Estudo comparativo sobre a estabilidade microestrutural de níquel nanocristalino eletrodepositado pré-recozido durante a laminação da embalagem

Resumo

A estabilidade microestrutural é uma questão importante para materiais nanocristalinos serem usados de forma prática em muitos campos. O presente trabalho mostra como a microestrutura evolui com a deformação de rolamento em níquel nanocristalino eletrodepositado pré-recozido contendo uma textura de fibra forte inicial, com base na análise do perfil da linha de difração de raios-X, bem como na observação de microscopia eletrônica de transmissão. A influência da deformação de cisalhamento na estabilidade microestrutural da interface de contato metal / rolo é comparada com a da interface de contato metal / metal; o último estaria mais próximo da deformação na compressão de deformação plana. A partir da informação microestrutural estatística, junto com a microestrutura experimentalmente observada de grãos deformados após a passagem de laminação final, parece justo concluir que a microestrutura da interface de contato metal / metal é mais estável durante a laminação do pacote do que a da interface metal / rolo.

Introdução

Materiais nanocristalinos (nc) com tamanho de grão inferior a 100 nm geralmente exibem excelentes propriedades mecânicas, especialmente alta resistência e alta dureza, que podem ser exploradas em uma ampla variedade de aplicações tecnológicas [1]. No entanto, um grande número de estudos nos últimos anos tem mostrado que a estabilidade microestrutural é uma questão inevitável e muito importante para materiais nc quando são usados na prática [2,3,4]. Como uma das características microestruturais mais comuns, o tamanho do grão é sempre prioritário durante a produção e processamento de materiais nc. Infelizmente, foi descoberto que o crescimento óbvio de grãos pode ocorrer após tratamento térmico ou processamento mecânico de materiais nc [5,6,7,8,9]. Seguindo a relação Hall-Petch clássica para materiais em uma faixa de tamanho de grão de ~ 20 a várias centenas de micrômetros, o crescimento do grão levará à degradação ou deterioração do desempenho. Ao longo de investigações experimentais sobre a relação entre microestrutura e propriedades de metais nc, um grande corpo de informações microestruturais foi obtido por microscopia eletrônica de transmissão de alta resolução e / ou sonda de átomo tridimensional [10,11,12,13]. Esses resultados parecem diretos e visíveis, mas inevitavelmente questionados pelo fato de tal observação local ser muito microcósmica. Portanto, é necessário e importante compreender a física da deformação plástica de uma perspectiva mais macro ou geral.

Os resultados da comparação do desenvolvimento da microestrutura em materiais nc deformados mostraram que o comportamento do crescimento do grão foi influenciado pelas microestruturas iniciais, como orientação do grão, tensão interna e densidade do defeito do cristal [6, 14,15,16]. Assim, é difícil comparar os resultados da evolução da microestrutura de outra literatura. Espera-se que duas ou mais amostras se deformem simultaneamente sob a mesma condição de deformação nominal. Observe que o roll bonding acumulativo é uma das técnicas poderosas para produzir microestruturas de grão ultrafino, introduzindo grande deformação e gradiente de deformação [17, 18]. A laminação de pacotes foi escolhida como a rota de processamento de deformação em nosso estudo anterior. Os efeitos da deformação por laminação na microestrutura, textura e dureza do nc Ni foram explorados principalmente [19, 20]. Foi revelado que zonas deformadas com diferentes tamanhos de grãos sofrem diferentes tensões. Mesmo assim, pouca atenção é dada à análise comparativa aprofundada da evolução microestrutural, como as mudanças na densidade do defeito do cristal. Portanto, o presente estudo tem como objetivo investigar melhor a estabilidade microestrutural do nc Ni laminado.

Material e métodos

A folha de níquel nc eletrodepositada totalmente densa com pureza de 99,8% foi selecionada como o presente material de pesquisa. Antes da deformação por laminação, a folha recebida com espessura de ~ 0,22 mm foi primeiramente recozida em vácuo a 373 K por 30 min para aliviar a tensão residual. Nenhuma evidência de crescimento óbvio de grãos foi encontrada. Posteriormente, a folha pré-recozida foi cortada em pequenos pedaços com dimensões de 6 mm × 5 mm. Duas peças de amostras com microestrutura inicial nominalmente semelhante, selecionadas por análise de difração de raios X (DRX), foram empilhadas e a seguir passaram por um par de rolos com diâmetro de 180 mm à temperatura ambiente. Após cada passagem de rolamento, verificou-se que as duas amostras deformadas apresentavam quase a mesma redução de espessura. Durante tais processos de laminação, a deformação nominal de laminação de cada amostra foi determinada por ε =\ (2 \ ln \ left ({t} _0 / t \ right) / \ sqrt {3} \), onde t ₀ e t são espessura inicial e espessura final, respectivamente [21]. Nesse sentido, nos concentramos particularmente na evolução da microestrutura da interface de contato metal / metal e da interface de contato metal / rolo. Por conveniência, a interface de contato metal / metal foi referida como interface M / M, e a interface de contato metal / rolo foi referida como interface M / R.

As alterações microestruturais induzidas por deformação foram examinadas quantitativamente por análise de XRD em um difratômetro Rigaku D / MAX-2500 PC com um alvo de Cu rotativo (18KW), operando no modo de varredura de tempo fixo. Parâmetros microestruturais relacionados, como tamanho de grão e micro-formação, foram obtidos por análise de perfil de linha de difração de raios-X [22, 23]. Para verificar os resultados obtidos no XRD, a microscopia eletrônica de transmissão (TEM) foi empregada para fazer uma avaliação intuitiva da microestrutura final da seção de direção normal de laminação, particularmente a distribuição de tamanho de grão. Amostras de folha para TEM foram preparadas por eletropolimento de jato duplo em uma solução de metanol e ácido nítrico ( V : V =4:1) a uma temperatura de 243 K. A observação de TEM foi realizada no ZEISS LIBRA 200FE a 200 kV de tensão de aceleração. A morfologia do grão foi observada em imagens de campo claro. As medições do tamanho do grão foram realizadas usando imagens de campo escuro em conformidade. Para cada amostra, mais de 200 grãos foram medidos para capturar a evolução geral da distribuição do tamanho do grão. Além disso, considerando a dimensão limitada das pequenas amostras, a medição da microdureza foi realizada em ambos os lados das amostras após cada passagem de rolamento, usando o testador de dureza HVS-1000 micro Vickers com uma carga de 0,196 N.

Resultados e discussões

A Figura 1 mostra padrões de XRD típicos para as interfaces M / R e M / M das amostras nc Ni laminadas em pacote com diferentes cepas de rolamento. Para as amostras não deformadas recozidas ( ε =0), não há diferença notável na intensidade de difração entre a interface M / R e M / M. Uma análise posterior do coeficiente de textura indica que as amostras indeformadas têm uma textura de fibra forte inicial. Como esperado, as intensidades de difração, especialmente para os picos (111) e (200), exibem evoluções de textura bastante diferentes após várias passagens de deformação por laminação ( ε =0,25 e ε =0,50). De acordo com a investigação anterior envolvendo o desenvolvimento da textura de deformação, a interface M / R é dominada pela deformação por cisalhamento, enquanto a interface M / M está mais próxima da deformação na compressão de deformação plana [24,25,26]. A análise quantitativa dos resultados normalizados dos picos (111) e (200) prova que existe uma certa discrepância entre a interface M / R e a interface M / M. No caso da interface M / R, os picos de difração são significativamente estreitados, o que se deve principalmente ao crescimento do grão induzido pela deformação. No entanto, no caso da interface M / M, é observado alargamento e deslocamento de pico óbvio, indicando que uma grande quantidade de defeitos de cristal, como deslocamentos e falhas de empilhamento, foram produzidos durante o processo de laminação.

Padrões XRD típicos de a a interface de contato de metal / rolo (M / R) e b a interface de contato metal / metal (M / M) durante a deformação pack-rolling do níquel nanocristalino eletrodepositado pré-recozido. Picos normalizados de (111) e (200) planos de reflexão são exibidos no canto superior direito

A Figura 2 mostra os resultados semiquantitativos de nc Ni após cada passagem de rolamento, determinados pela análise do perfil da linha de difração de raios-X. A probabilidade geral de falha de empilhamento (SFP), avaliada pelo deslocamento de pico, é mostrada na Fig. 2a. Para a interface M / M, o SFP geral exibe um desenvolvimento de tendência de alta relativamente estável com o aumento da tensão. No entanto, para a interface M / R, o SFP mostra um aumento acentuado durante o estágio inicial de deformação de rolagem, atingindo um valor máximo de 0,015 com uma pequena deformação de ~ 0,1. Posteriormente, este SFP diminui com deformação contínua e obtém um valor de 0,006 a uma deformação de 0,5, que é apenas um terço em comparação com o SFP da interface M / M. Considerado o mecanismo de geração de falhas de empilhamento em metais NC, tal discrepância indica que a microestrutura de diferentes interfaces deve passar por diferentes rotas de evolução.

Resultados quantitativos de a probabilidade de falha de empilhamento, b amplitudes integrais para os picos (111) e (200), c tamanho do grão e d r.m.s. microstrain obtido por análise de perfil de linha de difração de raios-X

A Figura 2b mostra a variação das larguras integrais para os picos (111) e (200). Pode-se ver que as amplitudes integrais dos dois picos de difração da interface M / M são significativamente maiores do que a da interface M / R durante todo o processo de deformação por laminação. Particularmente, é digno de nota que não houve grande mudança na amplitude integral da interface M / M, ao comparar o estado final deformado com o estado recozido. À luz disso, as evoluções do tamanho do grão e micro deformação quadrática média (r.m.s.) são cuidadosamente estudadas a partir da análise de perfil de linha de XRD. Como pode ser visto na Fig. 2c, duas interfaces das amostras deformadas mostram uma tendência de engrossamento do grão, mas com taxas de engrossamento diferentes. O tamanho médio dos grãos localizados na interface M / R aumenta mais rapidamente, o que é comprovado pela seguinte observação TEM. Por outro lado, a análise de microstrain indica que há um pequeno aumento na r.m.s. microstrain para ambas as interfaces durante o estágio inicial de deformação de rolamento, conforme ilustrado na Fig. 2d. Com a continuação da deformação, a r.m.s. o microestimento dentro da interface M / R começa a diminuir continuamente e atinge a estabilidade em um nível de ~ 0,19%, enquanto a r.m.s. microestensão dentro da interface M / M tende à estabilidade em um nível de ~ 0,26%. Essa redução na r.m.s. a micro-formação é consistente com relatórios anteriores sobre a liga NC Ni-Fe eletrodepositada e laminada a frio após grande deformação. Em combinação com a evolução do tamanho do grão, a principal razão para a diminuição da r.m.s. a microtensão estaria associada à coalescência e engrossamento do grão [27,28,29].

A Figura 3 mostra resultados típicos de TEM das interfaces M / M e M / R. É claramente revelado que os grãos localizados na interface M / R são de fato maiores do que aqueles localizados na interface M / M após a deformação. Uma análise posterior da distribuição do tamanho do grão mostra que uma grande proporção (mais de 75%) dos grãos tem um diâmetro menor que 40 nm na amostra indeformada. Depois de ε =0,50 deformação de rolamento, a proporção de pequenos grãos (abaixo de 40 nm) cai obviamente na interface M / R. Em vez disso, a proporção de grãos grandes (acima de 50 nm) aumenta. Com base em estudos anteriores sobre atividades de deslocamento em grãos deformados, deslocamentos completos gradualmente começariam a dominar a deformação de grãos grandes [30,31,32,33]. Assim, não é difícil entender que o SFP da interface M / M é muito maior do que o da interface M / R.

Imagens típicas de TEM de a a interface de contato metal / metal (M / M) e b a interface de contato metal / rolo (M / R) após a passagem de rolagem do pacote final. A distribuição do tamanho do grão antes e depois da deformação é mostrada em c

Para correlacionar a evolução da microestrutura com a resposta mecânica, a variação da microdureza das interfaces M / M e M / R é mostrada na Fig. 4. Não há disparidade óbvia entre as duas interfaces no estágio inicial de deformação. À medida que a deformação aumenta, a microdureza da interface M / M aumenta continuamente, mas a microdureza da interface M / R parece diminuir. Por outro lado, comparando-se ao tamanho de grão e microdureza de amostras no estado recozido, o endurecimento por deformação induzida por deformação ocorre nas interfaces M / M e M / R, apesar da presença de engrossamento de grão. De acordo com a relação Hall-Petch clássica, a microdureza diminuirá com o aumento do tamanho do grão. Portanto, para as amostras como deformadas, a relação Bailey-Hirsch é considerada [34, 35]. A microdureza versus a raiz quadrada da densidade de deslocamento é explorada. Não é nenhuma surpresa encontrar um desvio do comportamento de Bailey-Hirsch. No estágio final da deformação, a densidade de deslocamento remanescente, determinada pela r.m.s. micro-tensão, é um pouco menor do que o estado recozido para a interface M / R, mas a microdureza correspondente é um pouco maior. Aqui, com base na informação microestrutural obtida correspondente a uma área macroscópica, é uma tentativa de explorar as contribuições de dois fatores microestruturais comuns, a saber, densidade de deslocamento e tamanho de grão, para a microdureza. Tomando os valores relatados ou valores calculados para nc Ni [36,37,38], os valores estimados de microdureza também são exibidos na Fig. 4. Como um todo, os valores estimados da interface M / M são maiores que os da interface M / R, indicando indiretamente que os resultados estatísticos de DRX da evolução microestrutural são confiáveis. Além disso, com comparação abrangente e análise da lacuna entre os valores estimados e medidos, conclui-se que deve haver outro mecanismo de fortalecimento dentro das amostras nc deformadas, como as interações deslocamento-deslocamento [37]. Especialmente para a interface M / R, as interações deslocamento-deslocamento podem estar presentes dentro de grãos grandes, ajudando a aumentar o grau de endurecimento por trabalho.

Medição experimental e previsão estimada da evolução da microdureza durante a laminação do pacote de níquel nanocristalino pré-recozido. Os valores estimados de microdureza são determinados apenas pelo tamanho do grão e densidade de deslocamento com base na relação Hall-Petch e na relação Bailey-Hirsch

Conclusão

Neste trabalho, a estabilidade microestrutural do níquel nanocristalino durante a deformação do pack-rolling foi investigada quantitativamente com base na análise do perfil da linha de difração de raios-X. A confiabilidade de alguns resultados relevantes foi validada por observação de microscopia eletrônica de transmissão e medição de microdureza. A discrepância no desenvolvimento microestrutural entre a interface de contato metal / metal e a interface de contato metal / rolo foi de particular preocupação. Os resultados mostraram que as microestruturas das duas interfaces passaram por diferentes rotas de evolução devido a diferentes deformações impostas. A partir das informações microestruturais estatísticas, como densidade de defeito do cristal e tamanho de grão, pode-se concluir que a microestrutura da interface de contato metal / metal apresentou-se mais estável durante a laminação do pacote do que a interface metal / rolo.

Abreviações

M / M:: Metal / metal
M / R:: Metal / rolo
nc:: Nanocristalino
r.m.s .:: Raiz quadrada média
SFP:: Probabilidade de falha de empilhamento
TEM:: Microscopia eletrônica de transmissão
XRD:: Difração de raios X

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