A metastabil kiválásokat tartalmazó ötvözetrendszerek tipikus példái a nemesíthető alumínium ötvözetek. Ezen ötvözetek mikroszerkezetét a kialakuló kiválás fázis részecskéinek típusa, méreteloszlása határozza meg. A kiválásos mikroszerkezet pedig döntő befolyással van az elérhető tulajdonságokra. A kiválásos mikroszerkezet tudatos befolyásolása, és a tulajdonság– mikroszerkezet kapcsolatok megismerése módot ad a tulajdonságok tervezhető változtatására. Az elmúlt néhány év jelentős fejlődést hozott ebben az irányban. A fejlődés két lényeges momentuma egyrészt a folyamatok korai szakaszainak atomi feloldású direkt módszerekkel lehetségessé vált megfigyelése, másrészt a részfolyamatok kvantitatív leírásaira épülő integrált modellezési eljárás kialakulása volt. Az alábbiakban erre a két momentumra vonatkozó esettanulmányok bemutatásával igyekszünk érzékeltetni az új kísérleti és elméleti lehetőségeket.

Az AlCuMg ötvözetek kedvező mechanikai tulajdonságait, hasonlóan a többi nemesíthető alumínium ötvözetéhez, a túltelített szilárdoldatból képződő metastabil második fázis részecskéinek finom diszperz kiválása okozza. A túltelített szilárdoldat fázisból a kiválás csíraképződési és növekedési folyamattal játszódik le, és a stabil második fázis képződése általában csak viszonylag magas hőmérsékleteken és hosszú idők alatt történik meg, ebben az ú.n. túlöregítési szakaszban az anyag már túl van a maximális szilárdságon, amelyet az ú.n. csúcsöregítés állapotában ér el. A kiválásos folyamat egymást követő, illetve egymást felváltó szakaszai erős hőmérséklet és időfüggést mutatnak, a nemesítés éppen ezen folyamatok megfelelő beállításával befolyásolja az anyag mikroszerkezetét és ezáltal a mikroszerkezet-függő fizikai tulajdonságokat, melyek közül gyakran a mechanikai sajátságok a legfontosabbak. A több szakaszban lezajló kiválásos fázisátalakulások későbbi stádiumai, amelyekben a kifejlődött kiválás fázis részecskéi már szokványos transzmissziós elektronmikroszkópi megfigyeléssel láthatóak, összetételük és szerkezetük meghatározható, a több évtizedes múltra visszatekintő hatalmas mennyiségű kutatás eredményeként általában mára már jól ismertek. Az átalakulási folyamat kezdeti szakaszai azonban, amikor a rendszer még igen távol van a stabilitástól, a kiválás fázis mennyisége még csekély, és a kiválás részecskék még csupán néhány atomot tartalmaznak, sokkal nehezebben vizsgálhatóak. Ezen korai állapotokra nézve gyakran csak közvetett mérések alapján vonhatunk le következtetéseket. A vizsgálati metodikák, és köztük különösen a direkt mikroszerkezeti megfigyelésre alkalmas technikák fejlődésével azonban az észlelhetőségi küszöb egyre közelebb kerül a reakciók kezdőpillanatához, a korai folyamatokról indirekt mérések alapján kialakított elképzeléseink ezáltal egyre teljesebben ellenőrizhetőekké, és nem ritkán kisebb-nagyobb mértékben korrigálandóvá is válnak.

Az AlCuMg ötvözetek példája azért is különösen szép, mert ezen a később duralumínium néven szabadalmazott ötvözeten fedezte fel Alfred Wilm német metallurgus 1906-ban az alumínium ötvözetek nemesíthetőségét. Az anyagot ma is kiterjedten használják olyan fejlett anyagokat igénylő iparágakban, mint a repülőgép- és űripar, gépjárműipar stb. Az ú.n. a +S összetétel-tartományban az ötvözetben a kiválás a következő szekvencia szerint megy végbe:

a (túltelített szilárdoldat)® a +GPB (Guinier-Preston-Bagariatsky zónák)® a +S’ (metastabil fázis) ® a +S (stabil fázis).

1. ábra: Az AlCuMg ötvözet Vickers mikrokeménységének változása az edzést követő 200^oC-os hőkezelés során

A homogenitás tartományából hirtelen lehűtéssel, az ú.n. edzéssel túltelítetté váló szilárdoldatból 100-200^oC között történő kiválás során az ötvözet igen sajátságos szilárdságnövekedést mutat (1. ábra). A keményedési görbe különlegessége, hogy a hőkezelés kezdetén igen rövid idő, 1-5 perc alatt (az ábrán I. szakasz) az edzett állapothoz viszonyítva nagymértékű keményedés figyelhető meg, majd egy meglehetősen hosszú plató szakaszban (II. szakasz) a keménység közel állandó marad, ezt követően egy újabb keményedés (III. szakasz) következik, majd a csúcsöregítést követően a túlöregedés is megjelenik. A korábbi mikroszerkezeti vizsgálatok a III. szakasz során végbemenő második keményedési lépcsőről egyértelműen bizonyították, hogy az GPB zónák és a stabil S fázis jelenlétével és fejlődésével kapcsolatos. Az igen gyors I. szakaszra és az azt követő platóra nézve azonban –direkt mikroszerkezeti megfigyelések hiányában– csak a későbbi mikroszerkezeti fejlődés alapján visszakövetkeztetett elképzelések voltak. Az 1997-98-ban publikált munkák a gyors kezdeti keményedést Cu/Mg atomokat közösen tartalmazó atom-csoportok homogén képződésével, illetve a Cu/Mg atomcsoportok megjelenése mellett még a diszlokációkon heterogén módon képződő S fázisú kiválásokkal értelmezték.

1998-ban kapott lehetőséget Reich Lajos, tanszékünk egyik fizikus doktorandusza, hogy Japánban, K. Hono laboratóriumában a 3 dimenzióban közel atomi felbontású elemazonosítást és pozicionálást lehetővé tevő módszer, az ú.n. 3D analitikus térionmikroszkópia (3D AP-FIM), más néven tomografikus analitikus térionmikroszkópia felhasználásával bekapcsolódjon a probléma vizsgálatába. A 3D AP-FIM sematikus felépítését a 2. ábrán láthatjuk. A berendezés lényege a térionmikroszkóp igen nagy nagyítást eredményező képalkotásának és a kétdimenziós helyzetérzékeny detektor rendszerrel felszerelt repülési idő tömegspektrométernek a kombinálása, ami együttesen lehetővé teszi az analizált minta egy tartományának atomi rétegenként történő tomografikus vizsgálatát úgy, hogy az atomok minőségét és a mintában eredetileg elfoglalt helyüket

mélységben atomi, laterálisan közel atomi felbontásban azonosítani tudjuk.

2. ábra. A 3D AP-FIM szerkezeti vázlata

Reich és mtsai⁽¹⁾ vizsgálatainak eredményeiből néhányat a 3. ábrán mutatunk be. Az analízisek a keményedési görbe három jellegzetes pontjának megfelelő állapotokról készültek. A részletes, statisztikai feldolgozást felhasználó kiértékelés megmutatta, hogy az I. szakaszban bekövetkezett keménységnövekedéskor nincsenek az ötvözetben sem GPB zónák, sem Cu/Mg atomcsoportok. A második analízis és annak statisztikus kiértékelése a plató szakasz végének megfelelő állapotról már egyértelműen bizonyította Cu/Mg atomokat együttesen tartalmazó atomcsoportok jelenlétét a mintában. A harmadik analízis a csúcsöregítés állapotában pedig mutatja a jellegzetesen [001] kristálytani irányokban növekvő GPB zónákat. A két utóbbi analízis egyben azt is bizonyítja, hogy a 3D AP-FIM egyértelműen alkalmas mind az atomcsoportok, mind a GPB zónák kimutatására, ha azok a mintában jelen vannak. Következésképpen bizonyított, hogy a kezdeti gyors keményedésben ezen képződményeknek nem lehet szerepe.

Marad a korábbi magyarázatok közül a stabil S fázis részecskéinek heterogén képződése az edzett mintában nagy mennyiségben jelenlévő diszlokációk mentén. Ennek vizsgálatára egy másik atomi felbontású technika, a direktrács leképezést lehetővé tevő nagyfelbontású transzmissziós elektronmikroszkópia (High Resolution Transmission Electronmicroscopy, HREM) alkalmas. A 4. ábra jellegzetes példaként Reich és mtsai⁽¹⁾ HREM felvételét mutatja a plató szakasz elejéről, tehát az első keményedési szakasz befejeződése után. Az ábrán látható diszlokáción nem látható S (vagy S’) kiválás. Ugyanakkor az 5. ábra HREM felvételén a diszlokáció mentén jól megfigyelhetőek a heterogén módon képződő kiválások, amelyekről Fourier transzformációval azt is be lehetett bizonyítani, hogy S kiválások. Így bizonyított, hogy a HREM alkalmas a diszlokációkon heterogén nukleációval képződő S kiválások detektálására. Következésképpen a 4.

3. ábra. 3D AP-FIM rekonstrukció az ötvöző atomok eloszlásáról: a) 200^oC 1 min, b) 200^oC 1 h, c) 200^oC 8 h.

ábra megfigyelése kizárja, hogy az S kiválások heterogén nukleációja a diszlokációk mentén lenne az oka a gyors keményedésnek.

Ezen megfigyeléseket további részletekkel kiegészítve az látszik a legvalószínűbbnek, hogy az edzés után a túltelített szilárdoldatból Cu és Mg atomok igen gyors diffúzióval a diszlokációkhoz vándorolnak, kidekorálva az edzett mintában nagy mennyiségben jelenlévő diszlokációkat, valamint a befagyasztott többletvakanciák csoportosulásával keletkező nagyobb diszlokációhurkokat. Ezek merevítik az egész diszlokációhálózatot, akadályozva ezáltal a diszlokációmozgást, ami a szilárdság gyors növekedésében tükröződik.

4. ábra. HREM felvétel 150^oC, 5 min hőkezelés után

5. ábra. Diszlokáció mentén képződött S fázisú kiválások

(hőkezelés: 200^oC, 1 min)

Az edzés után lejátszódó folyamatok további részleteiről adtak információt a pozitron élettartam mérések. A vizsgálat során mintába behatoló pozitronok születését és megsemmisülését detektáljuk, regisztráljuk számukat és élettartamukat. A pozitronok egy része üres rácshelyeken (elsősorban vakanciákon) befogódik, csapdába esik. Az ilyen pozitronok élettartama az üres térfogat méretétől és az azt körülvevő anyag minőségétől függően hosszabb, mint a hibátlan kristályban annihilálódó ú.n. szabad pozitronoké. Így a módszer alkalmas pl. a vakancia típusú hibák koncentrációjában bekövetkező változások kimutatására, tehát ezesetben egy atomi környezetre érzékeny hibaspektroszkópiára nyílik lehetőség. A 6. ábra⁽²⁾ a vakanciákban csapdázott pozitronok élettartamának és intenzitásának (t _v és I_v), valamint a hibátlan anyagban megsemmisülő pozitronok megfelelő paramétereinek (t _b és I_b) változásait szemlélteti 200^oC-os hőkezelések során. Az eredmények alátámasztják, hogy az ötvöző atomok a hőkezelés kezdetén a vakanciacsoportokat és diszlokációkat dekorálják. Később az így kialakuló vakancia/ötvözőatom-csoportok növekednek, számuk azonban csökken. Egy bizonyos méret és koncentráció elérésekor ezek a csoportok alakulnak át GPB zónákká, a második keményedési lépcsőt közvetlenül megelőzően. Ezzel az átalakulással egyidőben a keletkező GPB zónákból vakanciákszabadulnak fel, ez okozza a t élettartamokban észlelt éles változásokat.