Extraordinariamente alta ductilidad/resistencia de la interfaz diseñada a granel W

Scientific Reports volumen 5, Número de artículo: 16014 (2015) Citar este artículo

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Las aleaciones refractarias de tungsteno con alta ductilidad/resistencia/plasticidad son muy deseables para una amplia gama de aplicaciones críticas. Aquí presentamos una estrategia de diseño de interfaz que logra un espesor de 8,5 mm W-0,5 wt. Placas de aleación %ZrC con una resistencia a la flexión de 2,5 GPa y una deformación del 3% a temperatura ambiente (RT) y una temperatura de transición de dúctil a frágil de aproximadamente 100 °C. La resistencia a la tracción es de aproximadamente 991 MPa a temperatura ambiente y 582 MPa a 500 °C, así como el alargamiento total es de aproximadamente 1,1 % a temperatura ambiente y tan grande como 41 % a 500 °C, respectivamente. Además, la placa de aleación W-ZrC puede soportar una carga térmica de 3,3 MJ/m2 sin grietas. Esta ruta de procesamiento ofrece interfaces coherentes especiales de límites de grano/fase (GB/PB) y la disminución de la impureza de O en GB, lo que fortalece significativamente los GB/PB y, por lo tanto, mejora la ductilidad/resistencia/plasticidad de la aleación W. La idea de diseño se puede utilizar en el futuro para preparar nuevas aleaciones con mayor ductilidad/resistencia.

El tungsteno (W) es un tipo de metal refractario que mantiene su estructura cristalina cúbica centrada en el cuerpo desde la temperatura ambiente hasta su alta temperatura de fusión de 3410 °C. W ofrece una excelente compatibilidad con metales líquidos, alta conductividad térmica (174 W/(m·k)), bajo rendimiento de pulverización catódica, alta estabilidad y alta dureza/resistencia, lo que en conjunto puede dar como resultado una vida útil más larga de los componentes y, por lo tanto, es atractivo para muchas aplicaciones importantes. aplicaciones de temperatura como materiales de revestimiento de plasma (PFM) en futuros reactores de fusión, objetivos sólidos en fuentes de neutrones por espalación, así como componentes críticos en cohetes y misiles1,2. Sin embargo, la utilización de materiales a base de W todavía está limitada a filamentos, electrodos y calentadores donde el W se usa en forma de alambre o lámina porque la resistencia a la fractura de los productos W está disponible principalmente en estas geometrías con las estructuras óptimamente deformadas que se pueden lograr mediante plástico pesado. procesos de trabajo. Los materiales a granel (gruesos) a base de W no se han aplicado con éxito a materiales funcionales y estructurales, especialmente en ambientes de alta temperatura y radiación, porque el W exhibe una fragilidad grave en varios regímenes, es decir, fragilidad a baja temperatura (temperatura de transición dúctil-frágil relativamente alta). (DBTT) > 400 °C), fragilización por recristalización (temperatura de recristalización ~1200 °C) y fragilización por radiación3,4,5. Por lo tanto, el alto DBTT y la baja temperatura de recristalización del tungsteno limitan su aplicación en la región de temperatura intermedia, ya que la recristalización con la consiguiente baja tenacidad no permite la aplicación a temperaturas muy altas, mientras que, a bajas temperaturas, las grietas existentes, preexistentes de producción o grietas. desarrollado durante el funcionamiento de los componentes podría aumentar. En particular, en el campo nuclear, la fragilización a baja temperatura y la fragilidad inducida por la radiación son las principales preocupaciones6,7.

En las últimas décadas, se han dedicado muchos esfuerzos a mejorar la ductilidad a baja temperatura de las aleaciones W8,9,10. Se emplean varios enfoques para aumentar la ductilidad y la tenacidad a la fractura y disminuir el DBTT. La primera es preparar la solución sólida, por ejemplo añadiendo renio (Re) como elemento soluto10. Pero este enfoque da como resultado un ablandamiento de la aleación W y es costoso debido al costoso Re. Además, para aplicaciones de fusión, la adición de Re debe restringirse para cumplir con bajos requisitos de activación y evitar la formación de fases frágiles debido a una transmutación significativa de W en Re7,11. El segundo enfoque consiste en desarrollar aleaciones W nanoestructuradas utilizando fortalecimiento por dispersión de óxido (ODS) o adición de nanopartículas de carburo12,13,14. Para los materiales WY12, todos los elementos Y se transforman en Y2O3 durante la aleación mecánica debido a la gran cantidad de O en los polvos molidos. Esto es beneficioso para reducir el exceso de contenido de O que resulta en la fragilidad de los materiales, lo que exhibe una alta resistencia y una prometedora resistencia a la irradiación. Sin embargo, exhiben baja ductilidad y malas propiedades de fractura RT con DBTT aún por encima de 400 °C. Recientemente, se desarrollaron algunas nuevas aleaciones tipo W o W con excelente rendimiento. Por ejemplo, el W-1,1%TiC de tamaño pequeño con granos ultrafinos fabricado mediante deformación súper plástica exhibe una resistencia a la fractura muy alta de hasta aproximadamente 4,4 GPa y una ductilidad a la flexión apreciable en RT14 y el laminado W de 0,1 mm de espesor hecho de varias capas de W. Las láminas exhiben ductilidad a RT8. Sin embargo, la inferior eficiencia de fabricación, la economía y el tamaño de las aleaciones W o W anteriores son muy limitados para su uso como PFM o desviadores15.

Se entendió claramente que la fractura frágil en W ocurre principalmente a lo largo de los límites de grano (GB) debido a la segregación de impurezas (p. ej., N y O) en los GB y la debilidad de los GB con orientaciones aleatorias7,15. En este sentido, cualquier enfoque que modifique la distribución de impurezas en los GB influye en la resistencia y la ductilidad. Por ejemplo, se pueden usar elementos de aleación menores como Zr para purificar los GB reaccionando con O para formar partículas de segunda fase ZrO2, lo que disminuiría la influencia de los elementos O en los GB y fortalecería los GB16. Además, ZrC también tiene la misma capacidad de capturar elementos O libres formando partículas complejas de W-Zr-Cx-Oy17. Mientras tanto, los atributos del ZrC, como el alto punto de fusión (~3540 °C), la alta estabilidad térmica y la capacidad de autoajuste de la constante de red al formar una solución sólida con W o ZrCx no estequiométrico, podrían fortalecer los GB al precipitar más finos. ZrCx en el interior del grano y segregándose en los GB. Más importante aún, la coincidencia de red de d(110)W ≈ d(200)ZrC ≈ 0.221 nm podría introducir una interfaz coherente entre la matriz W y los dispersoides ZrC, lo que aumentará significativamente la cohesión del límite GB/fase (PB). El efecto de fortalecimiento por la adición de carburo ya se informó en bicristales de Mo18 y Mo19 nanoestructurado y se confirmó en W5 nanoestructurado.

En este artículo, se agregaron trazas de partículas de ZrC de tamaño nanométrico a la matriz W mediante un proceso pulvimetalúrgico para controlar la interfaz de GB/PB y disminuir la pureza del O libre en GB y fabricar con éxito una placa de aleación W-0,5% en peso de gran tamaño a granel. (en adelante abreviado como WZC, ver Fig. 1a) con excelente ductilidad a baja temperatura y alta resistencia/plasticidad. En comparación con las aleaciones W convencionales reforzadas con dispersión de óxido (ODS, como Y2O3 y La2O3), esta aleación W-ZrC reforzada con dispersión de carburo (CDS) alivia el problema de que los dispersoides se vuelven gruesos y concentrados en los límites de los granos (en aleaciones ODS-W) debido a al mayor punto de fusión, mayor estabilidad térmica y capacidad de autoajuste del ZrC. Es decir, la aleación W-0,5% en peso de ZrC crea una distribución más armoniosa de los dispersoides, lo que resulta eficaz para lograr simultáneamente una alta resistencia y una extraordinaria ductilidad. Hasta donde sabemos, la aleación W reforzada con dispersión de trazas de ZrC no se ha informado antes. Las pruebas de propiedades mecánicas indican que la placa de aleación WZC en masa presenta plasticidad y resistencia a la flexión de 2,5 GPa a temperatura ambiente y un DBTT de aproximadamente 100 °C. La resistencia máxima a la tracción (UTS) y el alargamiento total (TE) son aproximadamente 582 MPa y 41% a 500 °C, respectivamente. Tanto la ductilidad como la resistencia mejoran significativamente en comparación con la aleación W o W pura a granel comercial. La excelente ductilidad a baja temperatura y resistencia/plasticidad a alta temperatura se pueden atribuir a una interfaz coherente en los límites de grano/fase sintonizados mediante las capacidades de purificación y fortalecimiento de la traza ZrC.

Imagen óptica y diagrama esquemático de una placa de aleación WZC laminada en caliente.

(a) Placa WZC laminada en caliente con un espesor de 8,5 mm, un ancho de 150 mm y una longitud de 220 mm después del corte. (b) Boceto de corte de muestras del material WZC.

La Figura 2a presenta las curvas representativas de tensión-deformación de las pruebas de flexión de 3 puntos (3PB) realizadas a diferentes temperaturas. Con el aumento de la temperatura de prueba de RT a 600 °C, el comportamiento mecánico de la placa de aleación WZC cambia enormemente. A temperatura ambiente, el material exhibe una plasticidad obvia con una deformación por flexión del 3% y una tensión de fractura de hasta 2,5 GPa, que es mucho más alta que la del W20 puro laminado en caliente y HIPed y cercana a la de la aleación W-TiC de tamaño pequeño. fabricado por una severa deformación plástica15,21. Para la muestra analizada a 100 °C, la deformación aumenta al 5,0%. Dado que el ángulo máximo de flexión de la máquina de prueba utilizada en los presentes experimentos es limitado (aproximadamente 50°), una temperatura a la cual la muestra sufre una tensión mínima del 5,0 % sin falla se puede definir como DBTT20,22. En este sentido, el DBTT de WZC es de aproximadamente 100 °C (visto intuitivamente en la Fig. 2b y la Tabla 1), que es mucho más bajo que el valor informado en aleaciones puras W7,20 y W13. Al aumentar la temperatura de prueba de 100 °C a 600 °C, se observó una clara transición del régimen dúctil al frágil, caracterizada por la disminución del límite elástico definido como la tensión al 0,2% de deformación plástica, que se enumera en la Tabla 2 y claramente demostrado en la Fig. 2c. Las propiedades integrales superiores tanto de la alta resistencia como del bajo DBTT distinguen a la presente aleación WZC a granel con gran tamaño de todas las aleaciones puras W o W previamente reportadas, que tienen baja resistencia o alto DBTT (es decir, poca tenacidad a baja resistencia). temperatura), incluidas las aleaciones puras W20, ODS W13 y W-Re laminadas en caliente/en frío y HIPed23, como se resume en la Tabla 3 y la Fig. 2c. Se informó que las aleaciones W-TiC tienen una resistencia a la flexión de aproximadamente 4,4 GPa con la correspondiente deformación a la flexión del 1,5%. Sin embargo, en el presente caso, las resistencias finales a la flexión de la aleación WZC no se pueden medir porque el ángulo de flexión máximo de la máquina de prueba utilizada en los presentes experimentos está limitado a aproximadamente 50°, lo que corresponde a aproximadamente una deformación por flexión del 15%. Se realizará una modificación de la configuración de flexión para permitir la medición de las resistencias a la flexión final. Por lo tanto, se eligió el límite elástico de flexión para compararlo con los otros resultados, como se muestra en la Fig. 2c. Vale la pena señalar que el límite elástico de WZC es el más alto entre todas las aleaciones W a granel informadas en el rango de temperaturas desde temperatura ambiente hasta 600 °C.

Comportamientos mecánicos de WZC a diferentes temperaturas.

(a) Curvas tensión-deformación por flexión de WZC probadas a diferentes temperaturas; tenga en cuenta que los valores superiores a una deformación por flexión del 15% no son precisos debido al ángulo de flexión limitado de la máquina. (b) Deformación por flexión de las muestras analizadas versus temperatura, DBTT es de aproximadamente 100 °C. (c) Dependencia de la temperatura del límite elástico (YS) (de la prueba de flexión de 3 puntos) de la placa WZC en comparación con los datos disponibles en la literatura. El YS de WZC es el más alto entre todas las aleaciones W a granel informadas. (d) Imágenes ópticas de muestras de WZC después de probarlas a diferentes temperaturas. e, Curvas de tensión-deformación de ingeniería de WZC probadas a diferentes temperaturas desde la prueba de tracción.

Las imágenes ópticas de las muestras sometidas a pruebas de flexión se muestran en la Fig. 2d. Se puede ver que aunque la muestra exhibe plasticidad a temperatura ambiente tan pequeña como 3%, ya se puede observar una flexión. A 100°C, el ángulo de flexión es de aproximadamente 30°. Por encima de 150 °C, las muestras se doblaron a aproximadamente 50 ° (limitado por el dispositivo de prueba) sin fallar, lo que demuestra aún más la excelente ductilidad y plasticidad de la placa WZC a granel. La resistencia a la flexión de 2,5 GPa y la deformación del 3% a temperatura ambiente de las actuales placas WZC con un espesor de 8,5 mm son superiores en comparación con la W pura de grado ITER fabricada por PLANSEE Company24, que exhibe una plasticidad débil a temperatura ambiente en una placa de 1,5 mm de espesor. Sin embargo, a medida que el espesor de la placa aumenta hasta 2,0 mm, las placas PLANSEE W presentan una plasticidad y resistencia a la flexión significativamente menores y finalmente se vuelven completamente quebradizas con un espesor de 10 mm. La dureza de nanoindentación de 6,7 GPa confirma aún más la extraordinaria alta resistencia de las placas WZC actuales, que es mucho mayor que la del W puro y el W–2Y2O37,25.

Para investigar más a fondo las propiedades mecánicas, en la Fig. 2e se muestran las curvas tensión-deformación de la prueba de tracción para las muestras paralelas a la dirección de laminado. Se puede observar que a temperatura ambiente la placa de aleación WZC presenta TE y UTS de aproximadamente 1,1% y 991 MPa, respectivamente. A 100 °C, la placa de aleación WZC exhibe una deformación plástica por tracción obvia con TE ~ 3 % y UTS ~ 1,1 GPa. Cuando la temperatura de prueba aumenta a 500 °C, la UTS disminuye a 583 MPa y la TE aumenta significativamente hasta un 41 %, valores mucho más altos que los informados anteriormente26.

Como es bien sabido, las propiedades mecánicas están determinadas por la microestructura de los materiales. Por eso es muy importante investigar la microestructura en detalle. El análisis BSE-SEM con gran aumento de la aleación WZC (RD-ND) indica que los granos de tungsteno poseen una estructura equiaxial (Fig. 3a) con tamaños de grano que varían de 0,3 a 3,5 μm y un tamaño de grano promedio de 1,03 μm (Fig. 3b), como resultado de la recristalización dinámica de la aleación WZC durante el proceso de laminación en caliente. Los puntos de contraste negros, la mayoría de los cuales están homogéneamente dispersos en la matriz del grano (como lo indican las flechas rojas sólidas en la Fig. 3a y su distribución de tamaño se muestra en la Fig. 3c) y una pequeña fracción de los cuales se segrega en los límites del grano (como indicado por flechas abiertas roja / azul en la Fig. 3a y la distribución de tamaño se presenta en la Fig. 3d), corresponden a las partículas de la segunda fase, según lo confirmado por el análisis TEM posterior.

Distribución de tamaños de grano/partículas y microestructuras de WZC.

(a) Imagen BSE-SEM de gran aumento que muestra que los granos de tungsteno poseen una estructura equiaxial. Los puntos de contraste negros corresponden a las partículas de la segunda fase. (b) Distribución del tamaño de grano. ( c, d ) Distribución del tamaño de partículas de ZrC y W-Zr-Cx-Oy. (e) Imágenes TEM que muestran la formación de granos finos de tungsteno a partir de PDW que se transforman en PTB durante el proceso de laminación en caliente. (f) Dislocaciones que interactúan con nanopartículas intragranulares, lo que da como resultado fijación y acumulación de dislocaciones dentro del grano. (g) Algunas nanopartículas fuertemente unidas a los GB podrían impedir el deslizamiento de los GB. Las partículas intragranulares (partículas de ZrC) se indican con flechas rojas sólidas y las intergranulares (partículas de ZrC/W-Zr-Cx-Oy) con flechas abiertas rojas/azules. Tenga en cuenta que las partículas en el WZC se encuentran predominantemente en el interior del grano y no en los límites del grano.

Un análisis TEM adicional proporciona información más detallada sobre la microestructura, como se muestra en las figuras 3e-g. Los granos finos W y las partículas de segunda fase a nanoescala se han logrado controlando estrictamente el proceso de aleación mecánica, la temperatura de laminación en caliente y la cantidad de deformación. Los procesos de deformación detallados se presentan en la sección Métodos. Durante el proceso de laminación en caliente, se produjeron al mismo tiempo deformación y recristalización dinámica. Intuitivamente, la deformación introduce una cierta cantidad de dislocaciones que están influenciadas principalmente por la cantidad de deformación en cada paso de laminación. Además, la recristalización dinámica, que resultó de la reordenación de las dislocaciones y acompañada de la formación y crecimiento de los subgranos, se produjo debido a la fuerza impulsora de la alta temperatura durante la laminación en caliente. En detalle, la recristalización dinámica extensa dio una estructura de grano fino esencialmente equiaxial que se atribuye a la evolución estructural secuencial que comienza desde las células de dislocación hasta las paredes de dislocación poligonizadas (PDW, ver Figs. 3e, f), luego a límites parcialmente transformados (PTB, ver Fig. .3e) y finalmente a la estructura de grano fino (FG). Por el contrario, esta ruta de procesamiento innovadora es bastante diferente de la laminada en frío, que conduce a granos alargados y una anisotropía e inestabilidad obvias de los granos25,27,28.

Para las partículas a nanoescala, la mayoría de ellas se dispersan en el interior de los granos de tungsteno (Fig. 3a, f). Estas partículas intragranulares pueden generar, fijar y así acumular dislocaciones dentro de los granos durante el proceso de deformación, como lo indican las flechas sólidas en la Fig. 3f. Las dislocaciones fijadas y acumuladas aumentan efectivamente la resistencia y simultáneamente mejoran la ductilidad de las aleaciones FG, como se informa en la ref. 29. Además, algunas partículas estrechamente unidas a los GB podrían impedir el deslizamiento de los GB, como lo indican las flechas abiertas en la Fig. 3a, g. Las distribuciones de tamaño de las partículas que se muestran en la Fig. 3c, d indican que las partículas de la segunda fase que se ubican en los granos W tienen un tamaño promedio de 51 nm (con una fracción de área total del 79%) que cubre un rango de 29 a 200 nm, mientras que las Las partículas en W GB muestran una distribución bimodal que contiene partículas relativamente pequeñas con un tamaño de partícula promedio de 60 nm que oscila entre 40 y 200 nm (como lo indican las flechas rojas abiertas en la Fig. 3a) y una pequeña fracción de partículas grandes con un tamaño de partícula promedio de 385 nm que van de 250 a 400 nm (como lo indican las flechas abiertas azules en la Fig. 3a). Vale la pena señalar que las partículas pequeñas en GB son predominantemente ZrC mientras que las partículas grandes son complejos W-Zr-CO.

Los detalles de la estructura de la interfaz entre la matriz W y las partículas de la segunda fase en la aleación WZC se investigaron con microscopía electrónica de transmisión de alta resolución (HRTEM, vista a lo largo de [001]). Se analizaron más de 50 nanopartículas intragranulares utilizando HRTEM y el patrón de difracción de electrones del área seleccionada (SAEDP). Aquí, como ejemplo, se dan la imagen típica de la red HRTEM y SAEDP de una partícula esférica con un diámetro de aproximadamente 50 nm, como se muestra en las figuras 4a, b, respectivamente. El SAEDP revela que la partícula es una estructura cúbica centrada en las caras (fcc). Combinado con los resultados de EDX de que la relación atómica de W: Zr: C en la partícula fina es de aproximadamente 2: 52: 50, se podría concluir que las nanopartículas intragranulares son fcc ZrC cúbico. Cabe señalar que los pequeños puntos de difracción ordenados a lo largo de la dirección [200] ZrC en el SAEDP de ZrC (Fig. 4b) son causados por una estructura de superred en ZrC (consulte el área A del cuadrado rojo en la Fig. 4a y el rápido correspondiente). Imagen transformada de Fourier (FFT) en la Fig. 4c). Además, el área cuadrada B que contiene el límite de fase de la matriz de partículas sin estructura de superred tiene un patrón de difracción bastante similar (ver su imagen FFT en la Fig. 4d) al de W-ZrC (ver Fig. 4b) y cúbico independiente. ZrC (ver Fig. 4c), excepto por los pequeños puntos de difracción que faltan a lo largo de [200] ZrC. Según el análisis anterior, está claro que existe una relación de orientación de Kurdjumov-Sachs (K-S) entre el dispersoide ZrC y la matriz W. La relación K–S satisface lo siguiente: (1 1 1)fcc//(1 1 0)bcc y [1, −1, 0]fcc//[1, −1, 1]bcc.

Análisis detallado de la estructura de la interfaz entre la matriz W y las partículas de la segunda fase en WZC.

(a) Imagen HRTEM de la matriz W y la fase ZrC (intragranular) vista a lo largo de [001]. (b) El SAEDP revela la partícula con una estructura cúbica centrada en la cara. c, patrón de transformada rápida de Fourier (FFT) del área A del cuadrado rojo seleccionada en ZrC. (d) Patrón FFT del área B del cuadrado rojo seleccionada en el área de interfaz entre W y ZrC. Está claro que los límites de fase partícula-matriz tienen una estructura coherente, como se muestra a gran aumento (e). (f) Imagen TEM que muestra una partícula de ZrC (intergranular) con forma de cerrojo que bloquea firmemente dos granos de tungsteno (G1 representa el derecho y G2 representa el izquierdo). (g) Aparece una estructura semicoherente entre el dispersoide ZrC y G2. (h) Algunas partículas relativamente grandes ubicadas en GB de tungsteno contienen elementos W, Zr, C y O mediante análisis i, EDX.

El HRTEM de aumento más intuitivo de PB que se muestra en la Fig. 4e muestra una interfaz de estructura coherente perfecta entre la matriz W y los dispersoides ZrC.

En realidad, este tipo de estructura coherente siempre existe en todos los límites de fase partícula-matriz en la combinación W-ZrC, incluidas las partículas de ZrC tanto intragranulares (Fig. 4) como intergranulares (Fig. 4f) en la aleación WZC. En la Fig. 4f, una partícula de ZrC golpeada se ubica a través del límite de dos granos de tungsteno (G1 representa el derecho y G2 representa el izquierdo), como un cerrojo que bloquea firmemente los dos granos de tungsteno, lo que podría obstruir el deslizamiento del límite del grano y, por lo tanto, aumentar significativamente la cohesión de los GB. Debido a la diferente orientación de G1 y G2, solo aparece una estructura semicoherente entre el dispersoide ZrC y G2 si se observa en la dirección [001], como se muestra en la Fig. 4g.

Es bien sabido que los límites internos coherentes o semicoherentes juegan un papel importante en el fortalecimiento de los materiales21,30. Las interfaces completamente coherentes o semicoherentes entre la matriz W y los dispersoides intragranulares o intergranulares de ZrC inducen una buena ductilidad/resistencia de la aleación W-ZrC. Intuitivamente, las nanopartículas de ZrC en el grano pueden causar dislocaciones fijadas y acumuladas, lo que puede mejorar efectivamente la resistencia de la aleación. Además, existe un canal para el deslizamiento de dislocaciones a lo largo de una estructura coherente entre las interfaces de partículas y matrices30, lo que ayudaría a mantener el endurecimiento por trabajo y el alargamiento uniforme y, por lo tanto, mejoraría la capacidad de adaptarse a la deformación plástica. Como resultado, la estructura coherente y/o estructura semicoherente con orientación KS no solo fortalece los GB débiles en W y PB puros, sino que también absorbe y almacena dislocaciones, lo que aumenta significativamente la ductilidad y resistencia de las aleaciones. Por otro lado, si los límites internos introducidos por la adición de partículas dispersas inadecuadas son incoherentes y no crean un registro cristalográfico cercano entre regiones separadas por los límites, estos límites incoherentes se convertirían en sitios preferenciales para la iniciación de grietas durante la carga y tendrían un efecto grave sobre la ductilidad21,31. Las interfaces coherentes desempeñan un papel importante en la extraordinaria mejora tanto de la ductilidad como de la resistencia a bajas temperaturas.

Para los dispersoides con un tamaño de partícula promedio de 385 nm, la forma, composición y estructura cristalina son diferentes de las de las partículas pequeñas analizadas anteriormente. Casi todas las partículas grandes se ubican en los GB de tungsteno, como se muestra en la figura 4h. El análisis EDX revela que estas partículas constan de elementos W, Zr, C y O, lo que sugiere la existencia de un complejo W-Zr-Cx-Oy no estequiométrico con xey que oscilan entre 0,1 y 0,7 y 0,1 a 0,5, respectivamente. El posible mecanismo de formación de estas partículas de W-Zr-Cx-Oy puede sugerirse de la siguiente manera. Al principio, el Zr, descompuesto del ZrC, capturaría la impureza oxígeno del tungsteno y formaría ZrOy porque la energía de unión del ZrOy es mayor que la del ZrC32,33. Luego, los átomos de carbono residuales reaccionan con los átomos de W circundantes para formar WCx y finalmente se formaría el W-Zr-Cx-Oy no estequiométrico combinado a partir de los compuestos iniciales ZrC, ZrOy y WCx. Es importante destacar que no existe una fase W2C frágil en las aleaciones gracias al control preciso del contenido de ZrC. Este proceso de purificación reduce efectivamente el efecto de fragilización de las impurezas de oxígeno en los límites de los granos y, por lo tanto, mejora la ductilidad/tenacidad a baja temperatura de las aleaciones a base de tungsteno, como se ilustra en la Fig. 5.

Mecanismos de fortalecimiento y endurecimiento en WZC.

Esta estrategia contiene tres puntos principales que incluyen el fortalecimiento de los PB a través de una estructura coherente, el fortalecimiento de los GB a través de una estructura semicoherente y la purificación y el fortalecimiento de los GB a través de la captura de oxígeno de las impurezas de Zr, lo que conduce a la excelente ductilidad, fortalecimiento y plasticidad de la placa de aleación WZC.

Como resumen del análisis anterior, en la Fig. 5 se presentaron diagramas esquemáticos concisos para ilustrar los mecanismos de fortalecimiento y endurecimiento. Esta estrategia contiene tres puntos principales que incluyen el fortalecimiento de los PB a través de una estructura coherente, el fortalecimiento de los GB a través de una estructura semicoherente y la purificación y el fortalecimiento de los GB a través de la captura de oxígeno impuro del Zr. Como es bien sabido, la cohesión grano/fase determina la ductilidad del material, porque la deformación plástica sólo es posible si la cohesión GB/PB es lo suficientemente alta como para que el deslizamiento de la dislocación pueda activarse en el interior del grano antes de que el material falle por fractura intergranular. Por lo tanto, los efectos de fortalecimiento sinérgicos de los tres factores anteriores conducen a una excelente ductilidad/refuerzo/plasticidad de la placa de aleación WZC. La estructura de interfaz coherente proviene de la buena compatibilidad de la fase ZrC con la matriz de tungsteno y la constante de red ajustable al formar una solución sólida con W y ZrCx no estequiométrico. Esto elimina las concentraciones de tensión en las interfaces (incluidos PB y GB), alivia la propensión a la fractura intergranular y aumenta el alargamiento total antes de la falla. Estos resultados enfatizan nuevamente que en las aleaciones W los límites de fase y grano deben adaptarse cuidadosamente para alcanzar alta resistencia y ductilidad.

La extraordinaria ductilidad/resistencia a bajas temperaturas y la plasticidad a altas temperaturas se confirman aún más mediante pruebas de alto flujo de calor. Como material de revestimiento de plasma, la resistencia al choque térmico es una propiedad muy importante que está determinada por la ductilidad y la resistencia. Como bien se sabe, el mecanismo general de formación de grietas bajo carga de haz de electrones de pulso único se puede atribuir principalmente a tensiones térmicas inducidas por gradientes de temperatura formados durante las pruebas de choque térmico porque la expansión del volumen debajo del área cargada de calor estaba limitada por el frío y el calor. material rígido a granel34,35,36. Es decir, la resistencia al choque térmico de los materiales de tungsteno está directamente relacionada con las propiedades mecánicas: cuanto mejor sea la ductilidad a baja temperatura y mayor la resistencia, mejor será la resistencia al choque térmico37, porque la resistencia es lo suficientemente alta como para resistir la tensión inducida por el choque térmico para prohibir la formación de grietas; por otro lado, la buena plasticidad/ductilidad puede consumir la tensión mediante una gran deformación para evitar la aparición de grietas. La Figura 6 presenta las imágenes SEM de la superficie de la muestra después del ataque de choques térmicos. No se detectaron grietas en las muestras analizadas a 0,66 GW/m2 (densidad de potencia) (Fig. 6a, densidad de energía absorbida (AED) ~ 3,3 MJ/m2). Y todavía no hay grietas a 0,88 GW/m2 (Fig. 6b, AED ~ 4,4 MJ/m2) a pesar de la fusión de la superficie, lo que debería beneficiarse de la extraordinaria plasticidad y alta resistencia. Sin embargo, en las muestras analizadas a 1,1 GW/m2 (Fig. 6c, AED ~ 5,5 MJ/m2), la fusión y las grietas aparecen simultáneamente. En este caso, las franjas onduladas junto con la grieta ilustran la buena ductilidad y plasticidad de la aleación WZC desde otro lado.

Imágenes SEM que muestran las propiedades de resistencia al choque térmico de WZC.

(a) No se detectaron grietas en las muestras con una densidad de energía absorbida (DEA) ~ 3,3 MJ/m2. (b) Todavía no hay grietas con AED ~ 4,4 MJ/m2 a pesar de la fusión de la superficie, lo que debería beneficiarse de la extraordinaria plasticidad y alta resistencia. (c), La fusión y las grietas aparecen simultáneamente con AED ~ 5,5 MJ/m2 y las franjas onduladas junto con la grieta ilustran la buena ductilidad y plasticidad de la aleación WZC desde el otro lado.

En este trabajo, hemos diseñado y fabricado con éxito aleaciones W maleables y reforzadas con dispersión de carburo con interfaces coherentes entre la matriz W y los dispersoides ZrC, así como con una fase W-Zr-Cx-Oy de alta estabilidad térmica en GB mediante la modulación de la interfaz GB/ PB por traza ZrC. De la aleación W-ZrC resultante se ha obtenido un 3PB sin precedentes, así como una ductilidad/resistencia a la tracción, en términos de deformación por flexión y alargamiento total hasta la rotura. Los efectos sinérgicos de las interfaces completamente coherentes o semicoherentes entre la matriz W y los dispersoides ZrC intragranulares o intergranulares, la formación de W-Zr-Cx-Oy de alta estabilidad térmica en GB, así como granos finos, han inducido la extraordinaria ductilidad/resistencia. en placa de aleación W-ZrC a granel. Esta ruta de fabricación y pensamiento de diseño son adecuadas para la producción por lotes de aleaciones W aplicadas en ingeniería y pueden guiar el diseño de nuevas aleaciones con mayor ductilidad/resistencia.

Las aleaciones W-0,5% en peso de ZrC se fabricaron utilizando polvos W puros con un tamaño de partícula submicrométrico (pureza>99,9% de base de metales traza) y polvos de ZrC de tamaño nanométrico (tamaño de partícula promedio de 50 nm, pureza>99%). Los polvos se molieron con bolas utilizando un molino de bolas de alta energía en una atmósfera de hidrógeno para lograr una mezcla suficiente. Posteriormente, los polvos mezclados se sinterizaron a 2200 °C a una presión de 70 MPa durante 20 h al vacío. Luego, la pieza en bruto sinterizada se laminó en caliente hasta obtener una placa con un espesor de 8,5 mm (desde un espesor original de 24 mm, mediante un tratamiento termomecánico de cuatro pasos con una deformación en cada paso del 15%, 20%, 25% y 30%, respectivamente, a 1650 °C), 150 mm de ancho y 220 mm de largo (Fig. 1a después del corte). La consolidación y laminación se realizaron en colaboración con Beijing Tianlong Tungsten & Molybdenum Co., Ltd.

Para las pruebas de tracción, se prepararon muestras en forma de hueso de perro con una sección transversal de 1,5 × 0,75 mm2 y una longitud de trabajo de 5 mm a lo largo de la dirección de laminación (RD). Todas las muestras de tracción se probaron utilizando una máquina Instron–5967 a una velocidad constante de 0,06 mm/min en vacío. Las pruebas 3PB se realizaron a una velocidad constante de desplazamiento de la cruceta de 0,3 mm/min en muestras lisas (sin muescas) de (20l × 2d × 2w) mm con un ancho de luz de 18 mm junto con TD (Fig. 1b). La prueba se detuvo después de una falla de la muestra o después de alcanzar un cierto valor de deflexión. Para materiales frágiles que tienen una relación tensión-deformación del revestimiento, la tensión de fractura (resistencia a la flexión) se puede determinar a partir de la tensión de fractura en flexión de acuerdo con un análisis de viga elástica lineal como se realiza en la ref. 38. Tanto para las pruebas de tracción como para las de 3PB, se analizaron de tres a cinco muestras a cada temperatura para garantizar la repetibilidad.

La dureza se midió a temperatura ambiente utilizando un nanoindentador Aglient G200 (Berkovich, Diamond) con una profundidad de prueba de 2000 nm y un tiempo de permanencia de 10 s.

Las muestras de TEM se prepararon mediante doble chorro en Tenuple-5. La microestructura se caracterizó mediante un microscopio electrónico de transmisión F (TEM, JEM-2000FX) y las imágenes de microscopía electrónica de transmisión de alta resolución se registraron utilizando JEM-ARM-200F (microscopio electrónico operado a 200 kV, resolución de imagen de transmisión de 0,19 nm e imagen de celosía de 0,11). Nuevo Méjico). La metalografía de las muestras se obtuvo mediante una pistola de emisión de campo con microscopía electrónica de barrido (FEG-SEM, ZEISS) después del pulido electrolítico (en solución acuosa de hidróxido de sodio al 5% a temperatura ambiente, 11 V y una densidad de corriente de 3 mA/mm2). . El tamaño de partícula/grano y la fracción de volumen tanto de partículas intergranulares (e intragranulares) como de granos de tungsteno se han analizado estadísticamente utilizando metalografía cuantitativa basada en aproximadamente 500 partículas intergranulares (e intragranulares) y aproximadamente 1000 granos de tungsteno en aleación WZC. Las superficies de fractura de la muestra se caracterizaron mediante un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FE-SEM Sirion200, FEI).

Se realizaron pruebas de alto flujo de calor junto con la dirección de rodadura utilizando el dispositivo de haz de electrones EMS-60 (escenario de prueba de material de haz de electrones de 60 kW) en el Instituto de Física del Suroeste, China, con un diámetro de haz de aproximadamente 1 mm. Los electrones se generaron en un cátodo de tungsteno y se aceleraron hasta un voltaje de 120 kV. Se logró una distribución homogénea de la carga de calor en el punto del haz de 4 × 4 mm2 mediante un escaneo rápido (37 kHz en la dirección x y 27 kHz en la dirección y) del haz de electrones con una duración de pulso de 5 ms. El coeficiente de absorción de electrones de 0,55 se determinó a partir de la relación entre la corriente absorbida y la incidente teniendo en cuenta los electrones secundarios emitidos desde la superficie.

Cómo citar este artículo: Xie, ZM et al. Extraordinariamente alta ductilidad/resistencia de la placa de aleación a granel W-ZrC diseñada en la interfaz a una temperatura relativamente baja. Ciencia. Rep. 5, 16014; doi: 10.1038/srep16014 (2015).

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Este trabajo fue apoyado financieramente por el Programa Nacional de Fusión por Confinamiento Magnético (Subvención No. 2015GB112000), la Fundación Nacional de Ciencias Naturales de China (Subvenciones Nos.11374299, 51301164, 11375230, 11274305, 11475216) y la Fundación Provincial de Ciencias Naturales de Anhui de China (Subvención nº 1408085QE77). Agradecemos a JJ Sha por su ayuda en las pruebas de flexión de 3 puntos y sus útiles debates.

Laboratorio Clave de Física de Materiales, Instituto de Física del Estado Sólido, Academia China de Ciencias, Hefei, 230031, China

ZM Xie, R. Liu, S. Miao, XD Yang, T. Zhang, XP Wang, QF Fang y CS Liu

Universidad de Ciencia y Tecnología de China, Hefei, 230026, China

ZM Xie, R. Liu, S. Miao, XD Yang, T. Zhang, XP Wang, QF Fang y CS Liu

Instituto de Física del Plasma, Academia China de Ciencias, Hefei, 230031, China

GN Luo

Instituto de Física del Suroeste, Chengdu, China

YY Lian y X. Liu

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TZ, RL y ZMX diseñaron el proyecto, ZMX, RL, SM, XDY e YYL llevaron a cabo los experimentos, TZ y ZMX analizaron los datos y escribieron el artículo bajo la dirección de QFF, CSL, GNL, XL y XPW revisaron el artículo. Todos los coautores contribuyeron a las discusiones.

Los autores no declaran tener intereses financieros en competencia.

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Xie, Z., Liu, R., Miao, S. et al. Extraordinariamente alta ductilidad/resistencia de la placa de aleación a granel W-ZrC diseñada en la interfaz a una temperatura relativamente baja. Representante científico 5, 16014 (2015). https://doi.org/10.1038/srep16014

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Recibido: 03 de julio de 2015

Aceptado: 07 de octubre de 2015

Publicado: 04 de noviembre de 2015

DOI: https://doi.org/10.1038/srep16014

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Extraordinariamente alta ductilidad/resistencia de la interfaz diseñada a granel W