Микроструктурная стабильность предварительно отожженного электролитически осажденного нанокристаллического никеля при пакетной прокатке: сравнительное исследование

Аннотация

Микроструктурная стабильность — важнейшая проблема для практического применения нанокристаллических материалов во многих областях. В данной работе показано, как эволюционирует микроструктура с накоплением деформации при прокатке предварительно отожженного электролитически осажденного нанокристаллического никеля с исходной сильной волокнистой текстурой, на основе анализа профилей рентгеновских линий и наблюдений в передающем электронном микроскопе. Влияние сдвиговой деформации на микроструктурную стабильность границы контакт «металл/вальц» сравнивается с влиянием на границу «металл/металл», которая ближе к деформации при плоской сжатии. Исходя из статистической микроструктурной информации и экспериментально наблюдаемой микроструктуры деформированных зерен после последнего прохода прокатки, можно сделать вывод, что микроструктура границы «металл/металл» более стабильна при пакетной прокатке, чем микроструктура границы «металл/вальц».

Введение

Нанокристаллические (нк) материалы с размером зерна менее 100 нм обычно демонстрируют выдающиеся механические свойства, в частности высокую прочность и твердость, которые могут использоваться во множестве технологических приложений [1]. Однако многочисленные исследования последних лет показали, что микроструктурная стабильность является неизбежной и крайне важной проблемой для нк-материалов при их практическом использовании [2,3,4]. Размер зерна — один из наиболее распространенных микроструктурных признаков — всегда получает первостепенное внимание при производстве и обработке нк-материалов. К сожалению, установлено, что при термической обработке или механической обработке нк-материалов может наблюдаться явный рост зерен [5,6,7,8,9]. Согласно классическому соотношению Холла-Петча для материалов в диапазоне размеров зерен от ~20 до нескольких сотен микрометров, рост зерен ведет к деградации свойств. В ходе экспериментальных исследований соотношения между микроструктурой и свойствами нк-металлов было получено большое количество микроструктурной информации с помощью высокорозрешающей передающей электронной микроскопии и/или трехмерного атомного зонда [10,11,12,13]. Эти результаты кажутся прямыми и наглядными, но неизбежно подвергаются сомнению, поскольку такое локальное наблюдение слишком микрокосмично. Поэтому необходимо и важно понять физику пластической деформации с более макроскопической или комплексной точки зрения.

Результаты сравнения развития микроструктуры в деформированных нк-материалах показали, что поведение роста зерен зависит от исходной микроструктуры, такой как ориентация зерен, внутренние напряжения и плотность кристаллических дефектов [6, 14,15,16]. Поэтому трудно сравнивать результаты эволюции микроструктуры из другой литературы. Ожидается, что два или более образца будут деформироваться одновременно при номинально одинаковых условиях деформации. Обратите внимание, что накопленная прокатка со сваркой (accumulative roll bonding) — одна из мощных техник для получения ультрамелкозернистых микроструктур за счет введения больших деформаций и градиентов деформации [17, 18]. В нашем предыдущем исследовании в качестве маршрута деформационной обработки была выбрана пакетная прокатка. Эффекты деформации пакетной прокатки на микроструктуру, текстуру и твердость нк Ni были изучены в основном [19, 20]. Было выявлено, что деформированные зоны с разными размерами зерен претерпевают разные деформации. Тем не менее, малого внимания уделялось глубокому сравнительному анализу микроструктурной эволюции, такого как изменения в плотности кристаллических дефектов. Поэтому данное исследование направлено на дальнейшее изучение микроструктурной стабильности пакетно прокатанного нк Ni.

Материалы и методы

В качестве исследуемого материала был выбран полностью плотный электролитически осажденный нанокристаллический лист никеля чистотой 99,8%. Перед деформацией прокаткой исходный лист толщиной ~0,22 мм был предварительно отожжен в вакууме при 373 К в течение 30 мин для снятия остаточных напряжений. Явного роста зерен не обнаружено. Затем предварительно отожженный лист был разрезан на небольшие образцы размером 6 мм × 5 мм. Два образца с номинально похожей исходной микроструктурой, отобранные по результатам рентгеновского дифракционного (РД) анализа, складывались вместе и пропускались через пару валков диаметром 180 мм при комнатной температуре. После каждого прохода прокатки выяснялось, что два деформированных образца имели почти одинаковое снижение толщины. В таких процессах пакетной прокатки номинальная деформация прокатки каждого образца определялась по формуле ε = 2 ln(t₀/t)/√3, где t₀ и t — начальная и конечная толщина соответственно [21]. В этом отношении мы особенно фокусировались на эволюции микроструктуры границы контакт «металл/металл» и границы контакт «металл/вальц». Для удобства граница «металл/металл» обозначалась как M/M, а граница «металл/вальц» — как M/R.

Деформационно индуцированные изменения микроструктуры количественно изучались РД-анализом на дифрактометре Rigaku D/MAX-2500 PC с вращающейся медной мишенью (18 кВт), работающим в режиме фиксированного времени сканирования. Соответствующие микроструктурные параметры, такие как размер зерна и микродеформация, определялись анализом профилей рентгеновских линий [22, 23]. Для верификации результатов РД использовалась передающая электронная микроскопия (ТЭМ) для наглядной оценки конечной микроструктуры сечения нормаль-нормаль/прокатка, в частности распределения размера зерен. Фольгированные образцы для ТЭМ готовились методом двухструйного электролитического полирования в растворе метанола и азотной кислоты (V:V = 4:1) при температуре 243 К. Наблюдения ТЭМ проводились на ZEISS LIBRA 200FE при ускоряющем напряжении 200 кВ. Морфология зерен наблюдалась в светлом поле. Измерения размера зерен проводились соответствующим образом в темном поле. Для каждого образца измерялось более 200 зерен для захвата общей эволюции распределения размера зерен. Кроме того, учитывая ограниченные размеры малых образцов, измерения микротвердости проводились на обеих сторонах образцов после каждого прохода прокатки с помощью микровикерсного твердомера HVS-1000 под нагрузкой 0,196 Н.

Результаты и обсуждение

Рисунок 1 показывает типичные рентгеновские паттерны для границ M/R и M/M пакетно прокатанных образцов нк Ni с разными деформациями. Для необезображенных отожженных образцов (ε = 0) замечательной разницы в дифракционной интенсивности между границей M/R и M/M нет. Дальнейший анализ текстуры указывает, что необезображенные образцы имеют начальную сильную волокнистую текстуру. Как и ожидалось, дифракционные интенсивности, особенно для пиков (111) и (200), демонстрируют совершенно разную текстуру после нескольких проходов пакетной прокатки (ε = 0,25 и ε = 0,50). Согласно предыдущему исследованию, касающемуся развития текстуры деформации, граница M/R доминирует сдвиговой деформацией, тогда как граница M/M ближе к деформации при плоской сжатии [24,25,26]. Количественный анализ нормированных результатов пиков (111) и (200) доказывает наличие определенного расхождения между границей M/R и границей M/M. В случае границы M/R дифракционные пики существенно сужаются, что обусловлено в основном ростом зерен, индуцированным деформацией. Однако в случае границы M/M наблюдаются явное расширение пиков и их сдвиг, что свидетельствует о том, что в процессе прокатки образуется большое количество кристаллических дефектов, таких как дислокации и ошибки упаковки.

Типичные РД-паттерны а границы контакт «металл/вальц» (M/R) и б границы контакт «металл/металл» (M/M) при пакетной прокатке предварительно отожженного электролитически осажденного нанокристаллического никеля. Нормированные пики отражающих плоскостей (111) и (200) показаны в правом верхнем углу.

Рисунок 2 показывает полуколичественные результаты для нк Ni после каждого прохода прокатки, определенные анализом профилей рентгеновских линий. Общая вероятность ошибок упаковки (SFP), оцененная по сдвигу пиков, показана на рис. 2а. Для границы M/M общая SFP демонстрирует относительно стабильный рост с увеличением деформации. Однако для границы M/R SFP показывает резкий рост на ранней стадии деформации прокатки, достигая максимального значения 0,015 при малой деформации ~0,1. Далее эта SFP начинает уменьшаться при продолжении деформации и принимает значение 0,006 при деформации 0,5, что составляет лишь одну треть по сравнению с SFP границы M/M. Учитывая механизм генерации ошибок упаковки в нк-металлах, такое расхождение указывает на то, что микроструктура разных границ должна проходить разные пути эволюции.

Количественные результаты а вероятности ошибок упаковки, б интегральных ширин для пиков (111) и (200), в размера зерна и г к.с. микродеформации, полученных анализом профилей рентгеновских линий.

Рисунок 2б показывает изменение интегральных ширин для пиков (111) и (200). Видно, что интегральные ширины двух дифракционных пиков границы M/M значительно выше, чем у границы M/R, на протяжении всего процесса пакетной прокатки. Особо值得注意的是, что интегральная ширина границы M/M практически не изменилась при сравнении конечного деформированного состояния с исходным отожженным. В связи с этим эволюция размера зерна и среднеквадратичной (к.с.) микродеформации тщательно изучалась по анализу профилей рентгеновских линий. Как видно на рис. 2в, две границы деформированных образцов демонстрируют тенденцию к грубению зерен, но с разными скоростями. Средний размер зерен на границе M/R увеличивается быстрее, что подтверждается последующими наблюдениями ТЭМ. С другой стороны, анализ микродеформации показывает, что на ранней стадии деформации прокатки для обеих границ наблюдается небольшой рост к.с. микродеформации, как показано на рис. 2г. С продолжением деформации к.с. микродеформация внутри границы M/R начинает стабильно снижаться и достигает стабильного уровня ~0,19%, в то время как к.с. микродеформация внутри границы M/M стремится к стабильности на уровне ~0,26%. Такое снижение к.с. микродеформации согласуется с предыдущими отчетами о холоднокатаном электролитически осажденном нк сплаве Ni-Fe после большой деформации. В сочетании с эволюцией размера зерна основной причиной снижения к.с. микродеформации, вероятно, является коалесценция и грубение зерен [27,28,29].

Рисунок 3 показывает типичные результаты ТЭМ для границ M/M и M/R. Ясно видно, что зерна на границе M/R действительно крупнее, чем на границе M/M после деформации. Дальнейший анализ распределения размера зерен показывает, что большая доля (более 75%) зерен имеет диаметр менее 40 нм в необезображенном образце. После деформации прокатки ε = 0,50 доля мелких зерен (менее 40 нм) на границе M/R заметно снижается. Вместо этого доля крупных зерен (более 50 нм) увеличивается. Исходя из предыдущих исследований о дислокационной активности в деформированных зернах, полные дислокации постепенно начинают доминировать в деформации крупных зерен [30,31,32,33]. Таким образом, не трудно понять, почему SFP границы M/M намного выше, чем границы M/R.

Типичные ТЭМ-изображения а границы контакт «металл/металл» (M/M) и б границы контакт «металл/вальц» (M/R) после последнего прохода пакетной прокатки. Распределение размера зерен до и после деформации показано в в.

Для корреляции эволюции микроструктуры с механическим откликом на рис. 4 показано изменение микротвердости границ M/M и M/R. На ранней стадии деформации между двумя границами нет очевидной разницы. По мере увеличения деформации микротвердость границы M/M непрерывно возрастает, тогда как микротвердость границы M/R, напротив, снижается. С другой стороны, сравнивая размер зерна и микротвердость образцов в отожженном состоянии, деформационное упрочнение возникает на обеих границах M/M и M/R, несмотря на наличие грубения зерен. Согласно классическому соотношению Холла-Петча, микротвердость должна уменьшаться с увеличением размера зерна. Поэтому для деформированных образцов рассматривается соотношение Бейли-Хирша [34, 35]. Исследуется зависимость микротвердости от квадратного корня из плотности дислокаций. Неудивительно обнаружить отклонение от поведения Бейли-Хирша. На поздней стадии деформации остаточная плотность дислокаций, определенная по к.с. микродеформации, для границы M/R несколько ниже, чем в отожженном состоянии, но соответствующая микротвердость несколько выше. На основе полученной микроструктурной информации, соответствующей макроскопической области, предпринята попытка оценить вклады двух распространенных микроструктурных факторов — плотности дислокаций и размера зерна — в микротвердость. Используя сообщенные или расчетные значения для нк Ni [36,37,38], на рис. 4 также приведены оценочные значения микротвердости. В целом оценочные значения для границы M/M выше, чем для границы M/R, что косвенно подтверждает достоверность статистических РД-результатов микроструктурной эволюции. Кроме того, при комплексном сравнении и анализе разрыва между оценочными и измеренными значениями делается вывод, что внутри деформированных нк-образцов должны действовать иные механизмы упрочнения, такие как взаимодействия дислокация-дислокация [37]. Особенно для границы M/R взаимодействия дислокация-дислокация могут присутствовать внутри крупных зерен, способствуя повышению степени деформационного упрочнения.

Экспериментальные измерения и оценочное предсказание эволюции микротвердости при пакетной прокатке предварительно отожженного нанокристаллического никеля. Оценочные значения микротвердости определены только по размеру зерна и плотности дислокаций на основе соотношения Холла-Петча и соотношения Бейли-Хирша.

Заключение

В этой работе микроструктурная стабильность нанокристаллического никеля при деформации пакетной прокаткой количественно исследована на основе анализа профилей рентгеновских линий. Надежность некоторых соответствующих результатов подтверждена наблюдениями в передающем электронном микроскопе и измерениями микротвердости. Особое внимание уделялось расхождению в микроструктурном развитии между границей контакт «металл/металл» и границей контакт «металл/вальц». Результаты показали, что микроструктуры двух границ проходят разные пути эволюции из-за разных наложенных деформаций. Исходя из статистической микроструктурной информации, такой как плотность кристаллических дефектов и размер зерна, можно заключить, что микроструктура границы контакт «металл/металл» демонстрировала большую стабильность при пакетной прокатке, чем микроструктура границы контакт «металл/вальц».

Аббревиатуры

M/M:

Металл/металл

M/R:

Металл/вальц

нк:

Нанокристаллический

к.с.:

Корень из среднего квадрата (root-mean-square)

SFP:

Вероятность ошибок упаковки (Stacking fault probability)

ТЭМ:

Передающая электронная микроскопия

РД:

Рентгеновская дифракция