Lega di alluminio nanostrutturata ibrida con super

NPG Asia Materials volume 7, pagina e229 (2015) Citare questo articolo

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Metodi per rafforzare le leghe di alluminio sono stati impiegati sin dalla scoperta del fenomeno dell'invecchiamento nel 1901. Il limite di resistenza superiore delle leghe di Al sfuso è di ~ 0,7 GPa mediante rafforzamento convenzionale per precipitazione e aumenta fino a > 1 GPa attraverso l'affinamento del grano e l'amorfizzazione. Qui riportiamo una lega di Al nanostrutturata ibrida sfusa con elevata resistenza sia a temperatura ambiente che a temperature elevate. Inoltre, sulla base di osservazioni al microscopio elettronico a trasmissione ad alta risoluzione e di analisi teoriche, attribuiamo il meccanismo di rafforzamento all'effetto composito dell'fcc-Al nanocristallino ad alta resistenza e degli intermetallici di dimensioni nanometriche, nonché all'effetto di confinamento tra queste nanofasi . Riportiamo anche la deformazione plastica di elementi intermetallici di dimensioni nanometriche e il verificarsi di un'alta densità di difetti di impilamento e gemelli in fcc-Al dopo deformazione a bassa velocità di deformazione a temperatura ambiente e ad alte temperature. I nostri risultati potrebbero essere utili per la progettazione di materiali ad alta resistenza per applicazioni strutturali avanzate.

L'alluminio (Al) è uno dei metalli non ferrosi più utilizzati per applicazioni strutturali grazie alla sua combinazione positiva di bassa densità, elevata resistenza specifica, elevata resistenza alla corrosione, buona lavorabilità ed eccellente riciclabilità.1 Spinto dall'esigenza di aumentare la bassa resistenza di alluminio puro, gli sforzi per sviluppare leghe di alluminio ad alta resistenza sono continuati da quando Alfred Wilm scoprì il fenomeno dell'invecchiamento per invecchiamento nel 1901.2, 3 Nel secolo scorso, metodi basati su una varietà di teorie di rinforzo, tra cui il rafforzamento in soluzione solida e per precipitazione, l'incrudimento e il rinforzo del bordo grano (GB), sono stati gradualmente stabiliti.4 L'applicazione di questi meccanismi di rafforzamento ha portato allo sviluppo di una serie di leghe di Al ingegnerizzate con resistenza migliorata. Tuttavia, il livello di snervamento di queste leghe di Al è, in generale, limitato a ~700 MPa.5

Recentemente, lo sviluppo di leghe di Al ad alta resistenza è stato portato avanti attraverso due approcci principali:5, 6, 7, 8, 9, 10, 11 (1) la creazione di leghe di Al a grana ultrafine o nanocristalline (NC) che, grazie alla loro raffinata microstruttura, mostrano una resistenza molto elevata insieme ad un'apprezzabile plasticità, e (2) la produzione di vetri metallici a base di Al (MG) che sono privi di difetti cristallini come GB o dislocazioni e quindi hanno una resistenza molto elevata. Sebbene questi approcci siano piuttosto efficaci per la produzione di leghe di alluminio ad alta resistenza, esistono ancora limitazioni critiche. Ad esempio, le dimensioni ottenibili dei MG a base di Al sono piuttosto limitate (generalmente ⩽1 mm) dalla scarsa capacità di formazione del vetro delle leghe a base di Al.12 Inoltre, lo stato di non equilibrio e la scarsa stabilità termica dei NC o le leghe di Al MG ne limitano l'uso a temperature elevate.12, 13 Un approccio alternativo alla preparazione di materiali NC consiste nel cristallizzare i solidi amorfi in condizioni di trattamento termico adeguate.12, 14, 15, 16, 17 Sebbene questo fornisca un metodo efficace per sintetizzare Al leghe con resistenze prossime al massimo, non offre un buon controllo sulla microstruttura e sulle proprietà risultanti, che sono essenzialmente determinate dal comportamento di cristallizzazione dei precursori amorfi. Qui riportiamo una strategia microstrutturale per la produzione di leghe a base di Al con altissima resistenza e chiariamo i meccanismi di rafforzamento.

Le polveri con composizione nominale Al84Ni7Gd6Co3 (at.%) sono state prodotte mediante il metodo di atomizzazione del gas Ar. Gli esperimenti di macinazione sono stati condotti utilizzando un mulino planetario a sfere Retsch PM400 (Retsch GmbH, Düsseldorf, Germania) in atmosfera protettiva di argon (per ulteriori dettagli, vedere Wang et al.18). Per evitare ogni possibile contaminazione durante il corso della macinazione, il caricamento della polvere e la successiva manipolazione dei campioni sono stati eseguiti in una guantiera Braun MB 150B-G (M.Braun GmbH, Monaco, Germania) in atmosfera di argon purificata (<1 ppm di O2 e H2O). L'analisi del contenuto di ossigeno è stata eseguita tramite estrazione con gas di trasporto a caldo utilizzando un analizzatore LECO USA TC-436 DR (LECO Co. Ltd., St. Joseph, MI, USA). Il contenuto di ferro è stato valutato utilizzando uno spettrofotometro CARL ZEISS Specord M500 (Carl Zeiss Jena GmbH, Jena, Germania). Una serie di cilindri sfusi Al84Ni7Gd6Co3 (diametro 10 mm e lunghezza ~10 mm) sono stati prodotti mediante pressatura a caldo a 640 MPa e Thp=773 K utilizzando polveri atomizzate a gas (HP0) e polveri macinate per 50 ore (HP1) e 100 ore (HP2 ). Circa 2–3,5 g di polvere sono stati prima posti in uno stampo di 10 mm di diametro e poi precaricati a 20 kN. Per ridurre al minimo il rischio di contaminazione da ossigeno, la camera è stata evacuata a circa 1 × 10−4 Pa prima della pressatura a caldo per il degasaggio. Una volta raggiunta la temperatura di pressatura a caldo desiderata, la pressatura a caldo è stata eseguita in modo isotermo per 3 minuti di permanenza. Dopo la pressatura a caldo, l'argon è stato spurgato per rimuovere i campioni dalla camera. Fasi e microstrutture sono state studiate mediante diffrazione di raggi X utilizzando un diffrattometro Philips PW 1050 (Philips, Eindhoven, Paesi Bassi) (radiazione Co K), mediante microscopia elettronica a scansione (SEM) utilizzando un microscopio Leo Gemini 1530 (Zeiss, Oberkochen, Germania) dotato di raggi X a dispersione di energia (EDX) e di microscopia elettronica a trasmissione (TEM) utilizzando un microscopio Philips Tecnai F30 (FEI, Eindhoven, Paesi Bassi) funzionante a 300 kV con un EDX e JEOL HRTEM 2100 (JEOL Ltd., Tokyo , Giappone) con un cannone a emissione di campo. In conformità con lo standard ASTM per le prove di compressione, dai campioni consolidati sono stati preparati cilindri con un rapporto lunghezza/diametro di 2,0 (6 mm di lunghezza e 3 mm di diametro). I campioni sono stati testati a temperatura ambiente utilizzando una struttura di prova Instron 8562 (Instron Co., Norwood, MA, USA) sotto carico quasi statico (velocità di deformazione 1 × 10−3 s−1) e a temperature elevate utilizzando una macchina Instron 8562-3 (velocità di deformazione di 1 × 10−4 s−1) e almeno tre campioni sono stati selezionati casualmente e testati per ciascun parametro. Le misurazioni della microdurezza sono state eseguite utilizzando una macchina per prove di durezza HMV Shimadzu Vickers (Shimadzu Co. Ltd., Kyoto, Giappone). I valori di durezza qui riportati rappresentano la media di >25 impronte per campione. Il modulo di Young è stato misurato utilizzando un sistema a ultrasuoni MATEC 6600 (Matec Instrument Companies Inc., Northborough, MA, USA) su campioni piani paralleli con diametro di ~ 10 mm e lunghezza di ~ 10 mm. La nanoindentazione è stata eseguita a temperatura ambiente utilizzando una Agilent NanoSuite Nanoindentation G200 (Agilent Technologies, Santa Clara, CA, USA) dotata di una punta Berkovich. Nel presente studio è stata utilizzata una velocità di deformazione di indentazione costante ((dP/dt)/P) di 0,05 s−1.