Aleación de aluminio nanoestructurada híbrida con super

NPG Asia Materials volumen 7, página e229 (2015)Cite este artículo

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Se han empleado métodos para fortalecer las aleaciones de aluminio desde el descubrimiento del fenómeno de endurecimiento por envejecimiento en 1901. El límite superior de resistencia de las aleaciones de Al en masa es ~0,7 GPa mediante el fortalecimiento por precipitación convencional y aumenta a >1 GPa mediante el refinamiento del grano y la amorfización. Aquí presentamos una aleación de Al nanoestructurada híbrida a granel con alta resistencia tanto a temperatura ambiente como a temperaturas elevadas. Además, basándose en observaciones de microscopía electrónica de transmisión de alta resolución y análisis teóricos, atribuimos el mecanismo de fortalecimiento al efecto compuesto del fcc-Al nanocristalino de alta resistencia y los intermetálicos de tamaño nanométrico, así como al efecto de confinamiento entre estas nanofases. . También informamos la deformación plástica de intermetálicos de tamaño nanométrico y la aparición de una alta densidad de fallas de apilamiento y gemelos en fcc-Al después de una deformación a baja velocidad de deformación a temperatura ambiente y alta. Nuestros hallazgos pueden resultar beneficiosos para el diseño de materiales de alta resistencia para aplicaciones estructurales avanzadas.

El aluminio (Al) es uno de los metales no ferrosos más utilizados para aplicaciones estructurales debido a su combinación positiva de baja densidad, alta resistencia específica, alta resistencia a la corrosión, buena maquinabilidad y excelente reciclabilidad.1 Impulsado por el requisito de aumentar la baja resistencia de Al puro, se han realizado esfuerzos para desarrollar aleaciones de Al de alta resistencia desde que Alfred Wilm descubrió el fenómeno de endurecimiento por envejecimiento en 1901.2, 3 Durante el siglo pasado, se utilizaron métodos basados en una variedad de teorías de fortalecimiento, incluido el fortalecimiento por solución sólida y precipitación, endurecimiento por trabajo. y el fortalecimiento de los límites de grano (GB), se han establecido gradualmente.4 La aplicación de estos mecanismos de fortalecimiento ha llevado al desarrollo de una serie de aleaciones de Al diseñadas con resistencia mejorada. Sin embargo, el nivel de límite elástico de estas aleaciones de Al está, en general, limitado a ~700 MPa.5

Recientemente, el desarrollo de aleaciones de Al de alta resistencia se ha llevado a cabo mediante dos enfoques principales:5, 6, 7, 8, 9, 10, 11 (1) la creación de aleaciones de Al de grano ultrafino o nanocristalino (NC) que, debido a su microestructura refinada, presentan una resistencia muy alta junto con una plasticidad apreciable, y (2) la producción de vidrios metálicos (MG) a base de Al que están libres de defectos cristalinos como GB o dislocaciones y, por lo tanto, tienen una resistencia muy alta. Aunque estos enfoques son bastante eficaces para la producción de aleaciones de Al de alta resistencia, todavía existen limitaciones críticas. Por ejemplo, los tamaños alcanzables de las MG a base de Al están bastante limitados (generalmente 1 mm) por la escasa capacidad de formación de vidrio de las aleaciones a base de Al.12 Además, el estado de no equilibrio y la escasa estabilidad térmica de las aleaciones NC o las aleaciones MG Al limitan su uso a altas temperaturas.12, 13 Un enfoque alternativo para preparar materiales NC es cristalizar sólidos amorfos en condiciones apropiadas de tratamiento térmico.12, 14, 15, 16, 17 Aunque esto proporciona un método exitoso para sintetizar Al En aleaciones con resistencias cercanas al máximo, no ofrece un buen control sobre la microestructura y las propiedades resultantes, que están esencialmente determinadas por el comportamiento de cristalización de los precursores amorfos. Aquí presentamos una estrategia microestructural para la producción de aleaciones a base de Al con resistencia súper alta y dilucidamos los mecanismos de fortalecimiento.

Los polvos con composición nominal Al84Ni7Gd6Co3 (%) atómico se produjeron mediante el método de atomización con gas Ar. Los experimentos de molienda se llevaron a cabo utilizando un molino planetario de bolas Retsch PM400 (Retsch GmbH, Düsseldorf, Alemania) bajo una atmósfera protectora de argón (para detalles adicionales, ver Wang et al.18). Para evitar cualquier posible contaminación durante el curso de la molienda, la carga del polvo y cualquier manipulación posterior de la muestra se realizaron en una caja con guantes Braun MB 150B-G (M.Braun GmbH, München, Alemania) en una atmósfera de argón purificada (<1 ppm de O2 y H2O). El análisis del contenido de oxígeno se realizó mediante extracción con gas portador en caliente utilizando un analizador LECO USA TC-436 DR (LECO Co. Ltd., St. Joseph, MI, EE. UU.). El contenido de hierro se evaluó utilizando un espectrofotómetro CARL ZEISS Specord M500 (Carl Zeiss Jena GmbH, Jena, Alemania). Se produjo una serie de cilindros a granel de Al84Ni7Gd6Co3 (diámetro 10 mm y longitud ~10 mm) mediante prensado en caliente a 640 MPa y Thp=773 K utilizando polvos atomizados con gas (HP0) y polvos molidos durante 50 h (HP1) y 100 h (HP2). ). Primero se colocaron aproximadamente 2 a 3,5 g de polvo en una matriz de 10 mm de diámetro y luego se precargaron a 20 kN. Para minimizar el riesgo de contaminación por oxígeno, la cámara se evacuó a aproximadamente 1 × 10-4 Pa antes del prensado en caliente para la desgasificación. Una vez que se alcanzó la temperatura deseada de prensado en caliente, el prensado en caliente se realizó de forma isotérmica durante 3 minutos de tiempo de permanencia. Después del prensado en caliente, se purgó argón para retirar las muestras de la cámara. Las fases y microestructuras se estudiaron mediante difracción de rayos X utilizando un difractómetro Philips PW 1050 (Philips, Eindhoven, Países Bajos) (radiación Co K), mediante microscopía electrónica de barrido (SEM) utilizando un microscopio Leo Gemini 1530 (Zeiss, Oberkochen, Alemania). equipado con rayos X de energía dispersiva (EDX) y por microscopía electrónica de transmisión (TEM) utilizando un microscopio Philips Tecnai F30 (FEI, Eindhoven, Países Bajos) que funciona a 300 kV con un EDX y JEOL HRTEM 2100 (JEOL Ltd., Tokio , Japón) con un arma de emisión de campo. De acuerdo con la norma ASTM para ensayos de compresión, a partir de las muestras consolidadas se prepararon cilindros con una relación longitud/diámetro de 2,0 (6 mm de longitud y 3 mm de diámetro). Las muestras se probaron a temperatura ambiente utilizando una instalación de pruebas Instron 8562 (Instron Co., Norwood, MA, EE. UU.) bajo carga cuasiestática (tasa de deformación 1 × 10-3 s-1) y a temperaturas elevadas utilizando una máquina Instron 8562-3. (tasa de deformación de 1 × 10-4 s-1), y se seleccionaron y probaron al azar al menos tres muestras para cada parámetro. Las mediciones de microdureza se llevaron a cabo utilizando una máquina de prueba de dureza HMV Shimadzu Vickers (Shimadzu Co. Ltd., Kyoto, Japón). Los valores de dureza informados aquí son los promedios de >25 indentaciones por muestra. El módulo de Young se midió utilizando un sistema ultrasónico MATEC 6600 (Matec Instrument Companies Inc., Northborough, MA, EE. UU.) en muestras planas paralelas con ~10 mm de diámetro y ~10 mm de longitud. La nanoindentación se realizó a temperatura ambiente utilizando un Agilent NanoSuite Nanoindentation G200 (Agilent Technologies, Santa Clara, CA, EE. UU.) equipado con una punta Berkovich. En el presente estudio se utilizó una tasa de deformación por indentación constante ((dP/dt)/P) de 0,05 s-1.

La estrategia microestructural para desarrollar aleaciones de Al de alta resistencia se probó en la aleación Al84Ni7Gd6Co3, que se seleccionó porque sus elementos componentes tienen una solubilidad insignificante en Al; por lo tanto, se pueden formar varios intermetálicos.18 Nuestra estrategia de procesamiento consta de tres pasos: atomización de gas, molienda de bolas y prensado en caliente, como se ilustra en la Figura 1. La atomización de gas se utiliza para producir el precursor de partículas amorfas (Figura 1a). Las pequeñas partículas atomizadas con gas enfriadas rápidamente son amorfas, mientras que las partículas grandes enfriadas lentamente muestran cantidades menores de fases fcc-Al y Al19Gd3Ni5.18 Los polvos luego se trataron mediante molienda de bolas, un proceso de deformación plástica severa que utilizamos para variar la microestructura y comportamiento de cristalización del precursor amorfo (Figura 1b). Finalmente, los polvos se consolidaron en muestras a granel altamente densas mediante prensado en caliente a una temperatura relativamente alta, en la que se produjo la desvitrificación y consolidación combinadas del precursor de partículas amorfas (Figura 1c). Mediante este método, se obtuvo una serie de muestras a granel de Al84Ni7Gd6Co3 etiquetadas HP0 (tiempo de molienda de bolas, tbm=0 h (es decir, atomizado); temperatura de prensado en caliente, Thp=773 K), HP1 (tbm=50 h; Thp=773 K), HP2 (tbm=100 h; Thp=773 K) y HP3 (tbm=100 h; Thp=673 K) fueron sintetizados.

Procesamiento de las aleaciones Al84Ni7Gd6Co3: atomización con gas (a(1–4)), molienda de bolas (b(1–4)) y prensado en caliente (c(1–4)). Métodos de procesamiento esquemáticos (a1, b1 y c1) y resultados de imágenes de electrones retrodispersados (BSE) SEM correspondientes (a2, b2 y c2), XRD (a3, b3 y c3) y calorimetría diferencial de barrido (a4, b4 y c4) de las microestructuras obtenidas. . El polvo en el panel a2 se atomizó. El polvo del panel b2 se molió durante 50 h. La microestructura que se muestra en el panel c2 corresponde a la muestra HP1.

El paso de molienda tiene una influencia fundamental en la microestructura final de las muestras consolidadas. En la etapa inicial de molienda, las pequeñas partículas amorfas se adhirieron a la superficie de las partículas cristalinas más grandes (que permanecieron relativamente intactas); con un mayor tiempo de molienda, formaron partículas con una estructura compuesta que consiste en una capa amorfa irregular que cubría completamente el núcleo cristalino (Figura 1b2). La microestructura de las muestras a granel, que se parecía claramente a la estructura compuesta del polvo molido original (compárense las Figuras 1b2 y c2), consistía en regiones con precipitados gruesos rodeados por regiones que contenían fases finas a nanoescala. La fracción de volumen de las regiones de precipitado fino en las muestras consolidadas aumentó al aumentar el tiempo de molienda, de ~0% en volumen (tbm=0 h) a ~64% en volumen (tbm=100 h); por el contrario, la fracción de volumen de las regiones de precipitado grueso disminuyó con el tiempo de molienda, como se muestra en la Figura complementaria S1a. La distribución del tamaño de las regiones de precipitado grueso en HP2 se muestra en la Figura complementaria S1b, que tiene un diámetro promedio de ~ 17 μm. El tamaño y la fracción de volumen de la región del precipitado grueso se estimaron a partir de las imágenes SEM. No es evidente ningún pico exotérmico debido a la cristalización en la curva de calorimetría diferencial de barrido de HP2 (compárese con las Figuras 1a4 y 1c4), lo que indica que se logró una desvitrificación completa en la muestra masiva consolidada. El principal requisito para obtener esta estructura única es la insignificante solubilidad sólida de los componentes en Al, lo que permite la formación de fases intermetálicas, y el procedimiento de molienda de bolas puede variar la fracción de volumen y el tamaño de las fases precipitadas de la matriz amorfa. La relación de contenido entre Al y los elementos no solubles afectará la microestructura final, incluida la fracción de volumen de las fases fcc-Al y intermetálicas.

Después del proceso de consolidación, las muestras exhiben baja porosidad y tienen una densidad en el rango de 3,7 a 3,8 g cm-3. La Figura 2 muestra la característica de microestructura típica de HP2. El área brillante en la imagen micrográfica óptica que se muestra en la Figura 2a, que corresponde al área negra entre partículas en la imagen SEM en la Figura 1c2, es fase fcc-Al pura en lugar de poros, según el análisis EDX (consulte la Figura complementaria S2 ). Un análisis TEM adicional (Figura 2b) muestra que los poros submicrónicos también son difíciles de encontrar en el área entre partículas. En la Figura 2c, se puede ver que el límite entre las partículas es discontinuo y se puede ver una fina capa amorfa con un espesor <5 nm. La fase GB amorfa es probablemente la capa de oxidación superficial de las partículas. Según el análisis químico, el contenido de oxígeno y el contenido de hierro del polvo molido de 100 h son aproximadamente 0,69 % en peso y 0,08 % en peso, respectivamente. El contenido de oxígeno en el polvo molido no es bajo. Sin embargo, la superficie de óxido amorfo de la partícula se rompe, lo que puede ocurrir tanto en el proceso de molienda debido a una fuerte deformación plástica como en el posterior proceso de consolidación debido a la alta temperatura y presión.

Microestructuras de las aleaciones Al84Ni7Gd6Co3 prensadas en caliente. (a) Imagen de micrografía óptica de la muestra HP2 que muestra el área entre partículas. (b) Imagen TEM de campo brillante del área triple entre partículas. (c) Imagen TEM de alta resolución de la interfaz entre las partículas consolidadas. ( d – f ) Imágenes SEM BSE de la muestra HP2 que muestran regiones de precipitado fino y grueso.

En las Figuras 2d a f se muestra una microestructura de tipo bimodal que consta de regiones con precipitados gruesos y finos. La micrografía SEM ampliada de la región del precipitado grueso confirma además que las áreas oscuras en las regiones del precipitado grueso y fino son la fase Al en lugar de los poros (consulte la Información complementaria S3). El análisis de la microestructura muestra que la fracción de volumen de la región del precipitado fino (consulte la Información complementaria S4 para conocer el método detallado para medir la fracción de volumen) aumenta desde 0 vol. % para HP0 a ~43, ~64 y ~100 vol. % para HP1, HP2 y HP3, respectivamente, lo que indica que la temperatura y presión utilizadas en el proceso de consolidación tienen una influencia significativa en la microestructura de las aleaciones a granel.

Además de la estructura bimodal de las regiones de precipitado grueso y fino a microescala, a nanoescala el material exhibe estructuras híbridas que consisten en fases nanométricas similares a varillas, fases similares a partículas equiaxiales y matriz, como se muestra en la Figura 3. Una combinación del análisis de difracción de rayos X, el análisis EDX y la difracción de área seleccionada identifican las fases nanométricas en forma de varilla como compuestos intermetálicos Al19Gd3Ni5; las fases equiaxiales son mezclas de Al3Gd y Al9Co2, y la matriz es fcc-Al. En las regiones de precipitado fino, el fcc-Al tiene un tamaño de grano muy fino de ~80 nm, mientras que el Al19Gd3Ni5 en forma de varilla tiene ~30 nm de ancho y ~130 nm de largo, y el tamaño promedio de las fases de Al3Gd y Al9Co2 es de 100– 250 nm. Por el contrario, los tamaños de estas fases en las regiones de precipitado grueso son ligeramente mayores: el tamaño de grano promedio de fcc-Al es ~90 nm y la longitud de las varillas de Al19Gd3Ni5 es ~230 nm (consulte la Figura complementaria S4 y la Tabla 1 para obtener más información). detalles). Las interfaces entre estas fases son continuas y están bien unidas, como lo demuestra el TEM de alta resolución que se muestra en la Figura 3e.

Microestructuras y fases de las aleaciones Al84Ni7Gd6Co3 prensadas en caliente. (a) Patrones de XRD para HP2 y HP0, que indican una gran fracción de volumen de compuestos intermetálicos. (b) Imagen STEM de HP2 que muestra una estructura híbrida a nanoescala con NC fcc-Al e intermetálicos nanométricos. EDX analizó los puntos 1 a 3 y los resultados se enumeran en la Tabla complementaria S1. ( c, d ) TEM de campo brillante de HP2. (e) Imagen TEM de alta resolución (HRTEM) del área del rectángulo en el panel (d), que revela interfaces bien unidas entre NC fcc-Al y las fases intermetálicas.

La Figura 4a muestra las curvas típicas de tensión-deformación verdaderas de compresión de las muestras a granel consolidadas a temperatura ambiente. Tanto el rendimiento (0,2% de compensación) como la resistencia máxima aumentan al aumentar el tiempo de fresado de ~0,93 y ~1,28 GPa para HP0 (tbm= 0 h) a ~1,37 y ~1,77 GPa para HP2 (tbm=100 h). La alta resistencia va acompañada de una deformación hasta la fractura de ~5%. Al controlar la temperatura de consolidación, también se puede ajustar la microestructura (por ejemplo, la fracción de volumen de las regiones de precipitado fino). Por ejemplo, HP3 con Thp=673 K exhibe una microestructura que consiste en casi un 100% de fracción de regiones de precipitado fino y, por lo tanto, tiene un alto límite elástico de ~1,68 GPa. La alta resistencia de las presentes aleaciones de Al también puede conservarse a temperaturas elevadas. La resistencia a la compresión a 523 K aumenta de 0,91 GPa para HP0 a 1,08 GPa para HP2 (Figura 4b). A una temperatura de prueba más alta (623 K), la resistencia a la compresión de ambas aleaciones también mantiene un alto nivel de 0,45 GPa. La alta resistencia a temperaturas elevadas indica que la microestructura híbrida de las presentes aleaciones es térmicamente más estable que las de otras aleaciones de Al nanoestructuradas. Hasta donde sabemos, las aleaciones de Al actuales exhiben la mayor resistencia a la compresión tanto a temperatura ambiente como a altas temperaturas entre todas las aleaciones de Al reportadas hasta la fecha, como se resume en la Figura 4c.

Propiedades mecánicas. (a) Curvas de tensión-deformación verdaderas a temperatura ambiente bajo compresión uniaxial. (b) Curvas de tensión-deformación verdaderas de compresión a temperaturas elevadas para HP0 y HP2. (c) Comparación entre las aleaciones presentes y otras aleaciones de Al con la resistencia última a la compresión versus la temperatura de prueba. Los datos de los demás materiales se han tomado de la literatura15, 31, 32, 33, 34, 35 (d) Mapa de Ashby del límite elástico específico frente al módulo de Young específico.

Además de la alta resistencia, estas aleaciones tienen un alto módulo de Young (E). Por ejemplo, E=119 GPa para HP2, que es mucho más alto que los valores de las aleaciones de Al comunes (típicamente <80 GPa).19 Aunque la resistencia y el módulo de Young son muy altos, la densidad de las aleaciones actuales es bastante baja (~ 3,75 g cm-3) debido al alto contenido de Al. Esto conduce a excelentes propiedades específicas de las presentes aleaciones; por ejemplo, la resistencia específica de HP2 es 496 kNm kg-1 y su módulo de Young específico es 32 MNm kg-1. Al ajustar las condiciones de procesamiento, se pueden sintetizar diferentes aleaciones de Al con microestructuras y propiedades ajustables, lo que agrega una región nueva y prometedora al mapa de Ashby de límite elástico específico versus el módulo de Young específico, como se muestra en la Figura 4d.

Estas altas resistencias se originan en microestructuras únicas. Como se observa en las Figuras 2 y 3, las presentes aleaciones exhiben varias características estructurales únicas: (1) fcc-Al a nanoescala, que hace que el fcc-Al comúnmente blando sea muy fuerte debido al mecanismo de fortalecimiento GB; (2) una gran fracción de volumen de fases intermetálicas, que son mucho más duras que el fcc-Al (ver Tabla 1 y Tabla complementaria S2), contribuye al fortalecimiento a través de un efecto compuesto; (3) las dimensiones a nanoescala de las fases intermetálicas, que hacen que los intermetálicos sean más resistentes que sus contrapartes gruesas (por ejemplo, ver la Figura 6) al tiempo que exhiben una alta resistencia intrínseca sin fractura prematura (ver la Tabla complementaria S2); y (4) los límites y/o interfaces de fase bien adheridos, que no solo evitan el inicio prematuro de grietas y fracturas sino que también, lo que es más importante, proporcionan un alto efecto confinado entre fcc-Al y las fases intermetálicas, como se ilustra en la Figura 5. La solubilidad insignificante de los elementos componentes y la falta de precipitados finos observados en fcc-Al mediante observaciones TEM y STEM-EDX indican que el efecto de fortalecimiento de Orowan puede ser débil en estos materiales.

Ilustración esquemática del mecanismo de fortalecimiento. (a) Resumen de las contribuciones fortalecedoras que actúan en las presentes aleaciones de Al. Todos los valores de la figura son la nanodureza tomada de las muestras a granel. (b) Fortalecimiento del GB de NC fcc-Al. (c) Efecto de confinamiento de NC fcc-Al sobre la resistencia de los intermetálicos. (d) Efecto de tamaño para los intermetálicos nanométricos. Las estrellas rojas representan las situaciones correspondientes a las aleaciones de Al actuales. τ0 es el límite elástico de corte bajo corte puro.

En la región del precipitado fino se pueden observar dos tipos de fases: la matriz de fcc-Al y las fases intermetálicas. La resistencia de esta microestructura similar a un compuesto puede describirse mediante la regla de las mezclas,4 que considera que las propiedades de un compuesto son los promedios ponderados por volumen de las propiedades de los componentes y supone que los componentes no interactúan durante la deformación. Si σIM y σAl se definen como las resistencias de los intermetálicos y fcc-Al, respectivamente, y fAl son las fracciones en volumen de los intermetálicos y fcc-Al, respectivamente, entonces la resistencia del compuesto debido al efecto compuesto se puede escribir como

Esto predice una relación lineal entre las resistencias de todas las fases y el compuesto, como lo ilustra la línea recta dibujada en la Figura 5a.

Además de la regla de la mezcla, la resistencia del compuesto se puede mejorar aún más mediante el refinamiento del grano de las fases que lo constituyen. El fortalecimiento del GB dominado por la dislocación se describe a menudo mediante la relación Hall-Petch,4 que predice una mejora espectacular de la resistencia al disminuir el tamaño del grano, como se ilustra en la Figura 5b. En la presente aleación, el tamaño de grano de la matriz de fcc-Al se redujo con éxito a ~80 nm, que está cerca del tamaño de grano óptimo de ~40 nm requerido para lograr la resistencia máxima.20 Además, las dimensiones de los intermetálicos están en la escala nanomicrónica o submicrónica. Las investigaciones de aleaciones con fases intermetálicas mostraron que la reducción de las dimensiones de la muestra desde la microescala o la nanoescala influye fuertemente en sus resistencias.21 Por ejemplo, Uchic et al.21 encontraron que la aleación Ni3Al-1%Ta exhibe una resistencia ~10 veces mayor cuando las dimensiones de la muestra disminuyen a la escala submicrónica. Aquí, el efecto de fortalecimiento de los intermetálicos de tamaño nanométrico (Figura 5d) en las aleaciones actuales es similar al concepto de fortalecimiento en algunos compuestos al refinar las dimensiones de las segundas fases de refuerzo.22 Por ejemplo, la adición de partículas de tamaño nanométrico o carbono nanotubos en lugar de fibras convencionales a escala micrométrica ha mejorado dramáticamente la resistencia de muchos compuestos de matriz de Al.23 Por lo tanto, al refinar la microestructura como los granos de fcc-Al y el tamaño de las fases intermetálicas, se espera que la resistencia de cada fase sea mayor. mejorado enormemente, y las resistencias de los compuestos, dependiendo de la fractura volumétrica de cada nanofase, pueden estimarse mediante la regla de las mezclas (Ecuación (1)), como lo representa la línea roja en la Figura 5a. El refinamiento de la microestructura puede contribuir de manera clave a la alta resistencia de la presente aleación; sin embargo, la magnitud de la contribución a la fuerza es difícil de medir debido a su complejidad estructural.

Generalmente, las resistencias de materiales frágiles como MG, materiales NC, cerámicos e intermetálicos son sensibles a la presión confinada,24, 25 y estos materiales muestran una asimetría de resistencia a tensión-compresión y valores de dureza H más altos que los predichos por la ecuación H=3σy. .26 Esta diferencia puede entenderse analizando la resistencia a la fractura en estados de tensión confinados. Utilizando un criterio de fractura desarrollado recientemente para materiales de alta resistencia,25 hemos obtenido el límite elástico de corte efectivo para estados de tensión de tipo compresivo en forma de tensiones principales como

donde σ1 y σ3 son las tensiones principales máxima y mínima, respectivamente; τ0 es la tensión crítica de fractura por corte; y α es una constante material (consulte la Información complementaria S6). Porque se puede definir como tensión de confinamiento para caracterizar la magnitud del confinamiento. Para materiales dúctiles con α baja, la presión de confinamiento tiene sólo una pequeña influencia. Sin embargo, la ecuación (2) indica que si el confinamiento es muy alto, la resistencia también puede mejorar significativamente, lo que se evidencia por el aumento significativo observado en la resistencia (hasta dos órdenes de magnitud) para el hierro y el tungsteno a presiones de confinamiento de 200. –300 GPa.27 Los intermetálicos son bastante frágiles y tienen un α relativamente grande; por lo tanto, se espera que el confinamiento influya significativamente en la resistencia de los intermetálicos. Además, se observó asimetría de resistencia en NC fcc-Al,20 lo que implicaba que la resistencia de fcc-Al también podría verse afectada por el confinamiento. Según la Ecuación (2), trazamos la influencia de la tensión de confinamiento sobre la resistencia en la Figura 5c. Bajo una tensión de confinamiento elevada, el fortalecimiento inducido por el efecto de confinamiento puede ser considerable. Debido a que todas las fases son muy fuertes y las interfaces entre ellas están bien unidas, debe haber un interconfinamiento significativo entre las fases y se espera que el efecto del confinamiento sobre la resistencia sea muy importante para las aleaciones presentes. Debido a que la microestructura única se origina durante la preparación del material, el alto interconfinamiento puede introducirse durante la etapa final de prensado en caliente. Tras la carga de compresión, tanto el confinamiento interno como el externo tienen funciones clave en la supresión de la fractura prematura de fases frágiles como las intermetálicas y en el aumento de la resistencia al corte del NC fcc-Al, y eventualmente se debería obtener una resistencia mayor que el valor estimado por el refuerzo compuesto. esperado. Esto puede elaborarse semicuantitativamente mediante la siguiente evidencia experimental. Debido a las dimensiones limitadas, es difícil medir directamente la resistencia de las fases individuales en las presentes aleaciones. En su lugar, se produjeron aleaciones de fase dual de Al-Al19Gd3Ni5, Al-Al3Gd y Al-Al9Co2 con dimensiones de fase a microescala, y se utilizaron dureza Vickers y nanoindentación para determinar su resistencia a fallas en volúmenes a microescala y nanoescala (Tabla 1 y Tabla complementaria S2). ). La nanodureza aumenta linealmente con el límite elástico de los pilares a nanoescala28 y, por lo tanto, puede representar el efecto de la dimensión a nanoescala de las fases sobre la resistencia. Además, de acuerdo con la regla de mezcla, el efecto del compuesto sobre la resistencia se puede estimar en función de la nanodureza medida y la fracción de volumen. La nanodureza calculada de las regiones de precipitado fino en HP2 está en el rango de 4,99 a 6,78 GPa, que es inferior al valor medido de 7 GPa. Se observaron resultados similares para las regiones de precipitado grueso (la nanodureza calculada = 4,83–5,33 GPa, mientras que la nanodureza medida = 5,4 GPa). Se midieron valores de dureza más altos directamente con el material actual en comparación con los calculados según la regla de mezclas, lo que sugiere que el confinamiento interno entre fases debe afectar la resistencia general. Esto también se ve corroborado por la menor diferencia entre los valores de dureza medidos y calculados en las regiones de precipitado grueso que en la región de precipitado fino debido al confinamiento más débil. En consecuencia, con el efecto del confinamiento, el nivel de resistencia se puede aumentar aún más por encima de la estimación basada en el efecto compuesto de microestructuras refinadas, como se muestra esquemáticamente en la línea azul en la Figura 5.

El confinamiento interno dentro de las aleaciones presentes podría prevenir efectivamente la fractura prematura de los intermetálicos frágiles y NC fcc-Al y, por lo tanto, brinda una oportunidad para la deformación plástica, que puede verificarse mediante las observaciones de los gemelos de deformación en el fcc-Al y la deformación por flexión de las fases intermetálicas. Se ve claramente una alta densidad de fallas de apilamiento (SF) y gemelos de deformación en el fcc-Al en HP2 después de la deformación a temperatura ambiente a una tasa de deformación baja de 10-3 s-1. Estos SF, que tienen un ancho de 4 a 25 planos atómicos (~1 a 6 nm), se encuentran paralelos a los planos {111}. Debido a la alta densidad de dislocaciones (1,5–3 × 1016 m-2) y SF (Figura complementaria S8), la mayor parte de la red de fcc-Al sufrió una distorsión severa de la red. Como resultado de las severas condiciones de deformación, la alta densidad de SF y gemelos observada actualmente confirma la existencia de altas tensiones confinadas locales en la fase fcc-Al. El efecto confinado y las dimensiones a nanoescala también hacen que las frágiles fases intermetálicas sean deformables. En la presente aleación, se observó flexión plástica del nanométrico Al19Gd3Ni5 después de pruebas de compresión a temperatura ambiente y elevada, como se muestra en la Figura 6. Ángulos de 3° y 8° entre los patrones de difracción de las áreas dobladas y no dobladas del mismo plano Se puede observar en intermetálicos Al19Gd3Ni5 monofásicos a temperatura ambiente (Figura 6d) y temperatura elevada (Figura 6g), respectivamente. La deformación máxima en el lado de tracción de la varilla intermetálica doblada se puede aproximar mediante29: , donde d es el espesor de la varilla intermetálica y R0 es el radio de curvatura. Según esta ecuación, las deformaciones dobladas para las varillas A y B de Al19Gd3Ni5 que se muestran en la Figura 6e son 2,8% y 3,5%, respectivamente, lo que indica que estas fases exhiben resistencia intrínseca en lugar de la resistencia controlada por fallas que generalmente se observa en muestras a granel y no confinadas; además, pueden suprimir la iniciación y propagación de grietas, contribuyendo así a la resistencia general.

Observaciones TEM de HP2 después de la deformación por compresión a temperatura ambiente y a 523 K. Deformación por compresión a temperatura ambiente: (a) imagen TEM de campo brillante de NC fcc-Al grano rodeado de intermetálicos, (b) imagen HRTEM de NC fcc-Al cerca al límite gemelo (TB) en la imagen (a), (c) patrón de difracción del área seleccionada del grano NC fcc-Al en la imagen (a), y (d) patrón de difracción del área seleccionada de la imagen (a). (h, i) Imagen SEM de la superficie de la muestra fracturada después del pulido y la ilustración esquemática de la propagación de grietas. Deformación por compresión a 523 K: (e) una imagen TEM de campo brillante con un patrón de difracción de área seleccionada en el recuadro, (f) imagen HRTEM del intermetálico Al19Gd3Ni5 en forma de varilla etiquetado como A en la imagen (e), y (g ) una imagen unidimensional filtrada por Fourier de la imagen (e) con un patrón de difracción de área seleccionada en el recuadro.

En principio, el efecto confinado suprime la tendencia a la fractura por escisión. Además, las microestructuras híbridas únicas de estas aleaciones dificultan bastante la propagación de grietas. Primero, las fases relativamente blandas de fcc-Al están aisladas por las fases intermetálicas, lo que así zigzaguea la ruta de propagación de la grieta a lo largo de las zonas más débiles (ver Figura 6h). En segundo lugar, la estructura mecánicamente bimodal de las regiones de precipitado grueso y fino mejora la resistencia a la propagación de grietas mediante el embotamiento de la punta de la grieta, como se muestra en la Figura 6i. Ya se ha demostrado que las estructuras bimodales son beneficiosas para lograr una combinación de buena ductilidad y alta resistencia; 30, 31 la microestructura bimodal también puede mejorar la estabilidad mecánica de las aleaciones de alta resistencia en este trabajo.

En resumen, se ha desarrollado una estrategia microestructural para la producción de aleaciones basadas en Al de alta resistencia. Las microestructuras obtenidas, que consisten en fcc-Al a nanoescala aislada y compuestos intermetálicos, conducen a una alta resistencia tanto a temperatura ambiente como a alta temperatura. Los principios básicos para lograr una resistencia tan alta se basan en la creación de microestructuras híbridas únicas mediante la optimización de las condiciones de procesamiento. La alta resistencia se atribuye principalmente a la estructura compuesta y al efecto de confinamiento entre las fases intermetálicas y fcc-Al de tamaño nanométrico. Se descubrió que el efecto de confinamiento podría suprimir eficazmente la fractura frágil prematura de los intermetálicos y el NC fcc-Al, ofreciendo así la posibilidad de deformarse plásticamente y exhibir resistencia intrínseca en lugar de resistencia controlada por fallas. La estrategia microestructural puede, en principio, ser aplicable a otros materiales y, por lo tanto, puede proporcionar un enfoque potencial para desarrollar materiales híbridos de alto rendimiento.

Hirsch, J., Skrotzki, B. & Gottstein, G. Aleaciones de aluminio: sus propiedades físicas y mecánicas (Wiley-VCH Verlag GmbH, Weinheim, Alemania, 2008).

Google Académico

Wilm, A. Investigaciones físico-metalúrgicas sobre aleaciones de aluminio que contienen magnesio. Metal. Z. Metalurgia completa 8, 225–227 (1911).

CAS Google Académico

Hornbogen, E. Cien años de endurecimiento por precipitación. J. Metales ligeros 1, 127–132 (2001).

Artículo de Google Scholar

Meyers, MA y Chawla, KK Mechanical Behavior of Materials, (Prentice Hall, Nueva Jersey, EE. UU., 1999).

Google Académico

Liddicoat, PV, Liao, XZ, Zhao, Y., Zhu, Y., Murashkin, MY, Lavernia, EJ, Valiev, RZ y Ringer, SP La jerarquía nanoestructural aumenta la resistencia de las aleaciones de aluminio. Nat. Comunitario. 1, 63 (2010).

Artículo de Google Scholar

Saito, Y., Tsuji, N., Utsunomiya, H., Sakai, T. & Hong, RG Aluminio a granel de grano ultrafino producido mediante un proceso de unión por laminado acumulativo (ARB). Escritura Mater. 39, 1221-1227 (1998).

Artículo CAS Google Scholar

Valiev, RZ & Langdon, TG Principios del prensado angular de canales iguales como herramienta de procesamiento para el refinamiento del grano. Prog. Madre. Ciencia. 51, 881–981 (2006).

Artículo CAS Google Scholar

Zhao, YH, Liao, XZ, Cheng, S., Ma, E. & Zhu, YT Aumento simultáneo de la ductilidad y resistencia de aleaciones nanoestructuradas. Adv. Madre. 18, 2280–2283 (2006).

Artículo CAS Google Scholar

Hayes, RW, Witkin, D., Zhou, F. y Lavernia, EJ Volúmenes de deformación y activación de aluminio de grano ultrafino criomolido. Acta Mater. 52, 4259–4271 (2004).

Artículo CAS Google Scholar

Youssef, KM, Scattergood, RO, Murty, KL & Koch, CC Aleación nanocristalina de Al-Mg con resistencia ultraalta y buena ductilidad. Escritura Mater. 54, 251–256 (2006).

Artículo CAS Google Scholar

Park, JM, Pauly, S., Mattern, N., Kim, DH, Kim, KB y Eckert, J. Las modulaciones microestructurales mejoran las propiedades mecánicas en compuestos ultrafinos de Al – Cu – (Si, Ga). Adv. Ing. Madre. 12, 1137-1141 (2010).

Artículo CAS Google Scholar

Inoue, A. Aleaciones amorfas, nanocuasicristalinas y nanocristalinas en sistemas basados en Al. Prog. Madre. Ciencia. 43, 365–520 (1998).

Artículo CAS Google Scholar

Chookajorn, T., Murdoch, HA & Schuh, CA Diseño de aleaciones nanocristalinas estables. Ciencia 337, 951–954 (2012).

Artículo CAS Google Scholar

Sasaki, TT, Ohkubo, T. & Hono, K. Microestructura y propiedades mecánicas de una aleación nanocristalina de Al-Fe procesada mediante aleación mecánica y sinterización por plasma por chispa. Acta Mater. 57, 3529–3538 (2009).

Artículo CAS Google Scholar

Kawamura, Y., Mano, H. & Inoue, A. Aleaciones a granel de aluminio nanocristalino con una alta resistencia de 1420 MPa producidas por la consolidación de polvos amorfos. Escritura Mater. 44, 1599-1604 (2001).

Artículo CAS Google Scholar

Kim, KB, Kim, SH, Kim, WT, Kim, DH y Hong, KT Evolución estructural durante el tratamiento térmico de aleaciones mecánicas de Al-Cu-Fe-(Si). Madre. Ciencia. Ing. A 304–306, 822–829 (2001).

Artículo de Google Scholar

Abrosimova, GE, Aronin, AS, Barkalov, OI & Dement'eva, MM Formación de la nanoestructura en aleaciones amorfas del sistema Al-Ni-Y. Física. Estado sólido 55, 1773-1778 (2013).

Artículo CAS Google Scholar

Wang, Z., Prashanth, KG, Scudino, S., He, J., Zhang, WW, Li, Y., Stoica, M., Vaughan, G., Sordelet, D. & Eckert, J. Efecto de la pelota Molienda sobre la estructura y estabilidad térmica de polvos vítreos de Al84Gd6Ni7Co3. Intermetálicos 46, 97–102 (2014).

Artículo CAS Google Scholar

Ashby, MF Selección de materiales en diseño mecánico. 3ª ed. (Butterworth-Heinemann, Berlín, Alemania, 2005).

Google Académico

Cheng, S., Spencer, JA & Milligan, WW Fuerza y asimetría de tensión/compresión en metales nanoestructurados y de grano ultrafino. Acta Mater. 51, 4505–4518 (2003).

Artículo CAS Google Scholar

Uchic, MD, Dimiduk, DM, Florando, JN y Nix, WD Las dimensiones de las muestras influyen en la resistencia y la plasticidad del cristal. Ciencia 305, 986–989 (2004).

Artículo CAS Google Scholar

Lloyd, DJ Compuestos de matriz de magnesio y aluminio reforzados con partículas. En t. Madre. Rev. 39, 1–23 (1994).

Artículo CAS Google Scholar

Bakshi, SR, Lahiri, D. y Agarwal, A. Compuestos de matriz metálica reforzada con nanotubos de carbono: una revisión. En t. Madre. Rev. 55, 41–64 (2010).

Artículo CAS Google Scholar

Pippan, R., Wetscher, F., Hafok, M., Vorhauer, A. y Sabirov, I. Los límites del refinamiento por deformación plástica severa. Adv. Ing. Madre. 8, 1046-1056 (2006).

Artículo CAS Google Scholar

Qu, RT y Zhang, ZF Un criterio de fractura universal para materiales de alta resistencia. Ciencia. Rep. 3, 1117 (2013).

Artículo de Google Scholar

Zhang, P., Li, SX y Zhang, ZF Relación general entre resistencia y dureza. Madre. Ciencia. Ing. A 529, 62–73 (2011).

Artículo CAS Google Scholar

Hemley, RJ Imágenes de rayos X de tensión y deformación de diamante, hierro y tungsteno a presiones de megabares. Ciencia 276, 1242-1245 (1997).

Artículo CAS Google Scholar

Greer, JR & De Hosson, JTM Plasticidad en sistemas metálicos de pequeño tamaño: efecto de tamaño intrínseco versus extrínseco. Prog. Madre. Ciencia. 56, 654–724 (2011).

Artículo CAS Google Scholar

Aljerf, M., Georgarakis, K. y Yavari, AR Conformación de vidrios metálicos mediante recocido bajo tensión sin fragilización térmica. Acta Mater. 59, 3817–3824 (2011).

Artículo CAS Google Scholar

Wu, X., Jiang, P., Chen, L., Yuan, F. y Zhu, YT Endurecimiento por deformación extraordinario mediante estructura de gradiente. Proc. Acad. Nacional. Ciencia. Estados Unidos 111, 7197–7201 (2014).

Artículo CAS Google Scholar

Sawangrat, C., Kato, S., Orlov, D. y Ameyama, K. Cobre con estructura armónica: concepto de rendimiento y prueba de fabricación basado en una deformación plástica severa de polvos. J. Mater. Ciencia 49, 6579–6585 (2014).

Artículo CAS Google Scholar

Zhang, XN, Geng, L. & Xu, B. Comportamiento compresivo de compuestos híbridos a base de Al reforzados con bigotes de SiC y nanopartículas de SiC. Madre. Química. Física. 101, 242–246 (2007).

Artículo CAS Google Scholar

Jin, N., Zhang, H., Han, Y., Wu, W. y Chen, J. Comportamiento de deformación en caliente de la aleación de aluminio 7150 durante la compresión a temperatura elevada. Madre. Carácter. 60, 530–536 (2009).

Artículo CAS Google Scholar

Shaw, L., Luo, H., Villegas, J. & Miracle, D. Comportamiento compresivo de una aleación nanocristalina extruida de Al-Fe-Cr-Ti. Escritura Mater. 50, 921–925 (2004).

Artículo CAS Google Scholar

Inoue, A. y Kimura, H. Alta resistencia a temperaturas elevadas de aleaciones nanocuasicristalinas a base de Al. Nanoestructura. Madre. 11, 221–231 (1999).

Artículo CAS Google Scholar

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Agradecemos a WH Wang, KB Surreddi, P Liu, P Zhang, ZQ Liu, WW Zhang, T Gemming y MS Khoshkhoo por su ayuda con los experimentos y análisis. JE reconoce el apoyo financiero de la Fundación Alemana para la Ciencia en el marco del Programa Leibniz (subvención EC 111/26-1) y la Subvención Avanzada del ERC INTELHYB (subvención ERC-2013-ADG-340025). RTQ y ZFZ reconocen el apoyo financiero de la Fundación Nacional de Ciencias Naturales de China bajo las subvenciones nos. 51331007 y 51301174. Este trabajo también fue apoyado parcialmente por la Iniciativa del Centro Internacional de Investigación World Premier (WPI), MEXT, Japón.

IFW Dresden, Instituto de Materiales Complejos, Postfach, Alemania

Zhi Wang, Sergio Scudino, Bao A Sun y Konda G Prashanth

Instituto Avanzado WPI para la Investigación de Materiales (WPI-AIMR), Universidad de Tohoku, Sendai, Japón

Zhi Wang, Dmitri V Louzguine-Luzgin y Ming W Chen

Laboratorio Nacional de Ciencia de Materiales de Shenyang, Instituto de Investigación de Metales, Academia de Ciencias de China, Shenyang, China

Rui T Qu y Zhe F Zhang

Instituto Erich Schmid de Ciencia de Materiales, Academia de Ciencias de Austria, Leoben, Austria

Jürgen Eckert

Departamento de Física de Materiales, Montanuniversität Leoben, Leoben, Austria

Jürgen Eckert

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Correspondencia a Zhi Wang.

Los autores declaran no tener ningún conflicto de intereses.

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Wang, Z., Qu, R., Scudino, S. et al. Aleación de aluminio nanoestructurada híbrida con resistencia súper alta. NPG Asia Mater 7, e229 (2015). https://doi.org/10.1038/am.2015.129

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Recibido: 19 de junio de 2015

Revisado: 09 de septiembre de 2015

Aceptado: 28 de septiembre de 2015

Publicado: 04 de diciembre de 2015

Fecha de emisión: diciembre de 2015

DOI: https://doi.org/10.1038/am.2015.129

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