kristalldefekte aufweisen16, was die frühere Ausfällung stabiler Ausscheidungsphasen stark stimuliert und gleichzeitig zu einem niedrigeren Ti führt. Diese Ergebnisse gehen von einem allgemeinen Trend aus, dass Ti mit steigendem εeq abnimmt und umgekehrt. In dieser Arbeit wurde das Ausgleichsdilemma zwischen Ti und εeq in der AlCuSc-C-Legierung umgangen, die nach einer intensiven HPT-Verarbeitung mit εeq ~120 einen hohen Ti-Wert von ~230 °C aufwies. Die Ausscheidungskinetik der NG AlCuSc-C-Legierung ist noch träger als die des lösungsbehandelten grobkörnigen Gegenstücks. Besonders interessant ist, dass in der AlCuSc-C-Legierung, die 50 Stunden lang bei ~225 °C gealtert wurde, eine deutliche Kornvergröberung aufgetreten ist (Abb. 3c). Die Cu-Atome blieben jedoch weiterhin in einer homogenen Verteilung in der Matrix (Abb. 3d). Intergranulare Ausfällung von kugelförmigen θ-Partikeln ist immer noch selten.

Um die Elementverteilung von Cu- und Sc-Atomen in der NG AlCuSc-C-Legierung aufzudecken, wurden Proben sowohl nach natürlicher Alterung über 6 Monate als auch nach künstlicher Alterung bei 125 °C über 6 Stunden durch Atomsondentomographie (APT)47 charakterisiert. Nach der kryogenen HPT können in der Probe keine Niederschläge oder Cluster gelöster Stoffe (siehe Methoden) gefunden werden (Abb. 4a), was bestätigt, dass während der natürlichen Alterung kein Niederschlag stattgefunden hat. Die Abstandsverteilungsprofile der nächsten Nachbarn von Cu- und Sc-Ionen (ergänzende Abbildung 8) zeigen, dass die Cu- und Sc-Atome nahezu zufällig innerhalb der Körner verteilt sind. Interessanterweise lässt sich anhand des Konzentrationsprofils über einen GB hinweg eine erkennbare Segregation von Cu-Atomen sowie eine leichte Segregation von Sc-Atomen an den GBs erkennen (Abb. 4c). Auf beiden Seiten des GB ist eine deutliche Verarmungszone für gelöste Stoffe mit einer Breite von ~5 nm zu beobachten. Die durchschnittliche Cu-Konzentration im Korn und in der GB-Verarmungszone wird mit ~1,05 Atom-% (oder ~2,5 Gew.-%) bzw. ~0,15 Atom-% (oder ~0,35 Gew.-%) gemessen. Die Anreicherung von Cu-Atomen an GBs ist offensichtlich ein Ergebnis der Diffusion von Cu- und Sc-Atomen von der Matrix zum GB. Die Diffusionszone ist jedoch auf einen sehr dünnen Bereich neben dem GB beschränkt.

eine repräsentative APT-Rekonstruktion der natürlich gealterten AlCuSc-C-Legierung, wobei Cu- und Sc-Atome mit brauner bzw. blauer Farbe markiert sind. b Analyse der partiellen radialen Verteilungsfunktion (RDF) der natürlich gealterten AlCuSc-C-Legierung, die die Nahordnung zwischen Sc und Cu am Ort des ersten nächsten Nachbarn (NN) zeigt. Die Fehlerbalken sind Standardabweichungen vom Mittelwert. c 1-D-Konzentrationsprofil von Cu über GBs in der AlCuSc-C-Legierung nach natürlicher Alterung und künstlicher Alterung bei 125 °C für 6 Stunden. Die Fehlerbalken sind Standardabweichungen vom Mittelwert. d Repräsentative APT-Rekonstruktion der 6 Stunden bei 125 °C gealterten AlCuSc-C-Legierung, wobei plattenförmige Cu-Atomcluster durch eine gestrichelte Ellipse markiert sind. e RDF-Analyse der 6 Stunden bei 125 °C gealterten AlCuSc-C-Legierung. Die Fehlerbalken sind Standardabweichungen vom Mittelwert. f Bindungsenergie des Cu-Sc-X-Leerstellenkomplexes (X = 1, 2), berechnet durch DFT. g Hochauflösendes HAADF-STEM-Bild, betrachtet entlang <100>Al der AlCuSc-C-Legierung, Einschub ist das entsprechende Muster der schnellen Fourier-Transformation (FFT). h Atomare Auflösung <100> Al HAADF-STEM-Bild, das die gelösten Stoffkomplexe in der AlCuSc-C-Legierung zeigt. i Inverses FFT-Bild, das die mit Cu und Sc angereicherten Atomkomplexe zeigt.

Nach 6-stündiger künstlicher Alterung bei 125 °C werden durch APT keine Ausfällungen im intragranulären Bereich beobachtet. Gelegentlich können plattenförmige Cu-Atomcluster mit einer maximalen Cu-Konzentration von ~5,0 Atom-% beobachtet werden (wie durch die gestrichelte Ellipse in Abb. 4d markiert), bei denen es sich um GP-I-Zonen von Al-Cu-Ausscheidungen handeln könnte. Die GB-Konzentration von Cu ist etwas höher, während die intragranulare Cu-Konzentration (~ 0,86 Atom-%) etwas niedriger ist als bei der As-HPT-Probe (Abb. 4c). Dies bedeutet, dass während der künstlichen Alterung nur eine geringe Diffusion von Cu-Atomen aus der Matrix in den GB stattgefunden hat. Obwohl an den GBs keine Cu-reichen Ausscheidungen nachgewiesen werden konnten, deutet dies darauf hin, dass die Cu-Atome an den GBs ziemlich stabil sind und im festen Lösungszustand verbleiben. Da es zu keiner Ausfällung von Al-Cu-Ausscheidungen kommt, weder im Korn noch an den GBs, wohingegen die Übersättigung von Cu in der festen Lösung der Körner etwas verringert ist, sollte der signifikante Anstieg der Härte durch künstliche Alterung auf die GB-Segregation zurückgeführt werden Verstärkung durch Cu-Atome22. Dies kann jedoch immer noch nicht erklären, warum es bei der natürlichen und künstlichen Alterung zu keinen Niederschlägen kommt.

Die Analyse der partiellen radialen Verteilungsfunktion (RDF) wurde verwendet, um die Verteilung der Cu- und Sc-Atome in den Proben weiter zu analysieren. Die in der Matrix beider Proben gemessenen normalisierten partiellen RDF um Sc-Atome sind in Abb. 4b und e dargestellt. Wie gezeigt, gibt es in der natürlich gealterten Probe eine deutlich höhere Cu-Konzentration innerhalb eines radialen Abstands von ~ 1 nm um die Sc-Atome (ergänzende Abbildung 9), was darauf hindeutet, dass in der Matrix eine starke Sc-Cu-Clusterbildung vorliegt. Eine genauere Analyse des partiellen RDF zeigt, dass sich Cu-Atome bevorzugt an den Positionen des ersten nächsten Nachbarn (1NN) von Sc-Atomen befinden, wobei sich ein normalisierter RDF-Wert 2 nähert, wobei Eins eine zufällige Verteilung angibt48 (siehe Methoden). An den zweiten NN-Positionen (2NN) der Sc-Atome liegt der normalisierte RDF-Wert nahe bei Eins. Nach künstlicher Alterung zeigen Cu-Atome auch eine höhere Konzentration an 1NN-Positionen von Sc-Atomen. Allerdings ist der normalisierte RDF-Wert deutlich niedriger als vor der künstlichen Alterung. Die obige RDF-Analyse legt nahe, dass in der AlCuSc-C-Legierung auch nach künstlicher Alterung eine Nahordnung zwischen Sc- und Cu-Atomen an 1NN-Positionen zueinander besteht. Dies impliziert, dass sich Atomkomplexe mit lokal geordneten Cu-Sc-Atomen gebildet haben, in denen die Konzentration der Cu- und Sc-Atome nicht hoch genug ist, um als Atomcluster in APT sichtbar zu sein. Um die Existenz von mit Sc und Cu angereicherten Atomkomplexen zu bestätigen, wurde in der AlCuSc-C-Legierung ein ringförmiges Hochwinkel-Dunkelfeld-STEM (HAADF-STEM) angewendet. Wie in Abb. 4g–i dargestellt, existiert im natürlich gealterten AlCuSc-C ein hochdichtes nanoskaliges Merkmal (~ 1 nm mit einer volumetrischen Zahlendichte von ~ 2,0 × 1024 m−3) mit deutlich höherem Kontrast als die umgebende Matrix Legierung. Eine EDX-Kartierung der Komplexe heller Atome zeigt, dass die Komplexe mit Cu-Atomen angereichert sind, wobei auch eine leichte Anreicherung von Sc-Atomen festgestellt werden kann (ergänzende Abbildung 10). Das Muster der schnellen Fourier-Transformation (FFT) (Einschub in Abb. 4g) zeigt, dass an den {110}Al-Positionen schwache Reflexionen vorhanden sind, was darauf hindeutet, dass die Komplexe eine gewisse Nahordnung aufweisen. Zusätzliche Beweise in der ergänzenden Abbildung 11 zeigen jedoch, dass die Atomkomplexe keine L12-Struktur besitzen. Im Gegensatz dazu können in der AlCuSc-C-Legierung keine offensichtlichen Cluster gelöster Stoffe beobachtet werden.

Die Bildung von Cu-Sc-Atomkomplexen in der AlCuSc-C-Legierung scheint im Widerspruch zu früheren Berechnungsergebnissen der Dichtefunktionaltheorie (DFT) zu stehen,49 die zeigen, dass die Bildung von Sc-Cu-Dimeren entweder an 1NN- oder 2NN-Positionen im Al-Feststoff energetisch ungünstig ist Lösung. Es ist bekannt, dass durch die Bindung an Leerstellen die Bindungen gelöster Atome gestärkt werden können. Obwohl zwischen Cu- und Sc-Atomen in Cu-Sc-Leerstellenkomplexen49 nur eine schwache Bindungsenergie (max. ~0,1 eV) besteht, erklärt dies möglicherweise nicht die starke Nahordnung von Sc-Cu in der vorliegenden Arbeit. Da der Hauptunterschied zwischen AlCuSc-C- und AlCuSc-R-Legierungen darin besteht, dass erstere eine hohe Konzentration an Leerstellen aufweist, kann das völlig unterschiedliche Ausscheidungsverhalten der Legierungen auf die Leerstellen zurückgeführt werden. Wir haben eine systematische DFT-Berechnung durchgeführt, um die Bindungsenergie zwischen Cu- und Sc-Atomen in Kombination mit zwei Leerstellen zu bestimmen, nämlich in V-Sc-Cu-V-Komplexen (V bezeichnet Leerstelle) unterschiedlicher Atomanordnungen. Überraschenderweise kann in den meisten Komplexen mit Cu- und Sc-Atomen, die sich in der 1NN-Position zueinander befinden, eine deutlich höhere Bindungsenergie erreicht werden, und zwar mit einer maximalen Bindungsenergie von ~ 0,35 eV (Abb. 4f). Dies bedeutet, dass der Komplex eine geringere freie Energie aufweist und thermodynamisch stabiler ist, wenn ein Cu-Atom und ein Sc-Atom mit mehr als einer Leerstelle kombiniert werden. Dies erklärt, warum in der AlCuSc-C-Legierung eine starke Nahordnung von Sc-Cu vorliegen könnte, wie die APT-Charakterisierung und HAADF-STEM zeigen. Eine weitere Analyse der DFT-Berechnungsergebnisse zeigt, dass die erhöhte Bindungsenergie mit Leerstellen physikalisch auf die erhöhte Ladungsdichte zurückzuführen ist (siehe ergänzende Abbildung 12). Um weiter zu verifizieren, dass sich Sc-Atome neben den Leerstellen befinden, wurden zusätzlich Experimente zur Koinzidenz-Doppler-Verbreiterung (CDB)50,51 durchgeführt, um die CDB-Verhältniskurven für reines Cu, reines Sc und die AlCuSc-C-Legierung zu erhalten (siehe Methoden und). Ergänzende Abbildung 13). Die CDB-Verhältniskurve der AlCuSc-C-Legierung zeigt eine Mischung aus dem charakteristischen Cu-Signal und dem Sc-Signal: nicht nur einen langen Schwanz im Bereich mit hohem Impuls (>15 × 10−3 m0c) aufgrund von Cu-Elektronen, sondern auch einen Buckel um ihn herum 10 × 10−3 m0c aufgrund von Sc-Elektronen. Die Vereinbarungen deuten darauf hin, dass ein großer Teil der Positronen an Leerstellen in der Nähe von Sc-Atomen vernichtet wird50,51.

In Al-Legierungen können Wechselwirkungen zwischen gelösten Atomen und Leerstellen die Bildung von Clustern und Ausfällungen gelöster Stoffe durch den Diffusionskinetikprozess unterstützen10,52,53. Die bei NG-Al-Legierungen allgemein beobachtete ungünstige Ausfällung bei niedriger Temperatur (sogar Raumtemperatur) ist hauptsächlich auf die hochdichten Leerstellen und andere Defekte (Versetzungen und GBs) zurückzuführen, die durch die starke Verformung entstehen und effektive Diffusionswege für gelöste Atome bieten Keimbildungsstellen einer Niederenergiebarriere für Niederschläge16,20. Während der HPT der Al-Cu-Sc-Legierung kann die Diffusionsfähigkeit von durch Verformung erzeugten Leerstellen durch die kryogene Temperatur erheblich verringert werden, während die Bildung von V-Sc-Cu-V-Komplexen die Leerstellen weiter stabilisieren kann, da Cu-Atome und insbesondere Sc Atome haben eine viel geringere Diffusionsfähigkeit als Leerstellen. Sc-Atome haben eine um mehrere Größenordnungen niedrigere Diffusionsfähigkeit als Cu-Atome in der Al-Matrix18,44. Obwohl wir nur die Bindungsenergie von V-Sc-Cu-V-Komplexen berechnet haben, ist zu erwarten, dass größere Komplexe, die mehr Cu- und Sc-Atome zusammen mit überschüssigen Leerstellen enthalten, ebenfalls eine hohe thermische Stabilität aufweisen und sich daher bilden, insbesondere bei Lagerung bei Raumtemperatur , die hier als (Cu, Sc, Leerstellen)-reiche Atomkomplexe bezeichnet werden. Dadurch kann auch nach einer natürlichen Alterung von 6 Monaten eine hohe Konzentration an Leerstellen in der AlCuSc-C-Legierung zurückbleiben. Es sollte erwähnt werden, dass ein großer Teil der Bulk-Monovakanzen und Bulk-Divakanzen in (Cu, Sc, Leerstellen)-reichen Atomkomplexen vorliegt. Die Lebensdauer der Positronenvernichtung in Monoleerstellen und Doppelleerstellen der AlCuSc-C-Legierung ergibt sich hauptsächlich aus der Lebensdauer der Positronenvernichtung in solchen Atomkomplexen. Da andererseits die meisten Leerstellen in den energiearmen (Cu, Sc, Leerstellen)-reichen Atomkomplexen eingeschlossen sind, wird die diffusionskontrollierte Ausfällung stabiler Al-Cu-Niederschläge während der Lagerung bei Raumtemperatur deutlich unterdrückt. Dies steht im Einklang mit einer früheren Simulationsarbeit auf atomarer Ebene54, die zeigte, dass die Diffusionsfähigkeit des gelösten Stoffs erheblich verringert wird, wenn ein gelöstes Atom mit zwei Leerstellen bindet. Auffallend ist, dass es bei der künstlichen Alterung bei erhöhten Temperaturen nicht zu einer intergranularen Ausfällung von θ-Ausscheidungen kommt.

Es wurde bereits gezeigt, dass die Zugabe von Sc in grobkörnigen Al-Cu-Legierungen mit abgeschreckten Leerstellen die Cu-Diffusion verlangsamen und die Ausscheidungskinetik anpassen kann44,55. Während der HPT bei Raumtemperatur können die durch Verformung erzeugten Leerstellen jedoch aufgrund der wesentlich höheren Diffusionsfähigkeit der Leerstellen leicht an sinkenden Quellen wie Versetzungen und GBs vernichtet werden. Daher gibt es nicht genügend Leerstellen, um einen hohen Anteil an (Cu, Sc, Leerstellen)-reichen Atomkomplexen zu bilden, die einen großen Anteil an Leerstellen in der AlCuSc-R-Legierung enthalten (siehe ergänzende Abbildung 14). Infolgedessen wird der Sc-Effekt bei der Verlangsamung der Cu-Diffusion durch die hochdichten Versetzungen überwältigt und es kann während der Lagerung bei Raumtemperatur immer noch zu einer ungünstigen Ausfällung stabiler \(\theta\)-Ausscheidungen kommen. Die Bildung von (Cu, Sc, Leerstellen)-reichen Atomkomplexen in der AlCuSc-C-Legierung kann die Konzentration freier Leerstellen in der Matrix und die Diffusionsfähigkeit von Cu-Atomen verringern und so die ungünstige \(\theta\)-Ausfällung im Raum verhindern Temperaturspeicherung. Dies stellt eine Möglichkeit dar, Komplexe aus gelösten Stoffen und Leerstellen auf kontraintuitive Weise zu stabilisieren, d. Dieses Szenario scheint in grobkörnigen Al-Legierungen, die durch herkömmliche thermomechanische Verfahren hergestellt werden, unmöglich zu sein, da die abgeschreckten Leerstellen im Allgemeinen viel kleiner sind als die gelösten Atome21. Aber in der vorliegenden AlCuSc-C-Legierung wurde die Leerstellenkonzentration auf ein wesentlich hohes Niveau (~0,22 Atom-%) angehoben, was etwa dem 1,6-fachen der Sc-Konzentration (~0,14 Atom-%) in der übersättigten festen Lösung entspricht. Ein großer Teil der Cu-Sc-Leerstellenkomplexe könnte zwei oder mehr Leerstellen enthalten. Es ist das Sc-Atom und nicht das Cu-Atom, das zwei oder mehr Leerstellen einfängt, um (Cu, Sc, Leerstellen)-reiche Atomkomplexe zu bilden. Die offenen Stellen waren fast ausschließlich in den stabileren Komplexen verankert. Infolgedessen wurde die durch Leerstellen unterstützte Cu-Diffusion zur Ausfällung in der AlCuSc-C-Legierung nahezu gehemmt.

Die zugtechnischen Spannungs-Dehnungs-Kurven in Abb. 5a zeigen, dass die AlCuSc-C-Legierung im Vergleich zur groben AlCuSc-R-Legierung eine viel bessere mechanische Leistung aufweist (Zugfestigkeit nähert sich ~570 MPa und gleichmäßige Duktilität nähert sich ~8,5 %). -Körnige Al-2,5 Gew.-% Cu- und Al-2,5 Gew.-% Cu-0,3 Gew.-% Sc-Legierungen unter Spitzenalterungsbedingungen und mit plättchenförmigen θ′-Ausscheidungen55. Wir haben auch einen Mikropillar-Drucktest eingesetzt, um die Kaltverfestigungsfähigkeit und die mechanischen Eigenschaften der AlCuSc-C-Legierung weiter zu untersuchen, wobei die AlCuSc-R-Legierung als Referenz diente. Die zum Test verwendeten Mikropillen haben den gleichen Durchmesser von ~1 μm (ca. 100 im Querschnitt eingeschlossene Körner). Repräsentative technische Spannungs-Dehnungs-Kurven der Proben, die unterschiedlichen Dehnungsraten ausgesetzt waren, sind in Abb. 5b dargestellt. Die AlCuSc-C-Legierung weist bei gleicher angelegter Dehnungsrate von 2 × 10−4 s−1 eine viel höhere Kaltverfestigungsfähigkeit auf als die AlCuSc-R-Legierung. Bei 35 % Dehnung ist die Fließspannung der AlCuSc-C-Legierung etwa 230 MPa höher als die der AlCuSc-R-Legierung. Die entsprechenden Kocks-Mecking-Diagramme in Abb. 5b zeigen deutlich, dass die AlCuSc-C-Legierung eine größere anfängliche Kaltverfestigungsrate und eine begrenzte dynamische Erholung aufweist (gekennzeichnet durch den Parameter β, der als die durch die strichpunktierte Linie markierte Steigung definiert ist). Linie). Dies bedeutet, dass die Versetzungsvernichtung in der AlCuSc-C-Legierung wirksam gehemmt wird. Die Kaltverfestigungsrate, gemessen durch \({\varTheta }_{{{{{{{\mathrm{pillar}}}}}}}}=\frac{{\sigma }_{5 \% }-{\ Sigma }_{2 \% }}{5 \% -2 \% }n\) (\({\sigma }_{5 \% }\) und \({\sigma }_{2 \% }\ ) sind die Spannung bei der Dehnung von 5 bzw. 2 % und n ist der Exponent der Kaltverfestigung die AlCuSc-R-Legierung (~2,0 GPa) und berichtete Werte für NG-reines Al (~0,15 GPa), abgeschrecktes grobkörniges Al-2,5 Gew.-% Cu-Legierung (~0,19 GPa für <110 > -orientierte Mikrosäule) und Peak- gealterte grobkörnige Al-2,5 Gew.-% Cu-Legierung (~0,33 GPa für <110 > -orientierte Mikrosäule) (siehe ergänzende Abbildung 15). Die hohe Kaltverfestigungsrate, die in der AlCuSc-C-Legierung erreicht wird, ist vermutlich auf die starke Behinderung sich bewegender Versetzungen durch die mit Cu, Sc und überschüssigen Leerstellen angereicherten nanoskaligen Atomkomplexe mit hoher Dichte zurückzuführen, was die Ansammlung von Versetzungen fördert. Wenn die sich bewegenden Versetzungen auf Komplexe treffen, ist eine zusätzliche Kraft erforderlich, um die Komplexe aufzubrechen, was zu einem Festhalteeffekt auf die sich bewegenden Versetzungen führt. Dieser Prozess würde die Möglichkeiten für Versetzungen erhöhen, miteinander zu interagieren, was die Ansammlung von Versetzungen im Korninneren und damit die Fähigkeit zur Kaltverfestigung verbessern würde57.

a Zugtechnische Spannungs-Dehnungs-Kurven der AlCuSc-R- und AlCuSc-C-Legierungen im Vergleich zu spitzengealterten grobkörnigen Al-Cu- und Al-Cu-Sc-Legierungen mit plattenförmigen θ′-Ausscheidungen55. Eingefügt ist die gebrochene Zugprobe der AlCuSc-C-Legierung. b Drucktechnische Spannungs-Dehnungs-Kurven der Mikrosäulen mit 1 μm Durchmesser der AlCuSc-R- und AlCuSc-C-Legierungen bei unterschiedlichen Druckdehnungsraten. Eingefügt sind die entsprechenden Kocks-Mecking-Diagramme. β ist charakteristisch für die dynamische Erholung und definiert als die durch die strichpunktierte Linie markierte Steigung. c Berechnete Kaltverfestigungsrate der AlCuSc-R- und AlCuSc-C-Mikrosäulen im Vergleich mit der der NG-Al-Mikrosäule, der mit fester Lösung behandelten Al-Cu-Mikrosäule und der spitzengealterten grobkörnigen Al-Cu-Mikrosäule. Die Fehlerbalken stellen Standardabweichungen vom Mittelwert für Sätze aus drei Tests dar. d REM-Bild der fertigen AlCuSc-C-Mikrosäule mit 1 μm Durchmesser. e, f sind REM-Bilder der AlCuSc-R- und AlCuSc-C-Mikrosäulen nach Kompression mit einer Dehnungsrate von jeweils 2 × 10−4 s−1. g REM-Aufnahme der AlCuSc-C-Mikrosäule nach Kompression bei einer Dehnungsrate von 2 × 10−2 s−1.

Der Unterschied im plastischen Verformungsverhalten zwischen AlCuSc-C- und AlCuSc-R-Legierungen kann auch in der komprimierten Mikrosäule beobachtet werden. Abbildung 5d zeigt repräsentativ eine gut bearbeitete Mikrosäule vor der Kompression. Nach der Kompression sind in der Mikrosäule der AlCuSc-R-Legierung eine Reihe von Gleitbändern sichtbar (Abb. 5e), die auf eine inhomogene Verformung und lokale Spannungskonzentration hinweisen. Im Gegensatz dazu zeigt die komprimierte Mikrosäule aus AlCuSc-C-Legierung eine gleichmäßige Verformung (Abb. 5f).

Interessanter ist, dass die AlCuSc-C-Legierung eine Verringerung der Fließspannung zeigt, wenn eine höhere Dehnungsrate (2 × 10−2 s−1) angewendet wird (siehe Abb. 5b), was eine negative Dehnungsratenempfindlichkeit (SRS) impliziert. Das negative SRS wurde durch Nanoindentationstests weiter verifiziert (siehe ergänzende Abbildung 16a). Im Gegensatz dazu zeigten die anderen drei NG-Legierungen in der vorliegenden Arbeit alle einen positiven SRS. Diese Diskrepanz verdeutlicht einen deutlichen zeitabhängigen Pinning-Effekt auf Versetzungen, der von den mit Cu, Sc und überschüssigen Leerstellen angereicherten Atomkomplexen ausgeübt wird. Ein negativer SRS wird normalerweise bei einigen grobkörnigen Legierungen auf Al-Mg-Basis mit einem hohen Mg-Gehalt beobachtet und wird weitgehend durch die dynamische Kopplung gelöster Stoffe (Cluster) und Versetzungen erklärt, die als dynamische Spannungsalterung bezeichnet wird58. In der vorliegenden AlCuSc-C-Legierung kann der zugrunde liegende Mechanismus für negatives SRS im Wesentlichen der dynamischen Spannungsalterung ähneln, bei der die (Cu, Sc, Leerstellen)-reichen Atomkomplexe als Hindernisse für den Versetzungsschlupf dienen. Während der Verformung können die (Cu, Sc, Leerstellen)-reichen Atomkomplexe durch Versetzungsscherung zersetzt werden. Aufgrund der starken Bindungstendenz zwischen Cu-Atomen, Sc-Atomen und überschüssigen Leerstellen können neue (Cu, Sc, Leerstellen)-reiche Atomkomplexe regeneriert werden, wodurch die Verschiebung von Versetzungen fixiert wird. Wenn jedoch eine Dehnungsrate von bis zu 2 × 10−2 s−1 verwendet wird, bleibt möglicherweise nicht genügend Zeit für die Regeneration neuer Komplexe, bevor sie einem neuen Versetzungsgleiten ausgesetzt werden. Dadurch wird der Pinning-Effekt (Cu, Sc, Leerstellen)-reicher Atomkomplexe auf Versetzungen verringert und die Kaltverfestigungsfähigkeit des Materials geschwächt. Die homogene Verformung wird daher durch eine scherartige lokale Verformung verdrängt, siehe die sich entwickelnde Verformungsmorphologie von Abb. 5f bis g. Es sollte jedoch erwähnt werden, dass in der Spannungs-Dehnungs-Kurve der vorliegenden AlCuSc-C-Legierung keine signifikante Verzahnung beobachtet werden konnte, die sich vom typischen Portevin-Le Chartelie (PLC)-Effekt unterscheidet. Dies bedeutet, dass für die Zukunft eine weitere Untersuchung darüber erforderlich ist, wie die (Cu, Sc, Leerstellen)-reichen Atomkomplexe das Verformungsverhalten beeinflussen.

Neben den Mikropillen mit 1 μm Durchmesser wurden auch Mikropillen mit 3 μm Durchmesser getestet. Ziel war es, die Möglichkeit auszuschließen, dass ein Einfluss der Probengröße auf das unterschiedliche plastische Verformungsverhalten zwischen den Mikrosäulen aus AlCuSc-C- und AlCuSc-R-Legierung zurückzuführen ist56. Die zusätzlichen Ergebnisse (ergänzende Abbildung 16b) hatten grundsätzlich die gleichen Auswirkungen wie die obigen Ergebnisse. Daraus lässt sich schließen, dass die stärkere Kaltverfestigungsfähigkeit der AlCuSc-C-Legierung mit dem Vorhandensein atomarer Komplexe zusammenhängen sollte.

In dieser Arbeit zeigen wir eine wirksame Strategie zur Stabilisierung übersättigter fester Lösungen in den NG-Al-Cu-Legierungen und zur Förderung ihrer thermischen Stabilität auf ein anwendbares Niveau. Die Unterdrückung ungünstiger Ausfällungen bei niedrigen Temperaturen wird durch die Einführung hochdichter Leerstellen und die gleichzeitige Bildung von Sc-Mikrolegierungsatomen erreicht. Thermodynamisch stabile (Cu, Sc, Leerstellen)-reiche Atomkomplexe sind selbstorganisiert, stoppen die Cu-Diffusion wirksam und fangen die gelösten Atome in der Al-Matrix ein. Bei diesem Mechanismus sind Leerstellen mit einer wesentlich höheren Konzentration erforderlich, um sicherzustellen, dass in den meisten Atomkomplexen überschüssige Leerstellen vorliegen können, was die thermische Stabilität von Atomkomplexen erheblich erhöht. HPT bei der Temperatur von flüssigem Stickstoff ist entscheidend, um Leerstellen mit solch hoher Dichte zu erzeugen. Das Mikrolegierungselement Sc, das eine starke Bindungstendenz mit Cu aufweist, ist ebenfalls erforderlich, um die Bildung von (Cu, Sc, Leerstellen)-reichen Atomkomplexen auszulösen und die Vernichtung übermäßiger Leerstellen zu unterdrücken. Wir zeigen, dass die (Cu, Sc, Leerstellen)-reichen Atomkomplexe der NG Al-Cu-Legierung nicht nur eine zufriedenstellende Beständigkeit gegen Cu-Ausfällung, sondern auch eine stärkere Kaltverfestigungsfähigkeit ermöglichen. Diese durch Leerstellen vermittelte Komplexbildungsstrategie beseitigt gleichzeitig zwei Engpässe, die NG-Al-Legierungen innewohnen, nämlich die unkontrollierbare Niedertemperaturausfällung stabiler Niederschläge und die unzureichende plastische Verformbarkeit. Das Designkonzept der hochdichten Leerstellen zusammen mit der Mikrolegierung kann auf andere NG-Metalllegierungen angewendet werden.

Die stark erhöhte Kaltverfestigungsfähigkeit, die sich aus den (Cu, Sc, Leerstellen)-reichen Atomkomplexen ergibt, ist für die Gemeinschaft der NG-Metallmaterialien von großem Interesse. Eine große Herausforderung bei der Anwendung von NG-Metallwerkstoffen ist die schlechte Duktilität16,17. Es wurden einige Taktiken vorgeschlagen, um die Duktilität von massiven NG-Metallen zu verbessern, einschließlich der chemischen/strukturellen GB-Optimierung und des Heterogenitätsdesigns mit mehreren Längen24,26. Insbesondere die Dispergierung nanoskaliger Partikel im Korninneren durch Ausfällung ist ein wirksamer Ansatz, da die intragranularen Partikel Versetzungen innerhalb der Körner erzeugen, festhalten und somit akkumulieren können18,26. Bei den NG-Metallen kam es jedoch bevorzugt bei niedrigen Temperaturen (sogar bei Raumtemperatur) zu einer unkontrollierbaren intergranularen Ausfällung20,22, wodurch die intragranulare Ausfällung unterdrückt wurde. Hier in dieser Arbeit schlagen wir einen energischen Ansatz vor, nämlich gelöste Leerstellenkomplexe, um die Kaltverfestigungsfähigkeit der NG AlCuSc-C-Legierung auf ein hohes Niveau zu heben. Diese Komplexe aus gelösten Stoffen und Leerstellen ähneln in gewisser Weise den Clustern gelöster Stoffe, mit etwas kleinerer Größe und ähnlicher Verteilung. Es wurde festgestellt, dass die mikrostrukturell mit gelösten Stoffclustern versehenen Al-Legierungen eine größere Kaltverfestigungsfähigkeit besitzen als ihre durch Ausscheidungen verstärkten Gegenstücke59,60. In der vorliegenden NG AlCuSc-C-Legierung sind die Wechselwirkungen zwischen größeren Atomkomplexen und mobilen Versetzungen ziemlich komplex, so dass es zu einer kontinuierlichen Dissoziation von Leerstellen/gelösten Stoffen und einer Neubindung von Leerstellen/gelösten Stoffen kommen kann.

Es bleiben noch einige unbeantwortete Fragen zu den (Cu, Sc, Leerstellen)-reichen Atomkomplexen. Erstens ist der Selbstorganisationsprozess solcher Komplexe noch unklar. Zukünftig kann die molekulardynamische Simulation eingesetzt werden, um den Bildungsprozess von (Cu, Sc, Leerstellen)-reichen Atomkomplexen, das weitere Wachstum von Cu-Sc-Doppelleerstellen zu größeren Komplexen und die Diffusion von gelösten Cu- und Sc-Stoffen zu simulieren unter dem Einfluss einer hohen Konzentration an Leerständen. Für das komplexe Design und die Stabilitätsoptimierung sollten relevante theoretische Rahmenbedingungen entwickelt werden, einschließlich Thermodynamik und Kinetik für die komplexe Bildung, Entwicklung und Dissoziation. Diese Fragen könnten eine Reihe zukünftiger Forschungen anregen, die sich auf die Grundlagen des Komplexes aus gelösten Stoffen und Leerstellen konzentrieren. Unser Ansatz, der die hohe Kaltverfestigungsfähigkeit in Kombination mit hoher thermischer Stabilität nutzt, ist unserer Meinung nach weit verbreitet auf von SPD hergestellte NG-Metalllegierungen und wahrscheinlich auch auf Legierungen unter Bedingungen, die weit vom Gleichgewicht entfernt sind.

Legierungen mit den Zusammensetzungen Al-2,5 Gew.-% Cu und Al-2,5 Gew.-% Cu-0,3 Gew.-% Sc wurden jeweils geschmolzen und im Argonstrom gegossen, wobei 99,99 Gew.-% reines Al und 99,99 Gew.-% reines Cu verwendet wurden und Master-Al-2,0 Gew.-% Sc-Legierung. Die Gusslegierungen wurden 4 Stunden lang bei 450 °C homogenisiert und die Lösung 3 Stunden lang bei 590 °C behandelt. Für die HPT-Verarbeitung wurden Scheiben mit einem Durchmesser von 10 mm und einer Dicke von 1,2 ± 0,1 mm aus dem Barren geschnitten. Die HPT-Experimente wurden bei Raumtemperatur bzw. in flüssigem Stickstoff, unter einem Druck von 6 GPa und mit einer Drehzahl von 1 U/min für zehn Umdrehungen durchgeführt. Während der HPT-Verarbeitung in flüssigem Stickstoff wurden die Probe und die Ambosse in das Kühlmedium (flüssiger Stickstoff, ~77 K) eingetaucht, was die Unterdrückung des Temperaturanstiegs während der Verformung mit hoher Scherbelastung ermöglichte. Nach der HPT-Bearbeitung wurden die Proben sofort mehrere Male bei 125 °C in einem Ölbad künstlich gealtert.

Um die Mikrostrukturen im Nanomaßstab zu untersuchen, wurden Transmissionselektronenmikroskopie (TEM) und Hochwinkel-Ringdunkelfeld-Rastertransmissionselektronenmikroskopie (STEM) mit großem Winkel (HAADF) unter Verwendung von JEOL 2100 F bei 200 kV und Cs-korrigiertem FEI G2 durchgeführt -300 Titan arbeitet mit 300 kV. Die TEM-Orientierungskartierung wurde mit dem JEOL 2100 F bei 200 kV durchgeführt, ausgestattet mit dem NanoMagas ASTAR-System. TEM-Folien wurden nach Standard-Elektropoliertechniken für Al-Legierungen hergestellt. Die Röntgenbeugungsmuster wurden an der Strahllinie 14B1 der Shanghai Synchrotron Radiation Facility (SSRF) gemessen. Die Röntgenwellenlänge betrug 0,68879 A˚ mit einer Energie von 18 KeV und der Punktdurchmesser beträgt 0,4 mm. Die Beugungsmuster wurden mit dem Punktdetektor 9910 mit einer Schrittweite von 0,01° und einer Verweilzeit von 0,5 s aufgezeichnet. Um die instrumentelle Verbreiterung zu bewerten, wurde die Standardprobe LaB6 getestet. Das von Ref. entwickelte Convolutional Multiple Whole Profile (CMWP)-Verfahren. 61 wurde verwendet, um die Versetzungsdichte aus den gemessenen XRD-Mustern zu berechnen. Experimente zur Atomsondentomographie (APT) wurden mit einer Local Electrode Atom Probe (LEAP 5000XS) von CAMECA durchgeführt. Nadelförmige Proben wurden mit einer Standard-Lift-Out-Methode unter Verwendung eines Helios NanoLab Dual-Beam Focused Ion Beam (FIB) von FEI hergestellt. Der Endkrümmungsradius der Nadeln betrug weniger als 50 nm. Die APT-Analysen wurden im Lasermodus, bei einer Solltemperatur von 30 K und im Ultrahochvakuum bei einem Druck unter 2,0 × 10−9 Pa (1,5 × 10−11 Torr) durchgeführt. Der Laser hatte eine Pulswiederholungsrate von 250 kHz und die Energie wurde für jede einzelne Spitze kalibriert, um einen äquivalenten Pulsanteil im Spannungsmodus von 20 % zu ergeben, was einer Laserenergie zwischen 75 und 160 pJ entsprach. Die Erkennungsrate wurde auf 0,5 % der angelegten Laserimpulse eingestellt, was zu einem Verdampfungsereignis führte. Die Rekonstruktion und Analyse der erfassten Daten erfolgte mit der Software IVAS™ 6. Die gelösten Cluster wurden nach dem Verfahren zur Clustersuche in Lit. definiert. 53,60, wobei der maximale Abstand zwischen benachbarten gelösten Atomen in einem Cluster, dmax, und die minimale Anzahl von Atomen in einem Cluster, Nmin, die wichtigsten benutzerdefinierten Parameter sind. Der dmax wurde als der Abstand bestimmt, bei dem die Differenz der kumulativen Wahrscheinlichkeiten des Abstands zum nächsten Nachbarn erster Ordnung (1NND) zwischen den experimentellen und den Zufallsdaten am größten ist. Der Parameter Nmin wurde durch Vergleich der Größenverteilung der zufälligen Cluster gelöster Stoffe mit der der experimentell nachgewiesenen bestimmt. Die Technik der partiellen radialen Verteilungsfunktion (RDF) wurde auf tomografische LEAP-Daten angewendet und lieferte ein Maß für die Clusterbildung gelöster Stoffe48. Ein partieller RDF in einem radialen Abstand r ist definiert als die durchschnittliche Konzentrationsverteilung der Komponente i um eine gegebene gelöste Spezies X, \(\left\langle {c}_{i}^{X}(r)\right\rangle\ ), normiert auf die Gesamtkonzentration von i Atomen, \({c}_{i}^{0}\), im Probenvolumen:

wobei \({N}_{i}^{k}(r)\) die Anzahl von i Atomen in einer radialen Schale um das k-te X-Atom ist, das sich im Zentrum einer Schale mit Radius r befindet, \({N }_{{{{{{{\mathrm{tot}}}}}}}}^{k}(r)\) ist die Gesamtzahl der Atome in dieser Schale, NX ist die Zahl der X Atome im analysierten Volumen. Partielle RDF-Werte von eins weisen auf eine perfekte Zufallsverteilung hin, und partielle RDF-Werte größer als eins beschreiben eine Häufung der Arten i und X.

Experimente zur Positronenvernichtungslebensdauerspektroskopie (PALS) wurden durchgeführt, um die Art und Konzentration von Defekten in Materialien zu messen31,33. Die Spektren umfassen mindestens 2 Millionen Zählungen und die Zeitauflösung des Systems beträgt etwa 208 ps. Zur Analyse der Positronenlebensdauer31 wurde das Programm MELT 4.0 verwendet. Koinzidenz-Doppler-Verbreiterungsmessungen (CDB) der Positronenvernichtungsstrahlung wurden mit zwei hochreinen Ge-Detektoren durchgeführt51. Die Energien vernichtender γ-Strahlenpaare (bezeichnet mit E1 und E2) wurden gleichzeitig von den beiden Detektoren aufgezeichnet, die in einem Winkel von 180° zueinander angeordnet waren.

Der Energieunterschied der beiden γ-Strahlen ΔE = E1 − E2 wird als cPL ausgedrückt und die Gesamtenergie Et = E1 + E2 wird als 2m0c2 − EB ausgedrückt (unter Vernachlässigung der thermischen Energien und chemischen Potentiale), wobei PL die Längskomponente ist des Positron-Elektron-Impulses entlang der Richtung der γ-Strahlenemission, c ist die Lichtgeschwindigkeit, m0 ist die Elektronenruhemasse und EB ist die Elektronenbindungsenergie. Für jede Messung wurde über einen Zeitraum von 12 Stunden eine Gesamtzahl von mehr als 2 × 107 akkumuliert.

Vickers-Härtemessungen wurden mit einem Buehler Wilson-Härteprüfer (VH3100) unter einer Belastung von 5 kg für 15 Sekunden an Proben durchgeführt, die auf eine Oberflächengüte von mindestens 1 μm poliert waren. Konkret wurde jeder Härtewert durch Mittelwertbildung aus drei separaten Messungen bestimmt, die am Rand der HPT-Probe aufgezeichnet wurden. Zugversuche wurden bei Raumtemperatur mit einer Dehnungsgeschwindigkeit von 10−4 s−1 durchgeführt, wobei eine computergesteuerte Prüfmaschine mit konstanter Verschiebung der Probenhalter zum Einsatz kam. Zur genauen Messung der Dehnung wurde ein Laser-Extensometer, P-50 von Fiedler Optoelectronics, verwendet. Zugproben hatten eine Breite von 1 mm und eine Dicke von 0,8 mm bei einer Messlänge von 2 mm. Zugproben wurden aus dem Bereich im halben Radius von der Mitte der bearbeiteten Scheiben entnommen. Für jede Legierung wurden mindestens drei Proben getestet. Nanoindentationstests wurden mit einem TI950 TriboIndenter (Hysitron, Minneapolis, MN) mit einer Standard-Berkovich-Spitze bei Raumtemperatur nach der Oliver-Pharr-Methode62 durchgeführt. Mikrosäulen wurden mit einer fokussierten Ionenstrahlanlage (FIB) mit 30 kV/1,5 pA als endgültiger Mahlbedingung hergestellt. Das Seitenverhältnis (Höhe/Durchmesser) der Säule wurde zwischen 2,5:1 und 3,5:1 gehalten. Wir führten SEM-In-situ-Kompressionstests bei Raumtemperatur mit einem PI 87 PicoIndenter (Hysitron Inc.) mit Diamantstanze/Greifer in einem Rasterelektronenmikroskop FEI Quanta 600 FEG im Verschiebungskontrollmodus und bei einer Dehnungsrate von 2 × 10− durch 4–2 × 10−2 s−1.

Die thermische Analyse wurde mit einem Differentialscanningkalorimeter (DSC, Mettler Toledo Tga/DSC3+) bei einer Heizrate von 10 °C/min in einer fließenden Ar2-Atmosphäre von Umgebungstemperatur auf 400 °C durchgeführt. Für jedes Thermogramm wurden drei Proben gemessen, wobei jede Probe etwa 10 mg wiegte. Die Proben wurden in Al-Tiegel unter dicht schließenden, umgedrehten Deckeln gegeben, wobei ein leerer Al-Tiegel als Referenz diente. Die DSC-Thermogramme wurden durch Subtraktion eines Basislinienlaufs mit einem leeren Al-Tiegel korrigiert.

Die Bindungsenergien zwischen gelösten Atomen (Cu und Sc) und einer Leerstelle in der Al-Matrix wurden basierend auf der DFT-Methode49 berechnet. Gemäß der physikalischen Definition entspricht die Bindungsenergie mengenmäßig der Arbeit, die aufgewendet wird, um die gelösten Atome und Leerstellen über eine „unendliche“ Entfernung zu trennen. Betrachtet man eine atomare Al-Superzelle, die N-Atomstellen enthält, und wenn die Anzahl der gelösten Cu-Atome, der gelösten Sc-Atome und der Leerstellen x, y bzw. z ist, wird die Bindungsenergie Eb ausgedrückt als:

wobei das Minus verwendet wird, um die Bindungsenergie im Einklang mit der Konvention in der Literatur zu halten, d. h. eine positive Bindungsenergie zeigt eine günstige Bindung an49. Das Symbol V stellt eine Leerstelle in einer Superzelle dar, E ist die Grundzustandsenergie einer Superzelle mit einer Atomzusammensetzung, die durch die Indizes in Klammern angegeben ist, z. B. \(E\left({{\mbox{A}}}{{{\ mbox{l}}}}_{Nxyz}{{\mbox{C}}}{{{\mbox{u}}}}_{x}{{\mbox{S}}}{{{\mbox{ c}}}}_{y}{V}_{z}\right)\)bezeichnet die Energie einer Superzelle mit Nxyz Al-Atomen, x Cu-Atomen, y Sc-Atomen und z Leerstellen. Die DFT-Berechnungen wurden vom Vienna ab-initio Simulation Package (VASP) mit einer auf ebenen Wellen basierenden Pseudopotentialmethode durchgeführt. Die Superzelle wurde als 4 × 4 × 4 fcc-Gitter (dh 256-Atom-Superzelle) mit dreidimensionalen periodischen Randbedingungen konstruiert. Das Projektor-Augmented-Wave-Potential (PAW)63 wurde verwendet, um die Coulomb-Wechselwirkung von Ionenkernen mit den Valenzelektronen zu beschreiben, und die lokale Dichtenäherung (LDA) wurde für die elektronische Austauschkorrelation64 verwendet. Das maximale K-Punkt-Gitter der Brillouin-Zonenintegration war ein 8 × 8 × 8 automatisches Monkhorst-Pack-Gitter, und die Energieunterbrechung wurde auf 400 eV eingestellt. Es wurde eine vollständige Energieentspannung der Superzelle in Bezug auf Zellvolumen, Form und Ionenpositionen durchgeführt. Durch Einsetzen in Gl. (2) Die endgültigen Grundzustandsenergien der entspannten Superzellen, die Bindungsenergie zwischen gelösten Atomen und Leerstellen konnten genau bestimmt werden. Um die Gitterverzerrung der Superzelle nach der Relaxation zu charakterisieren, wurde ein Strukturordnungsparameter Θ65 der Superzelle berechnet, dessen größerer Wert auf eine größere Gitterverzerrung hinweist. Die Verteilung der Ladungsdichte um die gelösten Atome und Leerstellen der entspannten Strukturen wurde mit der Software VESTA aufgezeichnet.

Die während der aktuellen Studie generierten und/oder analysierten Datensätze sind auf Anfrage beim entsprechenden Autor erhältlich.

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Diese Arbeit wurde von der National Natural Science Foundation of China (Grant-Nr. 51625103, 51790482, 51722104, 51761135031 und 52001249) und dem 111 Project of China (BP2018008) unterstützt. Diese Arbeit wird auch vom International Joint Laboratory for Micro/Nano Manufacturing and Measurement Technologies unterstützt. YP dankt der National Natural Science Foundation of China für die Unterstützung (Grant-Nr. 51771085, 51571104 und 51801087). Die Autoren möchten sich für die Unterstützung der nationalen Infrastruktur Norwegens, MiMaC (Projektnummer: 269842), bedanken. Die Autoren danken Herrn Pål C. Skaret für seine Unterstützung bei HPT-Experimenten und Zugversuchen. Die Autoren danken außerdem YZ Chen von der Northwestern Polytechnical University und Ruben Bjørge von SINTEF Materials and Chemistry für ASTAR-TEM-Experimente. Die Autoren danken Prof. SW Guo und Dr. J. Li von der XJTU für ihre großartige Unterstützung bei der TEM-Analyse.

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Bin Chen & Yong Peng

Fakultät für Wirtschaftsingenieurwesen, Universität Padua, Via Gradenigo 6/a, Padua, 35131, Italien

Jianjun Bian

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GL, YL, HJR und JS initiierten und überwachten das Projekt. SW bereitete die Legierungen vor und führte den Großteil der Mikroskopie durch. SW und CY führten die Grundstücksmessungen durch. HSS, YL und CL führten die APT-Untersuchung und Datenanalyse durch. PZ und PC führten die Synchrotron-XRD-Experimente durch. SW und JZ führten die Positronenvernichtungsmessungen durch. BC und YP führten die HAADF-Untersuchungen durch. JB hat die DFT-Berechnungen durchgeführt. Alle Autoren diskutierten die Daten ausführlich. GL, YL und SW haben den Artikel geschrieben.

Korrespondenz mit Gang Liu, Yanjun Li, Hans J. Roven oder Jun Sun.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

Nature Communications dankt Amit Shyam und den anderen, anonymen Gutachtern für ihren Beitrag zum Peer-Review dieser Arbeit. Peer-Reviewer-Berichte sind verfügbar.

Anmerkung des Herausgebers Springer Nature bleibt hinsichtlich der Zuständigkeitsansprüche in veröffentlichten Karten und institutionellen Zugehörigkeiten neutral.

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Nachdrucke und Genehmigungen

Wu, S., Soreide, HS, Chen, B. et al. Einfrieren gelöster Atome in nanokörnigen Aluminiumlegierungen über hochdichte Leerstellen. Nat Commun 13, 3495 (2022). https://doi.org/10.1038/s41467-022-31222-6

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Eingegangen: 20. November 2021

Angenommen: 27. Mai 2022

Veröffentlicht: 17. Juni 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41467-022-31222-6

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