Нанокристаллизация, индуцированная деформацией: сравнение двух аморфных сплавов на основе алюминия

Нанокристаллизация, индуцированная деформацией: сравнение

двух аморфных сплавов на основе алюминия

W.H. Jiang

Department of Nuclear Engineering and Radiological Sciences, University of Michigan,

Ann Arbor, Michigan 48109

F.E. Pinkerton

General Motors R & D Center, Warren, Michigan 48090

M. Atzmon

Department of Nuclear Engineering and Radiological Sciences, and Department of Materials Science

and Engineering, University of Michigan, Ann Arbor, Michigan 48109

(Received 23 October 2004; accepted 10 December 2004)

Используя обычную и высокоразрешающую просвечивающую электронную микроскопию (HRTEM), сравнивали влияния прокатки при комнатной температуре на микроструктуры аморфных Al₉₀Fe₅Gd₅ и Al_86.8Ni_3.7Y_9.5. В подвергшемся прокатки сплаве Al₉₀Fe₅Gd₅ нанокристаллиты наблюдались на срезах, а в прокатанном Al_86.8Ni_3.7Y_9.5 не наблюдалось. При обработки результатов HRTEM фильтрацией посредством преобразования Фурье, отображались наноразмерные дефекты с низкой плотностью. В Al₉₀Fe₅Gd₅ полосы сдвига содержат мало дефектов, которые сосредоточены в пограничной зоне между полосами сдвига и недеформированной областью, тогда как в Al_86.8Ni_3.7Y_9.5 полосы сдвига содержат равномерное распределение дефектов с плотностью выше, чем недеформированная область. Преимущественное осаждение нанокристаллитов в прокатанном Al₉₀Fe₅Gd₅ объясняется кинетическим эффектом из-за равномерно распределенного избыточного свободного объема в полосах сдвига.

1. Введение

В последнее время большое внимание уделяется механически индуцированной нанокристаллизации в аморфных сплавах, полученной путем шарового фрезерования [1-3], изгиб [4,5] прокатки,[6] натяжений, [7,8] и наноиндентирования [9,10]. Процесс механически индуцированной нанокристаллизации имеет практическое значение для синтеза аморфно-нанокристаллитных композитов и их обработки и обслуживания. Кроме того, существенные фундаментальные интересы имеют механизмы смещения атомов и образования кристаллических фаз при пластической деформации. На сегодняшний день не достигнуто консенсуса относительно микроскопического механизма механически индуцированной нанокристаллизации. Поскольку атомарная подвижность очень медлительна, было высказано предположение о том, что повышение температуры может сыграть решающую роль в их формировании[11]. Недавно мы объединили наноиндентацию с просвечивающей электронной микроскопией (ТЕА) для изучения влияния деформации при низкой скорости деформации на аморфную Al₉₀Fe₅Gd₅, чтобы исключить повышение температуры во время деформации. Результаты показали, что механическая деформация при комнатной температуре или вблизи нее приводит к осаждению нанокристаллического Al.[10]

Кроме того, наша работа также продемонстрировала, что напряженное состояние является важным фактором механически индуцированной нанокристаллизации аморфного сплава. Нанокристаллизация происходила только в преимущественно сжимающей области образца, изогнутой при комнатной температуре.[12] Механически индуцированная нанокристаллизация, по-видимому, является общим явлением, поскольку она наблюдалась в сплавах на основе Al-, Zr- и Fe.[1-12] Однако, этот процесс зависит от состава; он может изменяться между другими аналогичными сплавами.[1,4] Механически индуцированная нанокристаллизация происходит исключительно на срезах, которые являются основным микроструктурным ответом на пластическую деформацию в аморфных сплавах. Они обычно идентифицируются и характеризуются морфологически с использованием сканирующего электронного микроскопа (SEM). Однако мало информации об их атомной структуре, так как относительно небольшие различия между ними и недеформированной матрицей часто обнаруживаются TEM. Недавно Миллер и Гибсон [13] разработали количественный метод просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения (HRTEM), характеризующий среднеарифметическую структуру аморфных твердых тел. Этот метод включает в себя количественный анализ электронных изображений и их амплитуд Фурье, по существу объединяя анализ малоуглового рассеяния и изображения с высоким разрешением из той же микроскопической области. Это привело к идентификации нанометровых пустот в тонких пленках аморфного кремнезема. Используя этот метод, Li и др.[14] изучали полосы сдвига в объемных металлических стеклах на основе Zr и обнаружил, что они содержат более высокую концентрацию пустот нанометрового масштаба, чем недеформированные области. Соотношение структуры полос сдвига в аморфных сплавах на основе алюминия с наличием или отсутствием механически индуцированных нанокристаллитов особенно актуально в данном контексте.

В настоящей работе используется количественная HRTEM для изучения наноразмерных дефектов в срезных полосах прокатанных аморфных сплавов Al₉₀Fe₅Gd₅ и Al_86.8Ni_3.7Y_9.5, из которых только первый содержит механически индуцированные нанокристаллиты.[1] Результаты используются для выяснения механизма механически индуцированной нанокристаллизации в аморфном сплаве, подтверждающего предложенный ранее механизм.

2. Эксперимент

В настоящей работе использовались два аморфных сплава на основе Al, Al₉₀Fe₅Gd₅ и Al_86.8Ni_3.7Y_9.5 (ат.%). Сплавы сплава получали путем дуговой плавки смеси составных элементов в атмосфере очищенного аргона. Аморфные ленты (1 × 0,022 мм) получали из слитков главного сплава с использованием одностворчатового формовочного устройства для расплава. Медный валок с хромовым покрытием вращали в вакууме, и в атмосфере Ar  с тангенциальной скоростью 40 м/с. Для проверки структуры на аморфизацию использовали рентгеновский и электронный дифракционные анализы.

Прессованные ленты прокатывались при комнатной температуре 100 раз до 45,5% от первоначальной толщины. Образцы ТЕМ готовили электролитически с использованием одностороннего струйно-тонкого электрополиста со стороны колеса лент, в растворе 25% азотной кислоты и 75% метанола при 243 К и напряжении 90 В. Образцы исследовали с  помощью JEOL 2010F HRTEM (Токио, Япония) при рабочем напряжении 200 кВ. Изображения HRTEM собирались на устройстве с зарядовой связью (CCD), и их дальнейшая обработка выполнялась в цифровом виде. Длину инструментальной камеры использовали для определения параметров решетки по дифрактограмме.

Мы выполнили ряд наблюдений, направленных на исключение артефакта из-за атомных смещений электронами в ТЕМ. Мы не обнаружили заметного изменения микроструктуры сдвиговых полос при увеличении 100 К для постоянного воздействия электронного пучка до 30 мин. Все результаты, о которых мы сообщаем, были получены, избегая размещения сфокусированного пучка в одном месте в течение длительного времени. Наши наблюдения с обычным разрешением обычно выполнялись при увеличении не более 100 К в течение менее 5 мин. Образцы электронной дифракции образцов (SAED), показывающие нанокристаллизацию в полосах сдвига, были получены за 1 или 2 мин.

3. Результаты и обсуждения

В результате прокатки образовались многочисленные полосы сдвига как на аморфных лентах Al₉₀Fe₅Gd₅, так и на Al_86.8Ni_3.7Y_9.5, что указывает на неоднородную пластическую деформацию. Типичные морфологии микроструктур прокатанных аморфных сплавов показаны на рисунке 1. Полоса сдвига, кажется ярче, чем недеформированная область, которая является результатом контраста толщины; так как они обладают меньшей устойчивостью к химическому воздействию при прореживании, полосы сдвига утончаются с большей скоростью, чем матрица [15]. В прокатанном Al₉₀Fe₅Gd₅ образеце SAED, полученный из области, содержащей полосу сдвига, показывает четыре острых дифракционных кольца плюс диффузные кольца происходящих из аморфной матрицы, что указывает на возникновение кристаллизации [рис. 2 (a) вставка]. Острые кольца индексировались соответственно {111}, {200}, {220} и {311} гранецентрированной кубической (ГЦК) фазы с постоянной решетки 0,455 нм по сравнению с 0,40414 нм для чистого Al.[16]. Изображение в темном поле [рис. 2 (а)] показывает нанокристаллиты в зоне сдвига. Это демонстрирует, что прокатка при комнатной температуре индуцирует нанокристаллизацию в Al₉₀Fe₅Gd₅. В прокатанном Al_86.8Ni_3.7Y_9.5 SAED модель [рис. 2 (b) вставка] содержит диффузные ореолы, но без острых колец. Кроме того, микрофотографии с темным полем (рис. 2 (b)], полученной из той же области Фурье-пространства, что и на рис.2 (а), не было обнаружено никаких кристаллитов.

Следуя методу, разработанному Миллером и Гибсоном [13], а затем расширенным Li и др., [14], были исследованы наноразмерные структурные характеристики полос сдвига в прокатных образцах. Во-первых, изображения были получены при расфокусированном значении около -200 нм. Это максимизирует интенсивность для соответствующего диапазона пространственных частот (см. ниже) [14], избегая при этом потенциального артефакта из-за разворота контраста. Вычислены преобразования Фурье изображений. Мы обнаружили заметное различие в амплитуде преобразования Фурье между полосой сдвига и недеформированной областью в области малоуглового рассеяния, аналогично результатам Li и др. Аналогичные результаты были получены Донованом и Стоббсом, используя аксиально выровненные темнопольные изображения для аморфных сплавов Ni₇₆P₂₄ и Fe₄₀Ni₄₀B₂₀.[17] Для изображения дефектов, вызывающих рассеяние на малых углах, преобразование Фурье фильтруется путем пропускания интересующих пространственных частот (0,5 <k <1,5 нм^-1) и исключая все остальные пространственные (см. Li и др., 14). Затем вычислялось обратное преобразование Фурье для получения отфильтрованного изображения, которое отображает прогнозируемую атомную плотность. Он не содержит вкладов от изменений толщины образца, поскольку они имеют длинные длины волн, таким образом, равномерную мезоскопически усредненную интенсивность. Области с локально более низкой плотностью кажутся яркими; те с более высокой плотностью кажутся темными[14]. Чтобы определить флуктуации плотности, которые превышают ожидаемые статистически в аморфном сплаве, затем применялся пороговый фильтр, чтобы отображать сигнал только тогда, когда средняя яркость превышена тремя стандартными отклонениями. Наконец, изображения были инвертированы. Хотя выбор порогового фильтра несколько произволен, и точная количественная оценка не может быть выполнена, результаты имеют качественное, даже полуколичественное значение [13,14].

Полоса сдвига составляет около 20-30 нм. Рис. 3(а) представляет собой изображение HRTEM прокатанного Al₉₀Fe₅Gd₅, содержащее как часть полосы сдвига, так и соседнюю недеформированную матрицу. Нанокристаллические частицы диаметром 4-6 нм наблюдаются в пределах полосы сдвига. На рис.4 (а) изображено изображение, полученное при расфокусированном значении -200 нм и отфильтрованное, как описано выше. Из него было получено пороговое фильтрованное и инвертированное изображение [рис. 5 (а)]. Низкая плотность, наноразмерные дефекты наблюдаются преимущественно в полосах сдвига вблизи границы с недеформированной матрицей. Эти дефекты будут называться нановоидами. [13,14]. Немногие такие дефекты наблюдаются во внутренней части полосы сдвига или в недеформированной матрице.

Рисунок 3(b) представляет собой изображение HRTEM прокатанного Al_86.8Ni_3.7Y_9.5  содержащее как часть полосы сдвига, так и соседнюю недеформированную матрицу. Опять же, полоса сдвига кажется яркой, а недеформированная область темной. Никаких нанокристаллов не наблюдается в пределах полосы сдвига. Рисунок 4 (b) представляет собой изображение, полученное при расфокусировке -200 нм и отфильтрованное, как описано выше. Из рис.4 (b) было получено пороговое фильтрованное и инвертированное изображение [рис. 5 (б)]. Очевидно, нановиды расположены в основном в зоне сдвига и распределены равномерно. Если сравнить результаты для двух прокатанных аморфных лент, очевидно, что характеристики изображения, рассматриваемые этой методикой, являются результатом структурных деталей материалов, а не из меньшей толщины образца в полосах сдвига. Это сравнение также подтверждает эффективность метода. Однако следует отметить, что сравнение абсолютной плотности дефектов в разных образцах (рис. 5 (a) и 5 ​​(b)] невозможно. Несмотря на то, что изображения обрабатывались одинаково, условия изображения на рис. 5 (а) не может вызвать образование нанокристаллитов в аморфном Al₈₅Ni₅Y₁₀.[1]. Такие различия используются здесь, чтобы помочь нам понять механизмы нанокристаллизации, вызванные механической деформацией.

Наблюдаемые явления лучше всего изучаются путем изучения структурной природы полос сдвига. Прямое обнаружение дефектов в аморфных сплавах является более сложным, чем в кристаллических материалах. Используя недавно разработанную количественную методику HRTEM, настоящая работа наглядно демонстрирует существенную разницу между полосами сдвига деформированного аморфного сплава, который демонстрирует нанокристаллизацию, а другой сплав - нет. В прокатанном Al₉₀Fe₅Gd₅ внутренность полос сдвига содержит мало нановидов, в то время как пограничная зона между средой и недеформированной областью содержит большое количество наноидов [рис. 5 (а)]. В прокатанном Al_86.8Ni_3.7Y_9.5 полосы сдвига содержат более высокую плотность нановидов, чем окружающая недеформированная область [рис. 5 (б)]. Li и др., [14], используя тот же метод для аморфного сплава на основе Zr, сообщалось о более высокой плотности нановидов в полосах сдвига, чем в аморфной матрице. Эти полосы сдвига были на вершине трещин, образовавшихся во время электрополирования. Распределение дефектов, которое они наблюдали, аналогично распределению прокатанного сплава Al_86.8Ni_3.7Y_9.5 в настоящей работе. См. ссылку [14].

При исследовании сдвиговых полос в деформированных тонких пленках аморфного никель-фосфора с использованием аксиально выровненных темнопольных изображений TEM, Donovan and Stobbs [17] наблюдали расширенные полосы, образующиеся при сжатии и растяжении. Они также наблюдали большой сигнал малого угла рассеяния для полос, полученных при растяжении, которые они приписывали пустотам. Они утверждали, что полосы сдвига были расширены как при сжатии, так и при растяжении, что требуется для движения атомов. В последнее время, используя дифракцию в реальном времени с использованием синхротронного излучения, Hajlaoui и др. [18] наблюдали 37% -ное увеличение количества свободного объема при воздействии металлических стекол на основе Zr на холодную деформацию. Их измерение было основано на предположении, что величина волнового вектора, при котором максимальная дифракционная картина пропорциональна кубическому корню из плотности числа. Используя спектроскопию аннигиляции позитронов и дифференциальную сканирующую калориметрию (DSC), Kanungo и др. [19] наблюдали увеличение свободного объема в объемных металлических стеклах на основе Cu- и Zr после прокатки при комнатной температуре. Sundar Daniel и др. [20] сообщали о аналогичном наблюдении в массивном металлическом стекле на основе Zr на разных стадиях растягивающей ползучести при повышенной температуре вокруг температуры его стеклования.

Наша предыдущая работа [12] показала, что изгиб аморфной ленты сплава Al₉₀Fe₅Gd₅ при комнатной температуре индуцирует нанокристаллизацию только в области сжатия, но не в области растяжения. Кроме того, полосы сдвига в областях сжатия и растяжения, отображаемые с использованием HRTEM с фильтрацией с преобразованием Фурье, демонстрировали разные распределения нановидов. В области сжатия нанвоиды наблюдались в основном в полосах сдвига вблизи границы с недеформированной областью, тогда как в области растяжения полосы сдвига содержали однородную, более высокую плотность нановидов, чем недеформированная матрица. Эта корреляция между распределением дефектов и нанокристаллизацией аналогична приведенным результатам. Ниже мы доказываем связь причинности между отсутствием нановидов и нанокристаллизацией. Это правдоподобно, потому что среднее разделение между нанокристаллитами в Al₉₀Fe₅Gd₅ на несколько порядков больше, чем среднее расстояние между нановидами в полосах сдвига в Al_86.8Ni_3.7Y_9.5. Поэтому маловероятно, что нанокристаллиты будут влиять на образование нановоидов.

Отметим, что Al₉₀Fe₅Gd₅ и Al_86.8Ni_3.7Y_9.5 (Al₈₅Ni₅Y₁₀) имеют разную стабильность против тепловой девитрификации с первыми температурами кристаллизации 220 и 280 ° C соответственно.[1] Однако эта небольшая разница в термической стабильности, по-видимому, менее актуальна для деформационно-индуцированной кристаллизации; Ким и др. 9 наблюдали нанокристаллизацию, индуцированную наноиндентированием при комнатной температуре в объемном металлическом стекле Zr_52,5Cu_17,9Ni_14,6Al₁₀Ti₅, чья первая температура кристаллизации намного выше, 431 °C.[23]. Первый продукт термической кристаллизации в Al₉₀Fe₅Gd₅ является первичным Al, тогда как в Al₈₅Ni₅Y₁₀ это не 1. Однако первичная кристаллизация не является требованием для кристаллизации, вызванной деформацией; первые продукты кристаллизации в Zr_52.5Cu_17.9Ni_14.6Al₁₀Ti₅ представляют собой Zr₂Ni и [Ni, (Zr, Ti)], а не первичные фазы. [23]

Известно, что аморфные сплавы имеют различное количество избыточного свободного объема. Ожидается, что области с высоким свободным объемом будут иметь более низкую прочность. Steif и др. [21] и аргон [22] в своих моделях создания свободного объема предположили, что ранее существовавшая узкая «ослабленная полоса» предшествует локализации пластического течения. Ослабленная полоса может превращаться в сильно локально деформированную полосу, то есть в полосу сдвига при механической деформации. В изогнутом образце сдвиговая деформация в пределах полосы сдвига может достигать 10²% -10³% .[4] Поэтому большое количество атомов в срезных зонах подвержено локальным смещениям. Таким образом, атомная дилатация в полосах сдвига является вероятной причиной повышенной атомной подвижности. Мы предлагаем, как и в нашем сравнении областей сжатия и растяжения в Al₉₀Fe₅Gd₅,[12], что причиной отсутствия нанокристаллизации в сплаве Al_86.8Ni_3.7Y_9.5 является то, что свободный объем конденсируется в наноиды при деформации, даже при сжатии, что привело к сокращению его доступности для улучшения атомного транспорта. Возможной причиной разницы в формировании нановоидов при сжатии между сплавами может быть разница в поверхностном натяжении и, следовательно, в движущей силе для коалесценции свободного объема. Пустоты в пограничной зоне полос сдвига в прокатанном сплаве Al₉₀Fe₅Gd₅ могут быть результатом усадки из-за нанокристаллизации в полосах сдвига.

4. Выводы

С помощью методов ТЕМ и HRTEM исследовали влияние прокатки при комнатной температуре на микроструктуры аморфных сплавов Al₉₀Fe₅Gd₅ и Al_86.8Ni_3.7Y_9.5. Основные результаты можно резюмировать следующим образом.

1) В прокатанном аморфном Al₉₀Fe₅Gd₅ нанокристаллизация происходила в полосах сдвига, тогда как нанокристаллиты, сформированные в прокатанном аморфном Al_86.8Ni_3.7Y_9.5, не образовывались.

2) Объединение HRTEM с методами преобразования Фурье и фильтрации позволило отображать нановиды в срезных полосах. В прокатанном Al₉₀Fe₅Gd₅ нановиды сосредоточены в полосах сдвига вблизи границы с недеформированной матрицей, но они редко встречаются внутри полос сдвига. В прокатанном Al_86.8Ni_3.7Y_9.5 полосы сдвига содержат более высокую равномерно распределенную концентрацию наноновидов, чем окружающая недеформированная область.

3) Преимущественное осаждение нанокристаллитов в прокатанном Al₉₀Fe₅Gd₅ объясняется кинетическим эффектом из-за равномерно распределенного свободного объема в полосах сдвига.

БЛАГОДАРНОСТЬ

Эта работа финансировалась Национальным научным фондом США (NSF), грантом № DMR-0314214. JEOL-2010F HRTEM, используемая в этой работе, финансировалась NSF через грант № DMR-9871177 и управляется Лабораторией анализа электронных микробов в Мичиганском университете, Анн-Арбор, штат Мичиган.