Congelamento degli atomi di soluto nelle leghe di alluminio a nanograna tramite high

Nature Communications volume 13, numero articolo: 3495 (2022) Citare questo articolo

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La decomposizione a bassa temperatura della soluzione solida sovrasatura in precipitati intergranulari sfavorevoli è un collo di bottiglia di lunga data che limita le applicazioni pratiche delle leghe di alluminio a nanograna preparate mediante grave deformazione plastica. Ridurre al minimo la concentrazione di posti vacanti è generalmente considerato un approccio efficace per sopprimere il processo di decomposizione. Qui riportiamo una strategia controintuitiva per stabilizzare la soluzione solida sovrasatura in leghe Al-Cu a nanograna tramite posti vacanti ad alta densità in combinazione con microlega Sc. Generando una concentrazione di due ordini di grandezza maggiore di posti vacanti legati in complessi atomici ricchi di forti (Cu, Sc, posti vacanti), si ottiene un'elevata stabilità termica in una lega Al-Cu-Sc la cui precipitazione è quasi soppressa fino a ~ 230 ° C. I complessi soluto-vacanze consentono inoltre alle leghe Al-Cu a nanograna di maggiore resistenza, maggiore capacità di incrudimento e duttilità. Questi risultati forniscono prospettive verso le grandi potenzialità dell’interazione soluto-vacanza e lo sviluppo di leghe a nanograni con elevata stabilità e proprietà meccaniche ben eseguite.

Essendo un'importante trasformazione di fase altamente focalizzata sui materiali metallici, la precipitazione allo stato solido consente la sintonizzazione microstrutturale su varie scale di lunghezza e l'ottimizzazione delle proprietà in base a diverse esigenze1,2. La ricerca sulla precipitazione allo stato solido negli ultimi decenni ha seguito una traiettoria di controllo artificiale, come ben dimostrato sia nelle leghe strutturali (ad esempio, leghe di alluminio ad alta resistenza3, leghe di rame4 e acciai5) che nei materiali funzionali (ad esempio, forme- leghe per memoria6, magneti7 e materiali termoelettrici8). È stato generalmente riconosciuto che la cinetica delle precipitazioni è dominata dalla diffusione atomica9,10, dove i posti vacanti svolgono un ruolo critico soprattutto per gli elementi di lega sostitutivi11. Il controllo artificiale delle precipitazioni potrebbe quindi essere migliorato attraverso la comprensione approfondita delle interazioni tra posti vacanti e atomi di soluto. Un tipico esempio è l'utilizzo dell'effetto microlegante nelle leghe di alluminio (Al) trattabili termicamente per regolare i comportamenti di precipitazione. È stato scoperto che una minore aggiunta di In, Sn o Cd nelle leghe Al-Cu sopprime l'invecchiamento naturale promuovendo al contempo la precipitazione a temperature elevate12. La soppressione dell'invecchiamento naturale è associata a un forte legame tra l'elemento microlegante (In, Sn o Cd) e il posto vacante. Un legame così forte intrappola efficacemente i posti vacanti estinti e quindi rallenta notevolmente la diffusione del Cu12. Ma i posti vacanti vengono rilasciati a temperature elevate che facilitano la precipitazione di precipitati \({\theta }^{{\prime} }\)-Al2Cu. Simili comportamenti di precipitazione con gli stessi meccanismi sono stati osservati anche nelle leghe Al-Mg-Si microlegate con Sn13. Recentemente, la precipitazione richiesta da posti vacanti è stata confermata direttamente in geometrie di materiali a bassa dimensione delicatamente progettate, dove i posti vacanti sono stati fortemente aumentati in numero14 (posti vacanti stimolati in superficie dal riscaldamento) o completamente eliminati dalla diffusione15 (posti vacanti annichilati in superficie dall’assottigliamento ), portando rispettivamente a precipitazioni promosse o soppresse in campioni di piccole dimensioni. Tutti i risultati precedenti portavano esclusivamente alla stessa conclusione che sono necessari posti vacanti in eccesso per promuovere la precipitazione nelle leghe di Al.

La deformazione plastica grave (SPD) (ad esempio, torsione ad alta pressione (HPT) e pressatura angolare a canale uguale (ECAP)) è stata ampiamente applicata per generare leghe di alluminio sfuso ad alta resistenza con strutture a grani submicronici e nanometrici per potenziali applicazioni16,17 . L'alto contenuto di elementi soluti è fondamentale affinché le leghe raggiungano la struttura a nanograna (NG) ritardando il recupero e aumentando la resistenza mediante indurimento della soluzione. Tuttavia, l'elevata deformazione applicata durante l'SPD produce inevitabilmente difetti cristallini ad alta densità nelle leghe di Al a grana piccola, inclusi bordi dei grani non in equilibrio, dislocazioni e posti vacanti16,18. In particolare, la concentrazione di posti vacanti può tipicamente raggiungere un livello di ~ 10−3 at% nei campioni di metallo processati mediante HPT19, almeno un ordine di grandezza maggiore dei posti vacanti estinti nei campioni provenienti da trattamenti in soluzione convenzionali20,21. Questi difetti cristallini in eccesso accelerano notevolmente la diffusione atomica e contemporaneamente innescano precipitazioni a temperature più basse, preferenzialmente lungo le dislocazioni e i bordi dei grani16. Nelle leghe Al-Cu trattate con SPD con grani di dimensioni nanometriche20,22, ad esempio, una grande quantità di fase θ-Al2Cu stabile e incoerente intergranulare potrebbe formarsi ai bordi dei grani (GB) anche durante la conservazione a temperatura ambiente. La sequenza di precipitazione troncata bypassa le precipitazioni intragranulari delle fasi coerenti metastabili \({\theta }^{{\prime} {\prime} }\) e \({\theta }^{{\prime} }\), normale per l'invecchiamento artificiale delle controparti a grana grossa. Un comportamento di precipitazione così catastrofico riduce notevolmente il potenziale di rafforzamento dovuto all’invecchiamento artificiale delle leghe NG prodotte dalla lavorazione SPD16. Un'altra conseguenza di tale decomposizione della soluzione solida sovrasatura è la significativa riduzione della resistenza a temperatura elevata, a causa del rapido recupero e dell'ingrossamento del grano23. La precipitazione difficile a bassa temperatura (generalmente inferiore a ~100 °C e anche a temperatura ambiente) di fasi precipitate stabili diventa un'altra sfida di instabilità termica che limita seriamente l'uso pratico delle leghe NG Al e di altre leghe NG con soluzione solida sovrasatura16 a temperature elevate , parallelamente al grave ingrossamento del grano, ampiamente denunciato24.

Al showing a void. e High-resolution TEM image viewed along <110>Al showing the void. f Measured positron annihilation lifetime of the AlCu-R, AlCu-C, AlCuSc-R, and AlCuSc-C alloys, compared with typical values of room temperature HPT-processed Al alloys in refs. 19,30. The error bars represent standard deviations from the mean for sets of three tests. g A comparison of vacancy concentrations between the AlCu-R, AlCu-C, AlCuSc-R, AlCuSc-C alloys, and other SPD-processed alloys, including Cu34, 316 steels35, Ni34,36, and Al alloys18,31. The error bar on the red data point represents standard deviations from the mean for sets of three tests./p>Al direction (Fig. 1e), which are similar to the voids in pure Al grown from high temperature-induced vacancies27. Additional evidence can be seen in Supplementary Fig. 4. These nanosized voids were not inherently existed in the as-prepared AlCuSc-C alloy, they were created through the coalescence of original vacancies, triggered by low-energy and low-angle ion milling. Under Ar ion bombardment, the collision cascades and induced temperature increase cause the aggregation of vacancies into voids28,29. This implies that a substantially higher concentration of vacancies had been achieved in the NG AlCuSc-C alloy than in the other three NG alloys, despite their comparable grain structure and dislocation density./p>30% of the theoretical vacancy concentration retained. In comparison, the vacancy concentration Cv is just slightly elevated from ~0.3 × 10−2 at.% in the AlCu-R alloy to ~0.4 × 10−2 at.% in the AlCu-C alloy, and to ~1.0 × 10−2 at.% in the AlCuSc-R alloy. The individual effect of 77 K-HPT or Sc microalloying appears weak in promoting Cv. A coupling between the two effects is so strong that boosts the vacancy concentration to a significantly high level (~22 × 10−2 at.%) in the AlCuSc-C alloy./p>Al of the AlCuSc-C alloy, inset is the corresponding fast Fourier transform (FFT) pattern. h Atomic-resolution <100>Al HAADF-STEM image showing the solute complexes in the AlCuSc-C alloy. i Inverse FFT image showing the atom complexes enriched with Cu and Sc./p>15 × 10−3 m0c) due to Cu electrons but also a hump around 10 × 10−3 m0c due to Sc electrons. The agreements indicate that a large fraction of positrons annihilates at vacancies located next to Sc atoms50,51./p> -oriented micropillar) and peak-aged coarse-grained Al- 2.5 wt.%Cu alloy (~0.33 GPa for <110 > -oriented micropillar) (see Supplementary Fig. 15). The high strain hardening rate achieved in the AlCuSc-C alloy is supposed to be due to the strong hindering of moving dislocations by the high-density nanosized atom complexes enriched with Cu, Sc, and excess vacancies, which enhances the accumulation of dislocations. When the moving dislocations encounter complexes, an extra force is needed to break complexes, resulting in a pinning effect on the moving dislocations. This process would increase the opportunities for dislocations to interact with each other, enhancing the accumulation of dislocations in the grain interior and thus the strain hardening ability57./p>