Alliage d'aluminium hybride nanostructuré avec super

NPG Asia Materials volume 7, page e229 (2015)Citer cet article

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Détails des métriques

Des méthodes pour renforcer les alliages d'aluminium ont été utilisées depuis la découverte du phénomène de durcissement par vieillissement en 1901. La limite supérieure de résistance des alliages d'aluminium en vrac est d'environ 0,7 GPa par renforcement par précipitation classique et augmente jusqu'à >1 GPa par raffinement et amorphisation des grains. Nous rapportons ici un alliage d’aluminium nanostructuré hybride en vrac présentant une résistance élevée à la fois à température ambiante et à températures élevées. De plus, sur la base d'observations au microscope électronique à transmission à haute résolution et d'analyses théoriques, nous attribuons le mécanisme de renforcement à l'effet composite du fcc-Al nanocristallin à haute résistance et des intermétalliques de taille nanométrique ainsi qu'à l'effet de confinement entre ces nanophases. . Nous rapportons également la déformation plastique d'intermétalliques de taille nanométrique et l'apparition d'une densité élevée de défauts d'empilement et de macles dans fcc-Al après une déformation à faible vitesse de déformation à température ambiante et élevée. Nos résultats pourraient être bénéfiques pour la conception de matériaux à haute résistance destinés à des applications structurelles avancées.

L'aluminium (Al) est l'un des métaux non ferreux les plus largement utilisés pour les applications structurelles en raison de sa combinaison positive de faible densité, de résistance spécifique élevée, de résistance élevée à la corrosion, de bonne usinabilité et d'excellente recyclabilité.1 Motivé par la nécessité d'augmenter la faible résistance de l'aluminium (Al) Al pur, les efforts visant à développer des alliages d'aluminium à haute résistance se poursuivent depuis qu'Alfred Wilm a découvert le phénomène de durcissement par vieillissement en 1901.2, 3 Au cours du siècle dernier, des méthodes basées sur diverses théories de renforcement, notamment le renforcement par solution solide et par précipitation, l'écrouissage et le renforcement des joints de grains (GB), ont été progressivement mis en place.4 L'application de ces mécanismes de renforcement a conduit au développement d'une série d'alliages d'aluminium techniques avec une résistance améliorée. Cependant, le niveau de limite d'élasticité de ces alliages d'Al est, en général, limité à ~700 MPa.5

Récemment, le développement d'alliages d'aluminium à haute résistance a été réalisé à travers deux approches principales :5, 6, 7, 8, 9, 10, 11 (1) la création d'alliages d'aluminium à grains ultra-fins ou nanocristallins (NC). qui, en raison de leur microstructure raffinée, présentent une résistance très élevée ainsi qu'une plasticité appréciable, et (2) la production de verres métalliques (MG) à base d'Al qui sont exempts de défauts cristallins tels que les GB ou les dislocations et ont donc une très haute résistance. Bien que ces approches soient très efficaces pour la production d’alliages d’aluminium à haute résistance, des limites critiques subsistent. Par exemple, les tailles réalisables des MG à base d'Al sont plutôt limitées (généralement ⩽1 mm) par la faible capacité de formation de verre des alliages à base d'Al.12 De plus, l'état de non-équilibre et la mauvaise stabilité thermique du NC ou les alliages MG Al limitent leur utilisation à des températures élevées.12, 13 Une approche alternative pour préparer des matériaux NC consiste à cristalliser des solides amorphes dans des conditions de traitement thermique appropriées.12, 14, 15, 16, 17 Bien que cela constitue une méthode efficace pour synthétiser l'Al Dans les alliages dont les résistances s'approchent du maximum, il n'offre pas un bon contrôle de la microstructure et des propriétés qui en résultent, qui sont essentiellement déterminées par le comportement de cristallisation des précurseurs amorphes. Nous rapportons ici une stratégie microstructurale pour la production d’alliages à base d’aluminium à très haute résistance et élucidons les mécanismes de renforcement.

Des poudres de composition nominale Al84Ni7Gd6Co3 (at.%) ont été produites par la méthode d'atomisation du gaz Ar. Des expériences de broyage ont été réalisées à l'aide d'un broyeur planétaire à boulets Retsch PM400 (Retsch GmbH, Düsseldorf, Allemagne) sous atmosphère protectrice d'argon (pour plus de détails, voir Wang et al.18). Pour éviter toute contamination possible au cours du broyage, le chargement de la poudre et toute manipulation ultérieure des échantillons ont été effectués dans une boîte à gants Braun MB 150B-G (M.Braun GmbH, München, Allemagne) sous atmosphère d'argon purifié (<1 ppm d'O2 et H2O). L'analyse de la teneur en oxygène a été réalisée par extraction à chaud du gaz vecteur à l'aide d'un analyseur LECO USA TC-436 DR (LECO Co. Ltd., St. Joseph, MI, USA). La teneur en fer a été évaluée à l'aide d'un spectrophotomètre CARL ZEISS Specord M500 (Carl Zeiss Jena GmbH, Jena, Allemagne). Une série de cylindres en vrac d'Al84Ni7Gd6Co3 (diamètre 10 mm et longueur ~10 mm) ont été produits par pressage à chaud à 640 MPa et Thp=773 K en utilisant des poudres atomisées au gaz (HP0) et des poudres broyées pendant 50 h (HP1) et 100 h (HP2). ). Environ 2 à 3,5 g de poudre ont d'abord été placés dans une filière de 10 mm de diamètre, puis préchargés à 20 kN. Pour minimiser le risque de contamination par l'oxygène, la chambre a été mise sous vide à environ 1 × 10−4 Pa avant pressage à chaud pour dégazage. Une fois la température de pressage à chaud souhaitée atteinte, un pressage à chaud a été effectué de manière isotherme pendant 3 minutes de temps de séjour. Après pressage à chaud, l'argon a été purgé pour retirer les échantillons de la chambre. Les phases et les microstructures ont été étudiées par diffraction des rayons X à l'aide d'un diffractomètre Philips PW 1050 (Philips, Eindhoven, Pays-Bas) (rayonnement Co K), par microscopie électronique à balayage (MEB) à l'aide d'un microscope Leo Gemini 1530 (Zeiss, Oberkochen, Allemagne). équipé de rayons X à dispersion d'énergie (EDX) et par microscopie électronique à transmission (TEM) à l'aide d'un microscope Philips Tecnai F30 (FEI, Eindhoven, Pays-Bas) fonctionnant à 300 kV avec un EDX et JEOL HRTEM 2100 (JEOL Ltd., Tokyo , Japon) avec un canon à émission de champ. Conformément à la norme ASTM pour les tests de compression, des cylindres avec un rapport longueur/diamètre de 2,0 (6 mm de longueur et 3 mm de diamètre) ont été préparés à partir des échantillons consolidés. Les échantillons ont été testés à température ambiante à l'aide d'une installation d'essai Instron 8562 (Instron Co., Norwood, MA, USA) sous chargement quasistatique (taux de déformation 1 × 10−3 s−1) et à des températures élevées à l'aide d'une machine Instron 8562-3. (taux de déformation de 1 × 10−4 s−1), et au moins trois spécimens ont été sélectionnés au hasard et testés pour chaque paramètre. Les mesures de microdureté ont été effectuées à l'aide d'une machine d'essai de dureté HMV Shimadzu Vickers (Simadzu Co. Ltd., Kyoto, Japon). Les valeurs de dureté rapportées ici sont des moyennes de >25 empreintes par échantillon. Le module d'Young a été mesuré à l'aide d'un système à ultrasons MATEC 6600 (Matec Instrument Companies Inc., Northborough, MA, USA) sur des échantillons plans parallèles d'environ 10 mm de diamètre et d'environ 10 mm de longueur. La nanoindentation a été réalisée à température ambiante à l'aide d'un Agilent NanoSuite Nanoindentation G200 (Agilent Technologies, Santa Clara, Californie, États-Unis) équipé d'une pointe Berkovich. Un taux de déformation par indentation constant ((dP/dt)/P) de 0,05 s−1 a été utilisé dans la présente étude.