Электропроводность металлов и сплавов: Электропроводность - Что такое Электропроводность?

Содержание

Электропроводность металлов и сплавов Содержание

Электропроводность металлов и сплавов

Содержание : • Электропроводность проводников • Электропроводность полупроводников • Электропроводность диэлектриков • Электропроводность металлов • Электропроводность сплавов

Теоретические сведения 1) Проводник — тело, в котором имеются свободные носители заряда, то есть заряженные частицы, которые могут свободно перемещаться внутри этого тела. 2) Полупроводник — материал, который по своей удельной проводимости занимает промежуточное место между проводниками и диэлектриками и отличается от проводников сильной зависимостью удельной проводимости от концентрации примесей, температуры и воздействия различных видов излучения. 3) Диэлектрик — вещество, плохо проводящее электрический ток. 4) Электропроводность — способность тела проводить электрический ток, а также физическая величина, характеризующая эту способность и обратная электрическому сопротивлению.

5) Сплав — макроскопически однородный металлический материал, состоящий из смеси двух или большего числа химических элементов с преобладанием металлических компонентов.

Электропроводность проводников • • Рис 1. 1 • • Рис 1. 2 Проводники обладают высокой электропроводностью. Различают проводники первого и второго рода. К проводникам первого рода относятся все металлы, некоторые сплавы и уголь. Они обладают электронной проводимостью. К проводникам второго рода относятся электролиты. В них имеет место ионная проводимость. Если проводник поместить в электростатическое поле, то под действием этого поля происходит перемещение зарядов в проводнике: положительных – в направлении внешнего поля, отрицательных – в противоположном направлении (рис. 1. 1 а). Такое разделение зарядов в проводнике под действием внешнего поля называется электростатической индукцией. Разделённые внутри проводника заряды создают своё электрическое поле, направленное от положительных зарядов к отрицательным, т.

е. против внешнего поля (рис. 1. 1 а). Очевидно, разделение зарядов в проводнике прекратится тогда, когда напряжённость поля разделённых зарядов Eвнутр станет равной напряжённости внешнего поля в проводнике Eвнешн, т. е. Eвнутр = Eвнешн, а результирующее поле Е = Eвнутр – Eвнешн = 0 Таким образом, результирующее поле внутри проводника станет равным нулю (рис. 1. 1 б). На этом принципе работает электростатический экран, защищающий часть пространства от внешних электрических полей (рис. 1. 2). Для того чтобы внешние электрические поля не влияли на точность электроизмерения, измерительный прибор помещают внутрь замкнутой проводящей оболочки (экран), в которой электростатическое поле отсутствует.

Электропроводность полупроводников • • В примесном полупроводнике n ¹ p, поэтому электропроводность выражается следующей формулой: • Рис. 2. 1 Полупроводник, не содержащий примесей, в нормальных условиях обладает так называемой собственной проводимостью или проводимостью типа i.

Собственная проводимость обусловлена генерацией пар «электрон-дырка». Если концентрация электронов в зоне проводимости – ni , а дырок в валентной зоне – pi и ni = pi, то собственная проводимость полупроводника: В широком диапазоне температур и для различного содержания примесей имеют место температурные зависимости концентрации носителей заряда в полупроводнике n-типа, изображенные на рис. 2. 1. В области низких температур участок нижней ломаной между точками а и б характеризует только концентрацию носителей, обусловленную примесями. Наклон прямой на этом участке определяется энергией активации примесей. С увеличением температуры число носителей, поставляемых примесями, возрастает, пока не истощатся электронные ресурсы примесных атомов (точка б). На участке б – в примеси уже истощены, перехода электронов через запрещенную зону еще не обнаруживается. Участок кривой с постоянной концентрацией носителей заряда называют областью истощения примесей. В дальнейшем температура настолько велика, что начинается быстрый рост концентрации носителей вследствие перехода электронов через запрещенную зону ( участок в – и).

Наклон этого участка характеризует ширину запрещенной зоны полупроводника. Угол наклона участка а – б зависит от концентрации примесей. Вторая компонента, обуславливающая электропроводность полупроводников – подвижность носителей заряда. При повышении температуры энергия электронов, а следовательно, и подвижность увеличивается. Но, начиная с некоторой температуры Т усиливаются колебания узлов кристаллической решетки полупроводника, которые мешают перемещению свободных носителей зарядов. Следовательно, их подвижность падает (рис. 2. 2. ). • • Рис. 2. 2

Электропроводность диэлектриков • • Рис. 3. 1 • • Электропроводность диэлектриков практически равна нулю в силу весьма сильной связи между электронами и ядром атомов диэлектрика. Если диэлектрик поместить в электростатическое поле, то в нём произойдёт поляризация атомов, т. е. смещение разноимённых зарядов в самом атоме, но не разделение их (рис. 3. 1 а). Поляризованный атом может рассматриваться как электрический диполь (рис. 3. 1 б), в котором «центры тяжести» положительных и отрицательных зарядов смещаются. Диполь – это система двух разноимённых зарядов, расположенных на малом расстоянии друг от друга в замкнутом пространстве атома или молекулы. Электрический диполь – это атом диэлектрика, в котором орбита электрона вытягивается в направлении, противоположном направлению внешнего поля Eвнешн (рис. 3. 11 б). Поляризованные атомы создают своё электрическое поле, напряжённость которого направлена против внешнего поля. В результате поляризации результирующее поле внутри диэлектрика ослабляется. Интенсивность поляризации диэлектрика зависит от его диэлектрической проницаемости. Чем она больше, тем интенсивнее поляризация в диэлектрике и тем слабее электрическое поле в нём. Е = Eвнешн – Eвнутр Если диэлектрик поместить в сильное электрическое поле, напряжённость которого можно увеличивать, то при каком-то значении напряжённости произойдёт пробой диэлектрика, при этом электроны отрываются от атома, т. е. происходит ионизация диэлектрика, и он становится проводником.

Напряжённость внешнего поля, при которой происходит пробой диэлектрика, называется пробивной напряжённостью диэлектрика. А напряжение, при котором происходит пробой диэлектрика, называют напряжением пробоя, или электрической прочностью диэлектрика.

Электропроводность металлов • Электрический ток в металлах согласно классической электронной теории проводимости это упорядоченное движение электронов под действием сторонних сил. Согласно этой теории металл состоит из положительных ионов находящихся в узлах кристаллической решётки. А в свободном пространстве между ними движутся электроны подобно одноатомному идеальному газу. • Однако если в газе атомы соударяются между собой то в проводнике электроны ударяются об узлы решетки, отдавая таким образами им свою энергию. Как же была получена эта теория. Для начала нужно было выяснить, что является носителями зарядов в проводнике. С этой целью ученый Рикке в 1899 году провел такой эксперимент. Он взял три одинаковых цилиндра с тонко обработанными торцами. Два из них были медные, а третий алюминиевый. Сжал их между собой так, чтобы алюминиевый цилиндр оказался посередине и включил всю это конструкцию в главный питающий провод на трамвайной подстанции. • Рис. 4. 1 строение металла • Спустя год он разобрал конструкцию и тщательно обследовал места соединения цилиндров. И обнаружил, что диффузии металлов друга не произошло. То есть атомы меди не проникли в алюминий и наоборот. Из этого эксперимента можно сделать вывод что под действием электрического тока по проводнику не перемещаются ионы. А движутся лишь свободные электроны.

Электропроводность металлов • • • Рис. 4. 2 катушка с проводом вращаемая вокруг продольной оси • • То, что по проводнику движутся электроны, было установлено благодаря еще одному опыту. Для него необходимо взять катушку из проволоки и раскрутить ее. К катушке должен быть подключен амперметр. В момент резкой остановки катушки прибор покажет кратковременный ток. Этот ток обусловлен тем, что электроны продолжают двигаться по инерции, в то время как катушка уже остановилась.

То есть наблюдается движение электронов по проводу хоть и кратковременное. В проводнике без электрического поля свободные электроны находятся в непрерывном хаотическом движении как молекулы газа. Но при создании внешнего электрического поля электроны сохраняя свое хаотическое движение, начнут двигаться под действием сил поля. Вот это направленное движение и называется током. Сами электроны под действием поля движутся достаточно медленно. Приблизительно пару миллиметров в секунду. Так как же лампочка, которую мы включаем, загорается так быстро ведь провод, которым она подключена достаточно длинный. И электрон от выключателя как минимум пару минут должен двигаться к спирали лампы. На самом деле все немного по другому. Ведь провода спираль и выключатель состоят из проводника и в них присутствуют электроны по всей длине. И при замыкании выключателя чтобы ток начал оказывать действие необязательно, чтобы электрон от выключателя попал в спираль. Ведь электроны в ней уже есть. При замыкании по проводникам начинает двигаться электрическое поле практически со скоростью света вот оно та и передает энергию.

Представьте себе тонкую трубку набитую шариками внешним диаметром чуть меньше диаметра трубы. Когда мы всунем еще шарик с одной стороны, то с другого конца выпадет другой шарик. То есть по трубке двигалось усилие, передаваясь от шарика к шарику, а не ток шарик, который мы впихнули.

Электропроводность сплавов Идеальная решётка металла имеет строго периодический потенциал (рис. 2. 2, а). Если часть атомов меди беспорядочно замещена атомами другого элемента, то поле вблизи примесных атомов не такое, как вблизи собственных. Потенциал решётки становится непериодическим (рис. 2. 2, б). Он нарушается беспорядочно распределёнными примесями, что приводит к рассеянию носителей и дополнительному электрическому сопротивлению. В сплавах примеси вызывают более сильное нарушение периодичности потенциала решётки, чем тепловые колебания. Поэтому сопротивление сплава ρ(спл) значительно больше сопротивления ρ чистых металлов и определяется в основном рассеянием носителей на примесях.

Как показал Нордгейм, подвижность для бинарных сплавов, обусловленная рассеянием их на нарушениях периодичности потенциала решётки, определяется следующим приближённым соотношением: где p и 1− p – относительные доли металлов, образующих сплав. Подставим в выражение σ = qnµ соотношение для подвижности сплава, учитывая, что ρ=1/σ, получим выражение удельного сопротивления для бинарного (двойного) сплава: где β – коэффициент пропорциональности. Функция p(1− p) имеет максимум при p = 1/2, т. е. при равном содержании в сплаве обоих компонентов. Если сплавляемые металлы при определённом соотношении компонентов образуют соединение с упорядоченной внутренней структурой, то периодичность решётки восстанавливается (рис. 2. 2, в) и сопротивление, обусловленное рассеянием на примесях, практически полностью исчезает. Этот факт является подтверждением квантовой теории электропроводности, согласно которой причиной электрического сопротивления твёрдых материалов является не столкновение свободных электронов с атомами решётки, а рассеяние их на дефектах решётки, вызывающих нарушение периодичности потенциала

Вывод: • Мы изучили электропроводность проводников, полупроводников, диэлектриков, также в частности металлов и сплавов, узнали какие факторы влияют на их электропроводность.

Контрольные вопросы: 1) Дать определение проводника 2) Какие вы знаете виды проводников? 3) Дайте определение собственной проводимости полупроводника. 4) Что такое диполь? 5) Дайте определение электрического диполя. 6) Что такое электропроводность? 7) Дайте определение электрического тока в металлах согласно классической электронной теории проводимости. • 8) Дайте определение сплава. • 9) Напишите уравнение подвижности для бинарных сплавов. • 10) Дайте определение диэлектрика. • •

ЭЛЕКТРОПРОВОДНОСТЬ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ — КиберПедия

Навигация:

Главная Случайная страница Обратная связь ТОП Интересно знать Избранные

Топ:

Теоретическая значимость работы: Описание теоретической значимости (ценности) результатов исследования должно присутствовать во введении. ..

Методика измерений сопротивления растеканию тока анодного заземления: Анодный заземлитель (анод) – проводник, погруженный в электролитическую среду (грунт, раствор электролита) и подключенный к положительному…

Особенности труда и отдыха в условиях низких температур: К работам при низких температурах на открытом воздухе и в не отапливаемых помещениях допускаются лица не моложе 18 лет, прошедшие…

Интересное:

Мероприятия для защиты от морозного пучения грунтов: Инженерная защита от морозного (криогенного) пучения грунтов необходима для легких малоэтажных зданий и других сооружений…

Что нужно делать при лейкемии: Прежде всего, необходимо выяснить, не страдаете ли вы каким-либо душевным недугом…

Национальное богатство страны и его составляющие: для оценки элементов национального богатства используются…

Дисциплины:

Автоматизация Антропология Археология Архитектура Аудит Биология Бухгалтерия Военная наука Генетика География Геология Демография Журналистика Зоология Иностранные языки Информатика Искусство История Кинематография Компьютеризация Кораблестроение Кулинария Культура Лексикология Лингвистика Литература Логика Маркетинг Математика Машиностроение Медицина Менеджмент Металлургия Метрология Механика Музыкология Науковедение Образование Охрана Труда Педагогика Политология Правоотношение Предпринимательство Приборостроение Программирование Производство Промышленность Психология Радиосвязь Религия Риторика Социология Спорт Стандартизация Статистика Строительство Теология Технологии Торговля Транспорт Фармакология Физика Физиология Философия Финансы Химия Хозяйство Черчение Экология Экономика Электроника Энергетика Юриспруденция

Электропроводность чистых металлов. Так как в металлах концентрация электронного газа n практически не зависит от температуры, то зависимость удельной электропроводности ơ от температуры полностью определяется температурной зависимостью подвижности электронов вырожденного электронного газа. В достаточно чистом металле концентрация примесей невелика и подвижность вплоть до весьма низких температур определяется рассеянием электронов на колебаниях решетки.

В области высоких температур u и ơ электронов обратно пропорциональны Т.

При температурах, близких к абсолютному нулю основное значение приобретает рассеяние на примесных атомах, подвижность электронов в этом случае не зависит от Т, поэтому удельное сопротивление, ρ приобретает постоянное значение, которое называют остаточным сопротивлением ρ _Ост

На рис. 7.6, а схематически показана кривая зависимости удельного сопротивления чистых металлов от температуры.

Рис. 7. 6. Зависимость удельного сопротивления чистых металлов от температуры

ЭЛЕКТРОПРОВОДНОСТЬ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ.

При температуре, отличной от абсолютного нуля, к остаточному сопротивлению р_ост = Рв присоединяется сопротивление р_т , обусловленное рассеянием на тепловых колебаниях решетки, и общее сопротивление проводника

(7.29)

Это соотношение выражает известное правило Матиссена об аддитивности сопротивления. Для сплавов вплоть до высоких температур удельное сопротивление меняется с температурой значительно слабее, чем у чистых металлов, и температурный коэффициент сопротивления сплавов, как правило, значительно ниже температурного коэффициента сопротивления чистых металлов.

СОБСТВЕННАЯ И ПРИМЕСНАЯ ПРОВОДИМОСТИ ПОЛУПРОВОДНИКОВ

Полупроводники высокой степени очистки в области не слишком низких температур обладают электрической проводимостью, обусловленной наличием в них собственных носителей заряда — электронов и дырок. Эту проводимость называют собственной проводимостью полупроводников.

В собственном полупроводнике имеется два типа носителей — электроны и дырки, удельная проводимость его описывается соотношением

(7.30)

где n_i, p_i — концентрации электронов и дырок в собственном полупроводнике; μ_n, μ_р — их подвижности. Подставляя в (7.30) n_i и p_i из (6.12) и μ_n и μ_р из (7.16), получаем

(7.31)

где через ơ₀ обозначены сомножители, стоящие перед экспонентой. Зависимость ơ_t от Т удобно представить в полулогарифмических координатах:

Рис. 7.8. Температурная зависимость электропроводности собственных полупроводников: а — теоретическая зависимость; 6 —кривые для германия и кремния

Если по оси абсцисс отложить 1/Т, а по оси ординат ln ơ_i ,то получится прямая, отсекающая на оси ординат отрезок, равный ln ơ₀{рис. 7.8, а). Угловой коэффициент этой прямой равен —E_gl2k, Строя такой график, можно определить постоянную ơ₀ и ширину запрещенной зоны E_g.

Таким образом, у металлов концентрация носителей заряда практически не зависит от температуры, и температурная зависимость проводимости определяется температурной зависимостью подвижности; в полупроводниках концентрация резко зависит от температуры и температурная зависимость проводимости практически полностью определяется температурной зависимостью концентрации.

Примесная проводимость полупроводников. Температурная зависимость электропроводности примесных полупроводников определяется в основном температурой зависимостью концентрации носителей. На рис. 7.9,а схематически показаны кривые зависимости ơ (Т) для примесного полупроводника, содержащего различные количества активной примеси.

Рис. 7.9. Зависимость электропроводности примесных полупроводников от температуры: а — теоретические кривые; б —кривые для кремния, содержащего различные концентрации фосфора

На этих кривых можно выделить три характерные области: первая соответствует низким температурам – до температуры истощения примеси T_s. Концентрация носителей заряда в этой области описывается формулой

(6.15)

Папиллярные узоры пальцев рук — маркер спортивных способностей: дерматоглифические признаки формируются на 3-5 месяце беременности, не изменяются в течение жизни…

Механическое удерживание земляных масс: Механическое удерживание земляных масс на склоне обеспечивают контрфорсными сооружениями различных конструкций…

Поперечные профили набережных и береговой полосы: На городских территориях берегоукрепление проектируют с учетом технических и экономических требований, но особое значение придают эстетическим…

Кормораздатчик мобильный электрифицированный: схема и процесс работы устройства…

4.2.2. Электропроводность сплавов

Как известно, причинами рассеяния электронных волн в металле являются не только тепловые колебания узлов решетки, но и статические дефекты структуры, которые также нарушают периодичность потенциального поля кристалла. Наиболее существенный вклад в уменьшение электропроводности металлов вносят рассеяния на примесях, которые всегда присутствуют в реальном проводнике либо в виде загрязнения, либо в виде легирующего (преднамеренно вводимого) элемента. Следует заметить, что любая примесная добавка приводит к повышению удельного электросопротивления, даже если она обладает повышенной проводимостью по сравнению с основным металлом.

4.2.3. Влияние механических воздействий на электропроводность

металлов и сплавов

Большое влияние на электропроводность металлов и сплавов оказывают механические воздействия. При всестороннем сжатии у большинства металлов удельное сопротивление уменьшается. Это объясняется сближением атомов и уменьшением амплитуды тепловых колебаний решетки.

При упругом растяжении и кручении межатомные расстояния увеличиваются. Это сопровождается усилением рассеяния электронов и возрастанием удельного электросопротивления. Влияние упругого растяжения или сжатия при условии пропускания тока вдоль действующей силы учитывается формулой [2]

(1φσ),

где ρ — удельное электросопротивление образца при механическом воздействии; ρ₀ — удельное электросопротивление образца при отсутствии механического воздействия; φ — коэффициент удельного электросопротивления по давлению; σ — механическое напряжение в сечении образца.

4.2.4. Влияние термообработки на электропроводность металлов и сплавов

Термическая закалка приводит к повышению удельного электросопротивления, что связано с искажениями кристаллической решетки, появлением внутренних напряжений. При рекристаллизации путем термической обработки (отжига) удельное электросопротивление может быть снижено до первоначального значения, поскольку происходит “залечивание” дефектов и снятие внутренних напряжений.

4.2.5. Мостовой метод измерения малых сопротивлений

Основная погрешность мостов постоянного тока определяется его чувствительностью, погрешностью значений сопротивлений плеч, сопротивлений монтажных проводов и контактов. Дополнительная погрешность возникает при изменении температуры и за счет сопротивлений внешних проводов и контактов, при помощи которых присоединяется резистор с неизвестным сопротивлением. Для уменьшения погрешности величину сопротивления соединительных проводов и контактов измеряют этим же мостом отдельно и вычитают из полученного результата. Для уменьшения погрешности измерения сопротивлений соединительных проводов и контактов при измерении сопротивлений, меньших одного Ома, разработаны так называемые двойные мосты. На рис. 4.1 показана схема двойного моста.

В этой схеме один контакт гальванометра Г присоединен к добавочной цепи, в которую введены два значительных по сравнению с Х и N сопротивления R₂ и R₄.

Сопротивления R₁ и R₃ также велики по сравнению с R_Х и R_N. В такой схеме влияние сопротивления соединительных проводов и зажимов практически исключается.

Действительно, благодаря наличию значительных сопротивлений R₁, R₂, R₃, R₄, сила тока в них мала по сравнению с силой тока в R_Х и R_N. Следовательно, падение напряжения на соединительных проводах на всех участках мало. Если мост сбалансирован, то через гальванометр ток не идет. Тогда через сопротивления R₁ и R₃ идет одинаковый ток I₁, через сопротивления R₂ и R₄ ток I₂, а через сопротивления R_Х и R_N ток I₀. По закону Кирхгофа

R_N I₀+R₂I₂ = R₃I₁; R_Х I₀+R₄I₂= R₁I₁.

Откуда получим

Подбираем резисторы так, чтобы выполнялось условие R₂/R₃= R₄/R₁.

Тогда получим R_N/R_Х= R₃/R₁; R_Х= R_NR₁/R₃.

Откуда для удельного электросопротивления имеем

. (4.8)

Электропроводность в металлах и сплавах (электрические свойства материалов) Часть 2

Экспериментальные результаты и их интерпретация

Чистые металлы

Удельное сопротивление металла, такого как медь, линейно уменьшается с понижением температуры, пока не достигнет конечного значения ( рис. 7.7) по эмпирическому уравнению

где а — линейный температурный коэффициент удельного сопротивления. Мы постулируем, что тепловая энергия заставляет атомы решетки колебаться вокруг своих положений равновесия, тем самым увеличивая некогерентное рассеяние электронных волн (или, что то же самое, увеличивая число электрон-атомных столкновений). Остаточное удельное сопротивление pres интерпретируется как вызванное несовершенствами кристалла, такими как примеси, вакансии, границы зерен или дислокации. Остаточное удельное сопротивление практически не зависит от температуры. Согласно правилу Маттиссена, удельное сопротивление возникает из-за независимых процессов рассеяния, которые являются аддитивными, т. е.

Рисунок 7.7. Схематическое изображение температурной зависимости удельного сопротивления меди и различных медно-никелевых сплавов. pres – остаточное удельное сопротивление.

Термически индуцированная часть удельного сопротивления , pth, называется идеальным сопротивлением, тогда как удельное сопротивление, происходящее из примесей (pimp) и дефектов (pdef), суммируется с остаточным сопротивлением. Число примесных атомов в данном металле или сплаве обычно постоянно. Однако количество вакансий или границ зерен можно изменить с помощью различных термообработок. Например, если металл отжигают при температурах, близких к температуре его плавления, а затем быстро закаливают в воду при комнатной температуре, его удельное сопротивление при комнатной температуре заметно увеличивается за счет закаленных вакансий. Часто это увеличение сопротивления уменьшается при старении при комнатной температуре или отжиге при несколько повышенных температурах из-за аннигиляции некоторых вакансий. Точно так же рекристаллизация, рост зерен и многие другие металлургические процессы изменяют удельное сопротивление металлов. Вследствие этого и благодаря простоте измерения удельное сопротивление является одним из наиболее широко изучаемых свойств при исследовании материалов.

Интересно сравнить термоиндуцированное изменение проводимости в свете квантово-механической и классической моделей. Число свободных электронов Nf практически не меняется с температурой. Точно так же N (E) очень мало меняется с T. Однако длина свободного пробега и, следовательно, время релаксации уменьшаются с повышением температуры (из-за большой частоты столкновений между дрейфующими электронами и колеблющимися атомами решетки). Это, в свою очередь, уменьшает s согласно (7.15) и (7.26), что согласуется с наблюдениями на рис. 7.7. Таким образом, обе модели точно описывают температурную зависимость удельного сопротивления.

Сплавы

Удельное сопротивление сплавов увеличивается с увеличением количества растворенного вещества (рис. 7.7). Однако наклоны отдельных линий p в зависимости от T остаются практически постоянными. Небольшие добавки растворенного вещества вызывают линейный сдвиг кривых зависимости p от T в сторону более высоких значений удельного сопротивления в соответствии с правилом Маттиссена. Это увеличение удельного сопротивления обусловлено несколькими механизмами. Во-первых, атомы разного размера вызывают изменение параметра решетки и, следовательно, рассеяние электронов. Во-вторых, атомы с разной валентностью вносят локальную разность зарядов, что также увеличивает вероятность рассеяния. В-третьих, растворенные вещества, которые имеют другую концентрацию электронов по сравнению с элементом-хозяином, изменяют положение энергии Ферми. Это, в свою очередь, меняет плотность населения N(E) согласно (6.8) и, следовательно, проводимость, см. (7.26).

Различные растворенные элементы могут изменять удельное сопротивление основного материала в разной степени. Это показано на рис. 7.8. Эксперименты показали, что удельное сопротивление разбавленных однофазных сплавов увеличивается пропорционально квадрату разности валентностей растворенного и растворяющего компонентов (правило Линде, рис. 7.8(b)).

Рисунок 7.8. Изменение удельного сопротивления различных разбавленных сплавов серебра (схема). Растворитель и растворенное вещество относятся к пятому периоду. (а) Изменение удельного сопротивления в зависимости от атомного % растворенного вещества и (б) изменение удельного сопротивления из-за 1 атомного % растворенного вещества.

Таким образом, электронная концентрация растворенного элемента, т. е. количество дополнительных электронов, вносимых растворенным веществом, явно играет жизненно важную роль в повышении сопротивления, как уже упоминалось выше.

Изотермическое удельное сопротивление концентрированных однофазных сплавов часто имеет максимальное содержание растворенного вещества около 50%, как показано на рис. 7.9 (сплошная линия). В частности, остаточное сопротивление этих сплавов зависит, согласно правилу Нордгейма, от фракционного атомного состава (ХА и ХВ) составляющих

где C — постоянная материала. Правило Нордгейма строго выполняется только для нескольких избранных бинарных систем, поскольку оно не учитывает изменения плотности состояний с составом.

Рисунок 7. 9. Схематическое изображение удельного сопротивления упорядоченных и неупорядоченных сплавов меди с золотом.

Это особенно верно для сплавов, содержащих переходный металл.

Удельное сопротивление двухфазных сплавов во многих случаях представляет собой сумму удельных сопротивлений каждого из компонентов с учетом объемных долей каждой фазы. Однако необходимо учитывать и дополнительные факторы, такие как кристаллическая структура и характер распределения фаз друг в друге. Концентрационная зависимость удельного сопротивления двухфазных сплавов не имеет максимума, как на рис. 7.9., но вместо этого напоминает линейную интерполяцию между сопротивлениями отдельных фаз.

Некоторые сплавы (например, медь с небольшим содержанием железа) имеют минимум удельного сопротивления при низких температурах. Эта аномалия обусловлена дополнительным рассеянием электронов на магнитных моментах растворенных веществ и является отклонением от правила Маттиссена (эффект Кондо).

Свойство некоторых материалов проводить электричество, хотя и с некоторым сопротивлением, используется для резисторов в электрических цепях (для ограничения протекания тока) или для выработки тепла (ленточные нагреватели, переносные радиаторы, печи и т. д.). Произведенный таким образом «джоулев нагрев» или мощность P пропорциональна сопротивлению провода и квадрату силы тока:

Один из распространенных типов резисторов изготавливается из углеродных композитов. Другие намотаны проволокой, например, вокруг керамического корпуса. В них используются сплавы с высоким удельным сопротивлением (около 10~4 О см), такие как нихром (никель-хром), и они должны выдерживать коррозию и быть пригодными для высоких температур. Другие резисторы могут состоять из металлических пленок на стеклянных или керамических подложках. Интегральные схемы используют кремниевую технологию для той же цели. Резисторы с фиксированным значением имеют цветовую маркировку для обозначения их номинального сопротивления, допуска этого значения и номинальной мощности (см. таблицу в разделе 4). Переменные резисторы, имеющие скользящий контакт, бывают проволочными или углеродно-композитными.

Заказ

Атомы растворенных веществ обычно распределены в растворителе случайным образом. Таким образом, число центров, в которых происходит некогерентное рассеяние, увеличивается пропорционально числу атомов замещения. Если же атомы растворенного вещества расположены в матрице периодически, т. е. если, например, в сплаве 50/50 атомы А и В попеременно занимают последовательные узлы решетки, то электронные волны когерентно рассеиваются. Это вызывает уменьшение удельного сопротивления (и увеличение длины свободного пробега) (рис. 7.9).). Лишь отдельные сплавы, такие как Cu3Au, CuAu, Au3Mn и др., проявляют тенденцию к дальнему упорядочению.

Упорядоченное состояние может быть достигнуто путем отжига сплава соответствующего состава немного ниже температуры перехода порядок-беспорядок (около 395°C в Cu3Au) с последующим умеренным охлаждением или медленным охлаждением выше температуры перехода. Дальний порядок вызывает линии сверхрешетки на рентгенограммах.

Неупорядоченное состояние может быть получено при комнатной температуре путем быстрой закалки сплава в ледяном растворе при температуре немного выше температуры перехода. Отжиг выше этой температуры перехода разрушает эффект упорядочения. Однако в некоторых сплавах, например в CuAu, тенденция к упорядочению настолько сильна, что даже вблизи точки плавления некоторая упорядоченность сохраняется.

Некоторые сплавы , такие как а-медь-алюминий, демонстрируют гораздо меньшее снижение сопротивления при отжиге ниже определенной температуры упорядочения. Этот эффект называется ближним упорядочением, и было обнаружено, что он связан с небольшими доменами, в которых атомы расположены упорядоченно. В ближнем упорядоченном состоянии взаимодействия А-В немного сильнее, чем взаимодействия А-А или В-В. (Ближний порядок можно определить с помощью малоуглового рассеяния рентгеновских лучей. Он вызывает небольшое и широкое увеличение интенсивности между регулярными дифракционными линиями. 4)

Сверхпроводимость

Сверхпроводники — это материалы, удельное сопротивление которых становится неизмеримо малым или фактически становится равным нулю ниже критической температуры, Tc. Наиболее чувствительные измерения показали, что сопротивление этих материалов в сверхпроводящем состоянии по крайней мере в 1016 раз меньше их значений при комнатной температуре. (См. в этом контексте рис. 7.1.) К настоящему времени обнаружено, что 27 элементов, многочисленные сплавы, керамические материалы (содержащие оксид меди) и органические соединения (на основе, например, селена или серы) обладают сверхпроводимостью. (см. Таблицу 7.1). Их значения Tc находятся в диапазоне от 0,01 К до 134 К. Некоторые металлы, такие как цезий, становятся сверхпроводящими только при приложении к ним большого давления. Сверхпроводящий переход обратим. Сверхпроводящее состояние следует рассматривать как отдельное состояние, отличное от жидкого, твердого или газообразного состояний. Он имеет более высокую степень порядка — энтропия равна нулю.

Спустя семьдесят пять лет после первого открытия сверхпроводимости в ртути (H.K. Onnes, Leiden/Holland, 1911) Беднорц и Мюллер (Цюрих/Швейцария, 1986) открыли новый класс сверхпроводников (Цюрих/Швейцария, 1986). керамика. Эти материалы показали температуру перехода почти в два раза выше известной до сих пор. Это наблюдение вызвало огромные исследовательские усилия практически по всему миру, в которые были вложены миллиарды долларов на исследования и тысячи ученых, которые соревновались в поиске наиболее выгодного сверхпроводящего соединения.

Таблица 7.1. Критические температуры некоторых сверхпроводящих материалов.

Материалы	Тс[К]	Примечания
Вольфрам	0,01	—
Меркурий	4,15	Х. К. Оннес (1911)
Органический сверхпроводник на основе серы	8	С.С.П. Паркин и др. (1983)
	9	Bell Labs (1961), тип II
	17,1	Дж.К. Халм (1953)
	23,2	(1973)
	40	Беднорц и Мюллер (1986)
	92	Ву, Чу и другие (1987)
	~92	R = Gd, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu
	113	Маеда и др. (1988)
	125	Германн и др. (1988)
	134	Р. Отт и др. (1995)
	138	При атмосферном давлении
	26	Х. Хосоно и др. (2008)

^a Обозначение «соединение 1-2-3» относится к молярным соотношениям редкоземельных элементов, щелочноземельных элементов и меди. (См. химическую формулу.)

В результате этих усилий в течение нескольких лет были обнаружены новые соединения на основе оксида меди, которые были названы сверхпроводниками 1-2-3 из-за характерных молярных соотношений между редкоземельными элементами, щелочноземельными элементами и медью (см. Таблицу 7.1). В конце концов были синтезированы керамические материалы с критическими температурами выше 77 К, которые в эйфории назвали «высокотемпературными сверхпроводниками». Сверхпроводники с Тс выше 77 К (температура кипения жидкого азота) интересны с технологической точки зрения, поскольку не требуют для охлаждения жидкого гелия (температура кипения 4 К) или жидкого водорода (температура кипения 20 К).

Недавно был открыт новый класс сверхпроводников, , который основан на слоях железа и мышьяка (среди прочего). Примерами являются исходные соединения, состоящие из LaOFeAs, BaFe2As2, FeSe и фосфида железа. Во многих отношениях эти так называемые пниктиды (т.е. соединения группы азота), также называемые сверхпроводниками на основе железа или ферропниктидами, обладают некоторыми свойствами, сходными с купратами (соединениями на основе анионов меди). LaOFeAs не является сверхпроводящим, но становится сверхпроводящим, когда часть кислорода заменяется до 11% фтора (Tc = 26 K). Замена лантана церием, самарием, неодимом и/или празеодимом приводит к Tc около 52 K. Легированный FeSe имеет Tc 8 K при нормальном давлении и Tc 27 K при высоком давлении. Кроме того, исходное соединение является антиферромагнитным. Это свойство разрушается повышенным легированием, что приводит к сверхпроводимости. Но существуют и различия между купратами. Механизмы еще надо доработать.

Нулевое сопротивление в сочетании с высокой плотностью тока делает сверхпроводники полезными для сильных электромагнитов, когда это необходимо, например, в устройствах магнитно-резонансной томографии (используемых в медицине), ускорителях высокоэнергетических частиц или устройствах накопления электроэнергии. (Последнее можно оценить, зная, что после того, как в петле, состоящей из сверхпроводящего провода, индуцируется электрический ток, он продолжает течь без значительного затухания в течение нескольких недель.) Другими потенциальными приложениями являются линии электропередачи без потерь, высокоскоростные левитирующие поезда, более компактные и быстрые компьютеры или коммутационные устройства, называемые криотронами. (Последнее устройство основано на разрушении сверхпроводящего состояния в сильном магнитном поле, см. ниже).

Несмотря на вышеупомянутые открытия и достижения, сверхпроводящие электромагниты для сильных магнитных полей на момент написания этой статьи все еще производятся из «старомодных» сплавов Nb-Ti или Nb3Sn (а не из керамических сверхпроводников) по причинам, которые будут обсуждаться в следующем разделе. Провода для электромагнитов состоят из тонких нитей сплава Nb-Ti, каждая из которых имеет диаметр всего несколько микрометров. Они встроены в матрицу из почти чистой меди (для гибкости). Мы рассмотрим основные понятия для этих приложений в следующих разделах.

Экспериментальные результаты

При понижении температуры сверхпроводящего материала переход в сверхпроводящее состояние обычно достаточно резкий для чистых и структурно совершенных элементов (рис. 7.10). В чистом галлии наблюдается диапазон температур менее 10-5 К. Однако в сплавах переход может распространяться в диапазоне около 0,1 К. Керамические сверхпроводники обычно демонстрируют еще более широкий разброс температур перехода.

Температура перехода, Tc, часто зависит от атомной массы, ma, в соответствии с

, где a — постоянная материала (изотопный эффект).

Рисунок 7.10. Схематическое изображение удельного сопротивления чистых и нечистых сверхпроводящих элементов. Tc – переходная или критическая температура.

Например, Tc для ртути изменяется от 4,185 К до 4,146 К при изменении ma от 199,5 до 203,4 атомных единиц массы.

Устранение сверхпроводящего состояния происходит не только за счет повышения температуры, но и за счет воздействия на материал сильного магнитного поля. Критическая напряженность магнитного поля Hc, выше которой сверхпроводимость разрушается, зависит от температуры, при которой выдерживается материал. Как правило, чем ниже температура образца, тем выше критическое поле Hc (рис. 7.11, а). Один находит

, где H0 — критическая напряженность магнитного поля при 0 K. Керамические сверхпроводники обычно имеют меньшую Hc, чем металлические сверхпроводники, т. е. они более подвержены потере сверхпроводимости под действием умеренного магнитного поля.

Как уже упоминалось выше , одним из основных применений сверхпроводников являются провода для обмоток высокопрочных электромагнитов. В теме 14 мы узнаем, что для этих больших напряженностей поля необходимы значительные токи. Теперь обычные провода при пропускании больших токов генерируют значительный резистивный нагрев, см. (7.30), который необходимо как-то снять, например, водяным охлаждением. С другой стороны, сверхпроводящие провода с нулевым сопротивлением ниже Tc не имеют резистивных потерь мощности. Однако в этом случае охлаждение ниже Tc все же необходимо. На практике это взвешивание между ценой приобретения и эксплуатационными расходами, которое определяет решение, использовать ли сверхпроводящий или обычный электромагнит.

Рисунок 7.11. (а) Зависимость критической напряженности поля Hc, при которой сверхпроводимость разрушается, от температуры образца. (б) Пределы сверхпроводимости определены на критической Т-Н-I-диаграмме.

Одним из ограничивающих факторов сверхвысокой напряженности поля является то, что создаваемое таким образом магнитное поле может достигать Hc, так что сверхпроводящее состояние в конечном итоге разрушается собственным магнитным полем. Кроме того, существует еще один ограничивающий параметр, а именно критический ток Ic, выше которого сверхпроводимость исчезает. В совокупности наблюдается взаимосвязь между температурой, током и напряженностью магнитного поля: увеличение одного из этих параметров уменьшает критическое значение двух остальных. Другими словами, сверхпроводимость присутствует только тогда, когда температура, напряженность магнитного поля и ток остаются в пределах «критического пространства» на диаграмме T-H-I, как показано на рис. 7.11(b).

Различают два класса сверхпроводящих материалов. В сверхпроводниках I рода резко происходит разрушение сверхпроводящего состояния магнитным полем, т. е. переход между сверхпроводящим и нормальным состояниями (рис. 7.12). Критическая напряженность поля Hc относительно мала. Таким образом, сверхпроводники I типа обычно не используются для катушек сверхпроводящих магнитов. В сверхпроводниках II рода устранение сверхпроводящего состояния магнитным полем происходит постепенно. Сверхпроводящие свойства распространяются на поле Hc2, которое может быть в 100 раз больше, чем Hcl (рис. 7.13(a)). Из-за этого более сильного сопротивления магнитно-индуцированному разрушению сверхпроводящего состояния сверхпроводники типа II в основном используются для сверхпроводящих соленоидов. С этими материалами были получены магнитные поля в несколько десятков тесла (сотни килогаусс). К сверхпроводникам II рода относятся переходные металлы и сплавы, состоящие из ниобия, алюминия, кремния, ванадия, свинца, олова, титана и, в частности, Nb3Sn или Nb-Ti. Керамические сверхпроводники также принадлежат к этой группе. (Термины «сверхпроводники типа I или типа II» часто используются аналогичным образом, когда описывается резкий или постепенный переход по отношению к температуре, см. рис. 7.10).

Рисунок 7.12. Схематическое изображение удельного сопротивления сверхпроводника типа I (или мягкого) при приложении магнитного поля с напряженностью поля H. Эти твердые тела ведут себя как обычные проводники выше Hc.

Рисунок 7.13. (а) Схематическое изображение удельного сопротивления сверхпроводника II рода (или жесткого). Область между Hc1 и Hc2 называется вихревым состоянием. Выше Hc2 твердое тело ведет себя как обычный проводник. (б) Схематическое изображение флюксоидов в сверхпроводящей матрице.

Интервал между Hc1 и Hc2 представляет собой состояние, в котором сверхпроводящие и нормально проводящие области перемешаны в твердом теле. В частности, наблюдаются небольшие круглые области, называемые вихрями или флюксоидами, которые находятся в нормальном состоянии и несут наименьшую возможную единицу магнитного потока, называемую квантом потока. Вихри окружены большими сверхпроводящими областями.

Флюксоиды параллельны силовым линиям магнитного поля и правильно расположены в пространстве, образуя, по существу, двумерную сверхрешетку (рис. 7.13(b)). (Правильное расположение флюксоидов происходит в основном из-за того, что они отталкивают друг друга.) Следовательно, можно было бы ожидать, что ток, который течет перпендикулярно этим флюксоидам (как в случае с электромагнитами), всегда найдет беспрепятственный путь через сверхпроводящую матрицу. и, таким образом, будет проявлять неограниченную сверхпроводимость. Однако, поскольку ток в электромагните течет под прямым углом к магнитному полю, создается так называемая сила Лоренца, толкающая флюксоиды перпендикулярно направлению тока и магнитного поля (см. рис. 8.11). Таким образом, движущиеся флюксоиды могут стать препятствиями для дрейфующих электронов. В результате ток уменьшается или, что то же самое, электрическое сопротивление увеличивается. Однако препятствия не возникает, когда флюксоиды закреплены на своих позициях, например, микроструктурными неоднородностями в матрице, такими как границы зерен, дислокации или мелкие частицы легирующих компонентов. Это флюсоидное пиннингование достигается термической обработкой и пластической деформацией, например волочением проволоки. Он является основой используемых в настоящее время сверхпроводящих магнитов Nb3Sn.

Закрепление флюксоида и результирующие большие критические токи еще не были достигнуты в керамических сверхпроводниках. Причина этого заключается в том, что термически индуцированные колебания решетки значительно затрудняют пиннинг флюксоида при более высоких температурах (100 К), чем при гораздо более низких температурах.

Попутно отмечается, что сверхпроводящие материалы обладают исключительными магнитными свойствами. Например, постоянный магнит левитирует в воздухе над куском сверхпроводящего материала, который охлаждается ниже Tc. Мы вернемся к магнитным свойствам сверхпроводников в разделе 15.1.1.

Керамические сверхпроводники, по-видимому, характеризуются двумя -мерными слоями атомов, нестехиометрией Cu-O (т. е. ограниченной степенью дефицита кислорода, см. рис. 7.14), уменьшенным параметром решетки между атомами меди и переход от тетрагонального (высокая температура) к орторомбическому (ниже комнатной температуры). Только орторомбическая модификация является сверхпроводящей. Кроме того, керамические сверхпроводники кажутся антиферромагнитными (см. раздел 15.1.4). Таким образом, сверхпроводимость, скорее всего, связана со всей структурой решетки.

Рисунок 7.14. Элементарная ячейка YBa2Cu3O7_x при комнатной температуре. Структура представляет собой орторомбический слоистый перовскит (BaTiO3), содержащий периодические кислородные вакансии. Два примера кислородных вакансий обозначены буквой «V».

Несмотря на значительно более высокие температуры перехода, керамические сверхпроводники еще не произвели революцию в новых технологиях, в основном из-за присущей им хрупкости, неспособности пропускать большие плотности тока и нестабильности в окружающей среде. Эти препятствия могут быть со временем преодолены, например, путем использования материалов на основе висмута, способных проводить большие токи при охлаждении примерно до 20 К, или путем использования композитных материалов, т. деформация (например, вытягивание проволоки). В других методах используется осаждение керамических сверхпроводящих пленок на пластичные подложки. Добавки серебра в некоторые керамические сверхпроводники улучшают их устойчивость к окружающей среде (за счет уменьшения пористости материала) без снижения Tc. В любом случае за дальнейшим развитием сверхпроводящих материалов следует следить с большим нетерпением.

Влияние легирующих элементов на электропроводность и механические свойства вновь изготовленных сплавов на основе алюминия, полученных традиционным способом литья

Материалы (Базель). 2021 июль; 14(14): 3971.

Published online 2021 Jul 16. doi: 10.3390/ma14143971

Tomasz Trzepiecinski, Academic Editor

Author information Article notes Copyright and License information Disclaimer

Data Availability Statement

The present investigation занимается всесторонним исследованием производства сплавов на основе алюминия с включением различных легирующих элементов и их влияния на его электропроводность и механические свойства. Литье чистого алюминия с различной концентрацией и сочетаниями легирующих добавок, таких как медь (Cu), магний (Mg) и серебро (Ag), осуществлялось с использованием графитового тигля. Микроструктура в литом состоянии была изменена путем горячей прокатки с последующей термообработкой в различных условиях, а именно отжигом, нормализацией, закалкой и старением. Механические свойства и электропроводность полученных листов термообработанных сплавов при различных режимах обработки определяли с помощью испытаний на растяжение, измерения твердости и удельного электрического сопротивления. Было обнаружено, что при увеличении содержания легирующих элементов результаты предела текучести значительно увеличились более чем на 250 % и 500 % для сплава Al-Cu-Mg после прокатки и 8-часового старения соответственно. С другой стороны, электропроводность немного снижается на -14,6% и -16,57% для прокатанного и 8-часового старения одного и того же сплава Al-Cu-Mg соответственно.

Ключевые слова: алюминиевые сплавы, литье, термическая обработка, проводимость, механическая прочность

Алюминий и его сплавы имеют очень широкое применение в различных областях, таких как самолеты, аэрокосмическая промышленность, транспортные средства, электричество, строительство, упаковка, электроника и кухонная утварь и т. д.), в основном из-за его легкого веса, коррозионной стойкости и хороших электрических и механических свойств. Высокое отношение прочности к массе (прочность/вес) алюминиевых сплавов превосходит почти все другие конструкционные материалы . Алюминий относится к легким металлам, и его прочность можно повысить легированием, механической и термической обработкой, тем самым улучшая механические свойства [1,2]. В настоящее время исследователи и ученые во всем мире сосредоточили свое внимание на улучшении как механических, так и электрических свойств алюминия для его использования в самых разных областях.

В последние два десятилетия в связи с ростом спроса со стороны линий электропередачи медь вытесняется алюминием из-за его легкого веса и относительно низкой стоимости [3]. Кроме того, среди инженерных проводниковых материалов алюминий имеет очень хорошую электропроводность за счет меньшего удельного веса (практически на втором месте после меди). Во всем мире увеличилась замена меди алюминием для передачи электроэнергии на воздушные ACSR (алюминиевые жилы, армированные сталью), силовые кабели и т. д. Более того, замещение меди алюминием имеет место и в странах, имеющих достаточные ресурсы меди, поскольку она показывает хорошие экономические преимущества в качестве серьезного конкурента меди.

Электропроводность алюминия достаточно высока из-за огромного количества свободных электронов, вращающихся вокруг его решетчатой структуры [4]. Однако электропроводность технически чистого алюминия выше, чем у всех алюминиевых материалов и сплавов. Он имеет ограниченное применение из-за очень низкой механической прочности и ударной вязкости [5,6,7]. Спрос на высокопрочные и электропроводящие алюминиевые сплавы для линий электропередачи (например, проводов и кабелей) увеличился. На практике, добавляя в чистый алюминий легирующие элементы, можно значительно повысить прочность алюминия. Однако, с другой стороны, происходит значительное снижение электропроводности из-за растворенных атомов и примесей, образующихся при замещении легирующих элементов. Другим процессом, влияющим на электропроводность алюминия, является процесс термообработки, поскольку элементы в фазе твердого раствора обладают более высоким сопротивлением, чем нерастворенные элементы. Вот почему очень сложно играть с прочностью чистого алюминия таким образом, чтобы снижение его электропроводности было приемлемым и действительным для выбранного применения.

Поскольку электропроводность и механическая прочность являются наиболее важными свойствами для производства проводниковых материалов, разработка алюминиевого проводника с подходящей комбинацией приемлемой прочности и высокой проводимости представляет собой основное условие для использования алюминия в кабелях для электропередачи. На свойство электропроводности влияет микроструктура металлического материала, поскольку он очень чувствителен к нарушению рассеяния электронов из-за любых дефектов или растворенных веществ в кристаллической структуре. Было замечено, что для большинства дисперсионно-упрочненных алюминиевых сплавов зависимость между электропроводностью, твердостью и пределом прочности при растяжении имеет «С-образную форму», как сообщает Хагемайер [8]. Первоначально твердость дисперсионно-упрочняемых алюминиевых сплавов снижается по мере увеличения электропроводности из-за ограниченной растворимости в фазе твердого раствора, что влияет на скорость осаждения и приводит к образованию множества различных фаз. Противоположная тенденция справедлива при высоких значениях температуры, так как низкая проводимость связана с более высокими значениями твердости (что может быть связано с обратным растворением выделений в основных элементах матрицы) [8].

Соответственно, недавние исследования и исследовательская деятельность были направлены на разработку высокопрочных алюминиевых сплавов с высокими свойствами электропроводности с использованием новых способов обработки и изготовления [9]. Улучшение свойств может быть достигнуто многими методами, такими как холодная обработка, термическая обработка и добавление легирующих элементов в алюминиевую матрицу. Добавление легирующих элементов, включая второстепенные элементы, основные элементы и микроструктурные примеси, может регулировать требуемую прочность и электропроводность сплава.

Легирующие элементы, такие как медь, магний и серебро, обеспечивают превосходные механические свойства сплава при более высоких температурах. Кроме того, улучшается сопротивление ползучести за счет равномерного и мелкодисперсного распределения выделений, образующихся по границам [10,11,12]. Дополнительными преимуществами добавок меди являются повышение твердости и прочности алюминиевых литейных сплавов при всех уровнях температуры и всех режимах термической обработки, что приводит к улучшению обрабатываемости получаемых сплавов [13]. Однако в качестве отрицательного эффекта добавления меди в качестве легирующих элементов низкая коррозионная стойкость алюминиево-медных сплавов увеличивает восприимчивость к коррозии под напряжением в определенных сплавах и температурах. Другие легирующие элементы, такие как магний (Mg), могут улучшить характеристики твердости алюминиевых сплавов за счет существенных механизмов упрочнения. Таким образом, свариваемость, коррозионная стойкость и высокая механическая прочность могут быть легко достигнуты с помощью добавок Mg.

Салиху и др. [14] изучали влияние добавления Mg и старения на механические свойства и микроструктуру сплавов Al-Cu-Mg. Они сообщили, что увеличение процентного содержания Mg приводит к увеличению твердости и предела прочности на растяжение для исследованных сплавов; добавление 2,5 мас. % Mg может улучшить твердость на 23 %, а прочность на растяжение — на 70 %. Они также исследовали, оказывает ли добавление Mg хорошее влияние на процесс старения из-за измельчения зерна, что отражается на механических свойствах алюминиевого сплава.

Сообщалось об эффекте использования серебра в алюминиевых сплавах, но до сих пор доступно очень мало исследовательских статей в этой области. Механические свойства и микроструктура сплавов Al–Mg–Cu–Ag очень чувствительны к параметрам термической обработки и условиям деформации [15,16,17]. Добавление серебра к сплаву алюминий-4 вес.%-медь замедляет скорость старения низкотемпературного предела, что дает возможность для упрочнения иметь место за счет увеличения времени старения. Добавление большего количества Ag к сплаву Al-Cu приведет к высокой дисперсионной твердости [18] и высокой температурной стабильности [19].,20]. Таким образом, введение Ag в сплав Al-Mg-Cu изменяет условия фазообразования и замедляет деградацию сплава при повышенных температурах [20]. На кристаллографическую ориентацию и химический состав сплавов Al-Cu-Mg влияет добавление серебра в количестве около 0,5% посредством искусственного старения, что улучшает скорость выделения фазы [20, 21, 22, 23, 24].

Ранее Allen et al. работал над несколькими алюминиевыми сплавами и рекомендовал ценную взаимосвязь между пределом прочности при растяжении, твердостью и электропроводностью для 7079.-Т6, 7178-Т6, 7075-Т6 и 7002-Т6 только. Для других типов алюминиевых сплавов такой зависимости обнаружено не было [25,26,27]. Хагемайер сообщил, что фактический остаточный предел текучести сплавов 2024-Т3/Т4 и 7075-Т6 удалось выяснить с помощью измерений твердости и электропроводности [8].

При сравнении этих рассмотренных сплавов с другими сплавами алюминиевой серии было замечено, что они имеют очень низкую прочность, которую мы пытаемся улучшить с помощью этого исследования. Основными свойствами, которые учитываются при выборе этих сплавов для конструкционного применения, являются их более высокие механические свойства и электропроводность. Для достижения этой цели текущее исследование будет сосредоточено на изучении электрических и механических свойств недавно разработанных алюминиевых сплавов на основе экспериментального дизайна, различного химического состава, холодной обработки, термообработки и процесса старения.

Экспериментальная работа была проведена на чистом алюминии и четырех различных алюминиевых сплавах (), полученных методом прямого кокильного литья в нашей лаборатории, чтобы выбрать из них наилучший вариант. Имеющиеся в продаже алюминий, медь, серебро и магний взвешивали, добавляли к чистому порошку алюминия, а затем нагревали в графитовом тигле при 730°С в течение 3 ч для получения желаемого сплава алюминия. Химические составы сплавов Al (мас. %) приведены в . После нагрева расплавленный металл заливают в предварительно нагретые формы, чтобы получить твердый литой образец размером 5 × 10 см 9 .0304 2 прямоугольник. Затем отлитые образцы гомогенизировали в вакуумной печи при 540 °C в течение 24 часов.

Таблица 1

Чистый алюминий и четыре различных состава алюминиевых сплавов.

Alloy

100

—

Bal

2 wt .

—

Bal

2 wt.%

—

0.5 wt.%

Bal

2 wt.%

0.5 wt.%

—

BAL

2 WT.

0,5 мас.%

0,5 мас.% 450 °С в течение 30 мин, поддерживая температуру валков на уровне 150 °С. Образцы подвергали многократной горячей прокатке до достижения степени обжатия на образце 80–85 %. Образцы подвергались восстановлению на 7–8% при каждом проходе и промежуточному нагреву образца в печи после каждого прохода, как показано на рис.

Открыть в отдельном окне

Сплавы До и после прокатки.

2.1. Термическая обработка

Различные термообработки использовались для изучения поведения сплавов и для того, чтобы помочь легирующим элементам, которые отделились от алюминия во время охлаждения из расплавленной фазы во время литья, получить диффузную и однородную твердую диффузию легирующих элементов. Образцы нагревали при 540°C в течение 30 минут в вакуумной печи с последующей закалкой, охлаждением на воздухе и охлаждением в печи или отжигом, как показано на рис. Затем закаленные образцы подвергали старению при 200 °С в течение 1 ч, 4 ч и 8 ч соответственно.

Открыть в отдельном окне

Схематическая диаграмма применяемого процесса термообработки.

Вторым этапом после термической обработки является отжиг, при котором может произойти эффект рекристаллизации и снять внутренние напряжения. Полученные свойства сплава контролируются его химическим составом, толщиной поперечного сечения и применяемой скоростью охлаждения.

2.2. Механические испытания

Образцы сплавов на растяжение были изготовлены путем резки проволокой в соответствии со стандартами ASTM. Испытательная машина INSTRON 59Серия 00 использовалась с нагрузкой 150 кН. Скорость траверсы была зафиксирована на уровне 1,08 мм/мин, что соответствует скорости деформации 10–3. Напряжение и деформация рассчитывались с использованием нагрузки и смещения, полученных от машины. Испытания проводились при комнатной температуре. Для измерения твердости и электропроводности вырезали квадратные куски (10 мм × 10 мм) из образцов толщиной 2,5 мм.

2.3. Измерение проводимости

По закону Ома R = V/I, где V — напряжение, приложенное к образцу, I — протекающий ток в амперах, сопротивление образца электрическому потоку (R) можно рассчитать в омах (Ом) . Обратной величиной удельного сопротивления является электрическая проводимость (σ), которая определяется как σ = 1/ρ. В то время как удельное сопротивление (ρ в Ом·м) можно получить, используя уравнение: ρ = RA/L, где R — сопротивление образца электрическому потоку, A — площадь поперечного сечения образца в м ² , а L — длина образца в метрах.

После прокатки и термообработки образцы квадратного сечения были отполированы до зеркального блеска перед измерением электропроводности. Электропроводность измеряли с помощью прибора с 4-точечным зондом (модель 6221, Keithley Instruments, Inc., Солон, Огайо, США), который представляет собой комбинированный цифровой вольтметр и источник постоянного тока. Комбинация четырехточечного измерительного оборудования обеспечивает источник постоянного тока для измерения объемного удельного сопротивления или поверхностного сопротивления и результирующего напряжения. Измеряли удельное сопротивление сплавов и рассчитывали значения проводимости.

Значения микротвердости алюминиевых сплавов после прокатки и термообработки приведены ниже. Видно, что значения твердости в состоянии проката выше всех режимов термообработки для всех сплавов. На твердость литого образца значительное влияние оказывают процессы термообработки (), при этом отпущенный (состаренный) через 1 ч образец имеет наименьшую твердость. Твердость также увеличилась после 8 ч обработки старением. За исключением закаленного образца, в котором достигается значительное увеличение твердости, другие процессы термической обработки мало влияют на твердостную характеристику сплавов ().

Открыть в отдельном окне

Изменение микротвердости (HV) при термообработке различных сплавов.

Таблица 2

Значения твердости (HV) различных термообработанных сплавов.

Samples	As Rolled	Air Cooled Normalized	Furnace Cooled/Annealed	Quenched	Aging-1/Tempered	Aging-4	Aging-8
Al	25. 47	24.53	23.60	25.37	23.93	23.43	25.10
Al-2%Cu	55.56	42.08	45.56	54.62	42.92	45.88	51. 74
Al-2%Cu-0.5%Ag	75.23	68.23	60.10	68.30	55.57	62.83	72.10
Al-2%Cu-0.5%Mg	98.37	83.60	77.83	91.67	76. 57	83.77	91.10
Al-2%Cu-0.5%Ag-0.5%Mg	93.60	81.33	77.47	81.43	71,27	78,43	85,87

Открыть в отдельном окне в . Изменения прочности в прокатном и термически обработанном состояниях показаны на рис.

Открыть в отдельном окне

Диаграммы деформации различных сплавов в прокатанном состоянии.

Открыть в отдельном окне

Диаграммы деформации различных сплавов в условиях старения.

Открыть в отдельном окне

Изменение прочности (Н/мм ² ) при термообработке различных сплавов.

Таблица 3

Предел текучести (Н/мм ² ) значения различных термообработанных сплавов.

Samples	As Rolled	Air Cooled Normalized	Furnace Cooled/Annealed	Quenched	Aging-1/Tempered	Aging-4	Aging-8
Al	65. 79	24.53	23.6	25.37	23.93	23.43	25.8
Al-2%Cu	95.48	42.08	45.56	54.62	42.92	45.88	58. 54
Al-2%Cu-0.5%Ag	113.53	68.23	60.1	68.3	55.57	62.83	105.14
Al-2 %Cu-0.5%Mg	232.64	83.6	77.83	91.67	76. 57	83.77	158.78
Al-2%Cu-0.5%Ag-0.5%Mg	216.28	80.33	74.47	81.43	71.27	78.43	115.17

Open in a separate window

It has been seen that the as-cast (as-rolled) specimens have the greatest yield strengths and ultimate tensile прочности, затем старение упрочненных образцов, закаленных образцов, нормализованных и, в последнюю очередь, отожженных образцов. Наличие дислокаций в кристаллической структуре вследствие процесса горячей прокатки в литой (после прокатки) структуре позволяет получить наибольшую прочность и твердость среди всех образцов за счет эффекта хрупкости, полученного за счет образования дислокаций в алюминиевый сплав. Изменение размера зерна после процесса термообработки для остальных образцов представляет собой основную причину наблюдаемой тенденции низкой прочности и твердости. Это именно то, что Кенджи и др. [28] сделали вывод из своей исследовательской работы, который подтверждает, что измельчение зерна и твердый раствор могут вносить значительный вклад в упрочнение алюминиево-магниевого сплава. Кроме того, в предыдущих исследованиях было хорошо известно, что крупнозернистые материалы имеют меньше границ зерен, и наоборот; мелкозернистые материалы имеют гораздо больше границ зерен и поэтому прочнее и тверже, чем крупнозернистые материалы [29].,30,31,32]. Другой причиной более высоких значений твердости и ударной вязкости дисперсионно-упрочненных образцов по сравнению с закаленными, нормализованными и отожженными образцами является движение дислокаций при деформации, так как в них больше границ зерен [33,34].

Удельное электрическое сопротивление всех алюминиевых сплавов в различных условиях термообработки было непосредственно измерено, а электрическая проводимость была рассчитана и представлена в таблице. Значения проводимости сравнивали для всех термообработанных, а также прокатанных образцов, как показано на рис.

Открыть в отдельном окне

Изменение электропроводности (%IACS) при термообработке различных сплавов.

Таблица 4

Значения проводимости (% IACS) различных сплавов, подвергнутых термообработке.

Samples	As Rolled	Air Cooled Normalized	Furnace Cooled/Annealed	Quenched	Aging-1/Tempered	Aging-4	Aging-8
Al	60. 53	62.82	63.4	60.87	61.46	62.03	62.42
Al-2%Cu	57.16	60.28	59.06	57.44	58.22	59.05	59. 76
Al-2%Cu-0.5%Ag	55.42	57.85	56.75	55.1	55.91	56.15	56.82
Al-2%Cu-0.5%Mg	51.68	50.52	52.44	49.62	50. 88	51.68	52.08
Al-2%Cu-0.5%Ag-0.5%Mg	53.54	52.64	53.74	51.26	52,72	53,62	54,18

Открыть в отдельном окне

Четыре различных марки алюминиевых сплавов были получены путем изменения состава легирующих элементов, а именно. Cu, Ag и Mg. Затем литые сплавы подвергали горячей прокатке с последующей термической обработкой в различных условиях, таких как отжиг, нормализация, закалка и старение в разных временных зонах. Установлено, что прочность и твердость литых (после прокатки) образцов выше, за ними следуют дисперсионно-упрочненные образцы, за исключением закаленного образца, у которого значение твердости значительно увеличилось. Такое состояние в литых (катаных) образцах обусловлено наличием дислокационных дефектов в кристаллической структуре алюминиевых сплавов, что обусловливает хрупкость образцов. С другой стороны, наличие более крупных границ зерен или рост зерен после термообработки являются причиной низкой прочности и твердости термообработанных образцов. Чтобы обобщить влияние добавок легирующих элементов на механические свойства и электропроводность по конкретным значениям, было обнаружено, что при увеличении содержания легирующих элементов результаты предела текучести значительно увеличиваются более чем на 250% и 500% для проката. и сплавы Al-Cu-Mg со старением 8 часов соответственно. В то время как электропроводность немного снижается на -14,6% и -16,57% для прокатанного и 8-часового старения одного и того же сплава Al-Cu-Mg соответственно.

Для одного и того же сплава электропроводность дисперсионно-упрочненного образца оказалась выше, чем у других видов обработки. Повышенная электропроводность в дисперсионно-упрочненных образцах может быть связана с изменением температуры и диссоциацией зерен. В результате дисперсионно-упрочненные образцы проявляли большую прочность и проводимость. Необходимы дополнительные исследования в этой области для достижения высоких свойств электропроводности с использованием инновационных технологий обработки и регулирования микроструктурных примесей в сплаве.

Это исследование финансируется организацией Researchers Supporting Project number (RSP-2021/373), Университет короля Сауда, Эр-Рияд, Саудовская Аравия.

Концептуализация, H.S.A., A.H.S. и МСС; методология, H.S.A. и JAM; программное обеспечение, H.S.A. и JAM; валидация, H.S.A. и МСС; формальный анализ, А.Х.С. и JAM; расследование, HSA; ресурсы, HSA; курирование данных, A.H.S., J.A.M. и МСС; написание — первоначальная черновая подготовка, HSA; написание — обзор и редактирование, HSA; визуализация, AHS; надзор, HSA; администрирование проекта, AHS; приобретение финансирования, A. H.S. Все авторы прочитали и согласились с опубликованной версией рукописи.

Авторы хотели бы отметить номер проекта поддержки исследователей (RSP-2021/373), Университет короля Сауда, Эр-Рияд, Саудовская Аравия.

Неприменимо.

Данные, представленные в этом исследовании, доступны по разумному запросу от соответствующего автора.

Авторы заявляют об отсутствии конфликта интересов.

Примечание издателя: MDPI сохраняет нейтралитет в отношении юрисдикционных претензий в опубликованных картах и институциональной принадлежности.

1. Тоттен Г. Э., Маккензи Д. С. Справочник по алюминию. Том. 2, производство сплавов и производство материалов. Марсель Деккер; Нью-Йорк, штат Нью-Йорк, США: 2003. [Google Scholar]

2. Polmear I.J. Легкие сплавы. Металлургия легких металлов. Арнольд; Лондон, Великобритания: 1995. [Google Scholar]

3. Абдо Х.С., Халил К.А., Эль-Райес М.М., Марзук В.В., Хашем А.М., Абдель-Джабер Г. Т. Керамические нановолокна по сравнению с углеродными нановолокнами в качестве усиления матрицы металлического магния для улучшения механических свойств. Университет Дж. Короля Сауда. англ. науч. 2020; 32: 346–350. doi: 10.1016/j.jksues.2019.03.008. [CrossRef] [Google Scholar]

4. Холман Дж. П. Теплопередача. 7-е изд. Книжная компания McGraw-Hill; Сингапур: 1990. С. 1–20. [Google Scholar]

5. Мещанов Г.И., Пешков И.Б. Инновационные подходы в отечественной кабельной технике. Русь. электр. англ. 2010;81:1–8. doi: 10.3103/S1068371210010013. [CrossRef] [Google Scholar]

6. Воронцова Л.А., Маслов В.В., Пешков И.Б. Алюминий и алюминиевые сплавы в электротехнических изделиях. Энергия; Москва, Россия: 1971. [Google Scholar]

7. Ланкер В. Металлургия алюминиевых сплавов. William Clones and Sons Ltd., Чепмен и Холл; Лондон, Великобритания: 1967. стр. 236–248. [Google Scholar]

8. Хагемайер Д.Дж. Оценка теплового повреждения алюминиевых конструкций самолетов. Матер. оценка 1982; 40: 942–969. [Google Scholar]

9. Валиев Р.З., Мурашкин М.Ю., Ганеев А.В., Еникеев Н.А. Сверхпрочность наноструктурированных металлов и сплавов, полученных методом интенсивной пластической деформации. физ. Встретились. Металлогр. 2012;113:1193–1201. дои: 10.1134/S0031918Х12130042. [CrossRef] [Google Scholar]

10. Bakavos D., Prangnell P.B., Bes B., Eberl F. Влияние серебра на микроструктурную эволюцию в двух алюминиевых сплавах серии 2xxx с высоким соотношением Cu:Mg во время старения до Темперамент Т8. Матер. науч. англ. А. 2008; 491: 214–223. doi: 10.1016/j.msea.2008.03.014. [CrossRef] [Google Scholar]

11. Fouly A., Almotairy S.M., Aijaz M.O., Alharbi H.F., Abdo H.S. Сбалансированные механические и трибологические характеристики высокочастотного спекания Al-SiC, достигнутые с помощью инновационного способа фрезерования — экспериментальное и теоретическое исследование. Кристаллы. 2021;11:700. дои: 10.3390/кристалл11060700. [CrossRef] [Google Scholar]

12. Eddahbi M., Jimenez J.A., Ruano O.A. Микроструктура и характеристики ползучести обработанного и экструдированного сплава Al–Cu–Mg–Ti–Ag Osprey. J. Alloys Compd. 2007; 433:97–107. doi: 10.1016/j.jallcom.2006.06.031. [CrossRef] [Google Scholar]

13. Xiao D.H., Wang J.N., Ding D.Y., Chen S.P. Влияние содержания Cu на механические свойства сплава Al–Cu–Mg–Ag. J. Alloys Compd. 2002; 343:77–81. doi: 10.1016/S0925-8388(02)00076-2. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]

14. Салиху С.А., Исах А., Эварастикс П. Влияние добавки магния на механические свойства и микроструктуру сплава Al-Cu-Mg. IOSR J. Фарм. биол. науч. 2012; 4:15–20. doi: 10.9790/3008-0451520. [CrossRef] [Google Scholar]

15. Chang C.-H., Lee S.-L., Lin J.-C., Yeh M.-S., Jeng R.-R. Влияние содержания Ag и термической обработки на коррозионное растрескивание сплава Al–4,6Cu–0,3Mg. Матер. хим. физ. 2005; 91: 454–462. doi: 10.1016/j.matchemphys.2004.12.009. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]

16. Юнлю Н., Гейбл Б.М., Шифлет Г.Дж., Старке Э.А. Влияние холодной обработки на выделение Ω и θ′ в тройном сплаве Al-Cu-Mg. Металл. Матер. Транс. А. 2003; 34: 2757–2769. doi: 10.1007/s11661-003-0177-y. [CrossRef] [Google Scholar]

17. Almotairy S.M., Alharthi N.H., Alharbi H.F., Abdo H.S. Превосходные механические характеристики индуктивно спеченных нанокомпозитов Al/SiC, обработанных новым способом фрезерования. науч. 2020; 10:10368. doi: 10.1038/s41598-020-67198-w. [Бесплатная статья PMC] [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]

18. Цзян Д.-М., Чжан Ю.-П. Влияние микроэлементов на структуру и свойства алюминиевых сплавов. Легкий сплав Фабр. Технол. 2001; 29:1–5. (на китайском языке) [Google Scholar]

19. Мураяма М., Хоно К. Роль серебра и магния в выделении фазы Т1 в сплаве Al-Cu-Li-Mg-Ag. Скр. Матер. 2001; 44: 701–706. doi: 10.1016/S1359-6462(00)00651-5. [CrossRef] [Google Scholar]

20. Ringer S.P., Yeung W., Muddle B.C., Polmear I.J. Стабильность осадков в сплавах Al-Cu-Mg-Ag, состаренных при высоких температурах. Акта Металл. Матер. 1994;42:1715–1725. doi: 10.1016/0956-7151(94)

-6. [CrossRef] [Google Scholar]

21. Равипрасад К., Хатчинсон К.Р., Сакураи Т., Рингер С.П. Процессы осаждения в сплаве Al-2,5Cu-1,5Mg (мас.%), микролегированном Ag и Si. Acta Mater. 2003; 51: 5037–5050. doi: 10.1016/S1359-6454(03)00351-3. [CrossRef] [Google Scholar]

22. Телесшов В.В., Андреев Д.А., Головлева А.П. Влияние химического состава на прочность сплава системы Al-Cu-Mg-Ag после нагрева при 180–210 °С. Встретились. науч. Термическая обработка. 2006; 48: 104–112. doi: 10.1007/s11041-006-0052-8. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]

23. Сун М., Сяо Д., Чжан Ф. Влияние Се на термическую стабильность Ω-фазы в сплаве Al-Cu-Mg-Ag. Редкая встреча. 2009; 28: 156–159. doi: 10.1007/s12598-009-0031-5. [CrossRef] [Google Scholar]

24. Hutchinson C.R., Fan X., Pennycook S.J., Shiflet G.J. О происхождении высокого сопротивления укрупнению пластин Ω в сплавах Al–Cu–Mg–Ag. Acta Mater. 2001; 49: 2827–2841. doi: 10.1016/S1359-6454(01)00155-0. [CrossRef] [Google Scholar]

25. Аллен В., Махортер Р., Эртал Дж., Уильямс Ф.С. НАЭК-АМЛ-2083. Инженерный центр морской авиации; Филадельфия, Пенсильвания, США: 1964. [Google Scholar]

26. Вернер-Ющук А.Я. Влияние толщины алюминиевого излучающего листа на характеристики легкого напольного отопления. Дж. Билд. англ. 2021;44:102896. doi: 10.1016/j.jobe.2021.102896. [CrossRef] [Google Scholar]

27. Ружило П. Оптимизация проектирования профиля двутаврового сечения методом конечных элементов. Доп. науч. Технол. Рез. Дж. 2016; 10:52–56. doi: 10.12913/22998624/61931. [CrossRef] [Google Scholar]

28. Кенджи К., Тетсуро Х., Томохару Т., Хорита З. Изготовление и определение характеристик пересыщенных сплавов Al-Mg с помощью сильной пластической деформации и их механических свойств. Матер. Транс. 2009 г.;50:76–81. [Google Scholar]

29. Jandaghi M.R., Pouraliakbar H. Выяснение микроскопического происхождения электрохимической коррозии и электропроводности по реакции решетки на интенсивную пластическую деформацию в сплаве Al-Mn-Si. Матер. Рез. Бык. 2018;108:195–206. doi: 10.1016/j.materresbull.2018.09.011. [CrossRef] [Google Scholar]

30. Alexandre G., Tsutomu I., Xiaoyong Y., Yoshinobu M., Goroh I. Сварка трением с перемешиванием коммерческого алюминиевого сплава 7075-T6: измельчение зерна, термическая стабильность и свойства при растяжении . Матер. Транс. 2004;45:2503–2508. [Академия Google]

31. Роберто Б.Ф., Теренс Г.Л. Использование интенсивной пластической деформации для обработки современных инженерных материалов. Матер. Транс. 2009; 50:1613–1619. [Google Scholar]

32. Chen X.H., Lu L., Lu K. Зависимость свойств при растяжении от размера зерна в ультрамелкозернистой меди с наноразмерными двойниками. Скр. Матер. 2011;64:311–314. doi: 10.1016/j.scriptamat.2010.10.015. [CrossRef] [Google Scholar]

33. Каллистер В. Д. Материаловедение и инженерия: введение. 4-е изд. Джон Уилли и сын Inc .; Нью-Йорк, штат Нью-Йорк, США: 1997. [Google Scholar]

34. Джандаги М.Р., Пуралиакбар Х. , Сабури А. Влияние эволюции частиц второй фазы и решеточных преобразований при ультрамелком зерне и отжиге на коррозионную стойкость и электропроводность сплава Al–Mn–Si. Матер. Рез. Выражать. 2019;6:1065d9. doi: 10.1088/2053-1591/ab37d5. [CrossRef] [Google Scholar]

Разработка исключительно прочных и проводящих медных сплавов, выходящих за рамки обычных предположений, с помощью межфазной дисперсии наночастиц γ-Al2O3 с регулируемой энергией

Abstract

Разработка сплавов на основе меди с высокими механическими свойствами (прочность, пластичность) и электропроводностью играет ключевую роль в широком спектре промышленных применений. Однако успешная разработка материалов была редкостью из-за улучшения взаимоисключающих свойств, как это обычно предполагалось. В этой статье мы показываем, что эти противоречивые свойства материалов можно одновременно улучшить, если тщательно контролировать межфазные энергии гетерогенных интерфейсов. Равномерно диспергируем γ-Al ₂ O ₃ наночастиц над матрицей Cu, а затем мы контролировали морфологию интерфейса γ-Al ₂ O ₃ //Cu на атомном уровне, добавляя растворенные вещества Ti. Показано, что Ti резко стимулирует межфазное превращение из очень нерегулярной в однородную сферическую морфологию, что приводит к существенному улучшению механических свойств матрицы Cu. Кроме того, Ti удаляет примеси (O и Al) в матрице меди, образуя оксиды, что приводит к восстановлению электропроводности чистой меди. Мы подтверждаем экспериментальные результаты, используя TEM и EDX в сочетании с расчетами теории функционала плотности (DFT) из первых принципов, которые последовательно подтверждают, что наши материалы подходят для промышленных применений.

Введение

Наноразмерные материалы продемонстрировали новые свойства, которые отклоняются от традиционных законов объемных материалов. Примеры включают красноватое золото ¹ , механически прочные наноструктурированные металлы ² , прозрачные магниты ³ и сверхпроводники ⁴ . Дизайн этих материалов включает в себя настройку одной из четырех неотъемлемых характеристик: оптических, механических, магнитных и электрических свойств.

Многофункциональные устройства важны для удовлетворения различных потребностей человека и сложных условий эксплуатации. Учитывая, что материалы компонентов любого устройства играют ключевую роль в определении общей эффективности, для успешного проектирования многофункциональных систем требуется фундаментальное понимание происхождения свойств материалов и разумная интеграция отдельных материалов в практические инженерные приложения, такие как полупроводниковая и автомобильная промышленность. .

Однако проектирование материалов с многовариантной функциональностью строго ограничено общепринятыми законами, особенно когда желаемые свойства кажутся взаимоисключающими. Например, повышение механической прочности медного сплава без ущерба для электропроводности является давним примером проблемы. Традиционно упрочняющие механические свойства металлических сплавов основывались на сложном манипулировании решетчатой структурой исходного материала, что неизбежно манипулирует или нарушает транспорт электронов в нужном направлении, снижая электропроводность и часто уменьшая пластичность ^5,6,7 . Два широко используемых метода ^{8,9,10,11,12,13} используют либо модификацию зернистой структуры, либо добавление посторонних элементов с последующей термообработкой.

В этой статье мы демонстрируем медные сплавы с выдающимися механическими свойствами и электропроводностью, превышающими обычные ограничения. Наша цель состоит в том, чтобы одновременно улучшить механическую прочность и электрическую проводимость, которые взаимно носят компромиссный характер. На объемной матрице меди мы разработали гибридные интерфейсные структуры путем равномерного диспергирования Al ₂ O ₃ в процессе внутреннего окисления с использованием подаваемого извне кислорода. Механическая прочность Cu была улучшена за счет механизма дисперсионного упрочнения, обусловленного процессами зарождения и роста наночастиц оксида. Мы восстановили электропроводность Cu, которая была нарушена остаточным O (остается внутри матрицы Cu из-за стехиометрического соотношения между Al и O) путем добавления Ti. Наши результаты показали, что Ti образует различные оксиды, такие как TiO ₂ , TiO и тройные фазы с Al и O, оставляющие минимальные примеси внутри Cu-матрицы.

Подобно нашему исследованию, были предприняты попытки диспергировать частицы Al ₂ O ₃ в матрице Cu. В частности, сообщалось, что смесь оксида Ti с Al ₂ O ₃ показывает возможность уменьшения размера частиц оксида в медной матрице ^14,15 путем введения смеси различных оксидов в медную матрицу. Однако известно, что добиться равномерного распределения частиц трудно ^16,17 . Например, сообщалось, что твердые смеси Ti с Al ₂ O ₃ могут уменьшить размеры частиц оксида в медной матрице ¹⁷ . В отличие от предыдущей работы, ключевым шагом, который мы сделали в этом исследовании, было окисление Al при высокой температуре (T = 980 °C) посредством процесса внутреннего окисления и управление энергиями интерфейса между оксидами и матрицей Cu с экстралегированным Ti . Мы наблюдали, что частицы оксида полностью фазово трансформировались из неправильной формы в сферическую за счет растворения Ti, что приводило к однородной дисперсии Al ₂ O ₃ наночастицы в матрице Cu.

В отличие от предыдущих работ, наши материалы представляют собой тройные твердые растворы Cu-Al-Ti, а не просто твердофазные смеси Cu-Al с различными металлами (Ti, Zr, Hf и т. д. Таким образом, Ti сольватируется замещением в Cu и решетки Al.Для выполнения материального дизайна тройного твердого раствора мы интегрировали передовые технологии изготовления и структурную характеристику с атомным разрешением и расчетами первых принципов.Систематические методологии позволили нам наблюдать новые структурные фазы Ti-Al-O оксиды и легированный Ti Al ₂ O ₃ наночастиц, которые отсутствовали в экспериментах с твердофазной смесью. Что еще более интересно, мы определили, что морфология этих фаз в тройных твердых растворах чувствительна к межфазным энергиям, которые, в свою очередь, контролируются количеством легированного Ti. Мы подтвердили, что наши материалы можно обрабатывать при высокой температуре (T = 950 °C), сохраняя при этом размеры частиц оксида менее примерно 10 нм, существенно улучшая как механическую прочность, так и электропроводность.

Мы выбрали Ti на том основании, что он имеет более высокую температуру плавления ¹⁸, чем Cu, что облегчает процессы термообработки, а его растворимость в матрице Cu такая же высокая, как и в Al, что позволяет образовывать твердые растворы как с Cu, так и с Al . Таким образом, можно сольватировать Ti в Al ₂ O ₃ в процессе внутреннего окисления, чтобы регулировать межфазные энергии и уровень примесей в Cu. Мы обнаружили, что механические свойства и электропроводность Cu улучшаются при сфероидизации Al 9.1058 2 O ₃ наночастиц с растворами Ti. Результаты были подтверждены с помощью наблюдений с помощью просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения (HRTEM) и расчетов теории функционала плотности из первых принципов (DFT).

Методика эксперимента

Медь, алюминий и титан чистотой 99,9 % использовали для приготовления слитков сплавов Cu-Al и Cu-Al-Ti путем индукционной плавки при атмосферном давлении и литья в постоянные формы. Мы разработали четыре различных сплава Cu в зависимости от относительного состава Al/Ti и с/без внутреннего окисления (таблица 1). Слитки подвергали горячей прокатке в одноосном направлении при 980 °C после выдержки в течение часа. Поверхность каждой пластины была зачищена до толщины приблизительно 0,5 мм и подвергнута холодной прокатке до уменьшения толщины на 75 %. Листы холоднокатаного листа окисляли при 980 °С в течение двух-четырех часов в атмосфере окружающей среды. Оксиды (Cu ₂ O) на окисленных листах удаляли проволочной щеткой и ультразвуковой очисткой. На рис. 1 представлена блок-схема всего процесса изготовления композита из сплава меди с дисперсной оксидной дисперсией. Образец проволочного типа был изготовлен волочением при комнатной температуре после окисления при 980 °С в течение 1 часа.

Таблица 1 Четыре сплава Cu с различным составом Al и Ti. Рис. 1
Изображение с полным размером
Твердость по Виккерсу измеряли при нагрузке 100 г с использованием твердомера (FM-700, Future Tech. Corp.). Электропроводность оценивали двухмостовым методом (переносной двойной мост 2769)., Yokogawa M&C). Прочность на растяжение измеряли с помощью прибора для испытаний на растяжение (EZ-L, Shimadzu) для пластинчатых или проволочных образцов.
Характеристика оксида алюминия была выполнена с использованием просвечивающей электронной микроскопии с полевой эмиссией 200 кВ (TEM, JEOL, модель: JEOL-2100F), оснащенной детектором для энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии (ЭДС) и сканирующей ПЭМ. Образцы для ТЭМ были приготовлены струйной полировкой на Tenupol-5 (Struers) в травильном растворе, состоящем из 250 мл фосфорной кислоты, 500 мл дистиллированной воды, 250 мл этанола, 50 мл пропанола и 5 г мочевины (D2). Объемную плотность частиц измеряли, принимая толщину образца примерно 50 нм. Образцы ПЭМ были изготовлены с использованием стандартного метода реплики извлечения углерода для анализа химического состава и атомной структуры наночастиц методом ВРЭМ. Мы выполнили метод реплики извлечения углерода путем механической полировки в водном растворе, содержащем 0,5 мл коллоидных частиц алмаза. Затем пробы отбирали на углеродную пленку с помощью химической атаки 3 % раствором ниталя 9.0304 19 .
Мы выполнили расчеты DFT с использованием пакета моделирования Vienna Ab-initio Simulation Package (VASP) ²⁰ с псевдопотенциалами Projector Augmented Wave (PAW) ²¹ и обменом Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE) ²². корреляционный функционал. Для всех расчетов использовалась граница плоской волны 400 эВ. Мы интегрировали зону Бриллюэна с гамма-точечной схемой 3 × 1 × 1, 3 × 1 × 1 и 3 × 3 × 1 k-точек для систем модели интерфейса на основе γ-Al ₂ O ₃ (100), γ-Al ₂ O ₃ (110) и γ-Al ₂ O ₃ (111) соответственно. γ-Al ₂ O ₃ был основан на модельной системе Пинто ²³ .
Результаты и обсуждение
На рис. 2 показаны зависимость напряжения от деформации и электропроводность четырех медных сплавов до и после внутреннего окисления. Все образцы для испытаний на растяжение были разработаны в соответствии со стандартом ASTM-E8M. 9Рис. 2 C в окружающей атмосфере соответственно. Электропроводность сплавов Cu с разным временем окисления показана в ( d ).
Изображение с полным размером
Наши результаты показывают, что механические свойства всех четырех медных сплавов чувствительны к составу титана и внутреннему окислению. На рис. 2а показано, что без учета механических свойств внутреннего окисления все четыре сплава Cu практически идентичны независимо от состава Ti. Внутреннее окисление изменяет механическое поведение медных сплавов, как показано на рис. 2b,c. Сплавы Cu с большим содержанием Ti привели к более высокому пределу текучести, большей прочности на растяжение и улучшенной механической пластичности. Основной механизм заключается в уменьшении и гомогенизации межфазных энергий нашего тройного твердого раствора, который дополнительно контролируется количеством легированного Ti.
Рисунок 2d ясно показывает, что электропроводность медного сплава улучшилась за два часа внутреннего окисления. Более длительное окисление продемонстрировало насыщение. Сплав 3, содержащий равные количества (40 мас.%) Ti и Al, продемонстрировал наибольшую электропроводность (более 90 % значения IACS).
Без внутреннего окисления сплавы Cu с более высоким содержанием Ti или Al приводили к более низкой электропроводности. Как сообщалось ранее, Ti разлагается сильнее, чем Al 9.0304 24 . После внутреннего окисления как Ti, так и Al повышают электропроводность сплава Cu. Основной механизм может заключаться в образовании различных бинарных (Ti-O) и тройных (Ti-Al-O) оксидов. Эти оксиды удаляют примеси в матрице меди и восстанавливают электропроводность чистой меди.
На рис. 3 представлены результаты ПЭМ-наблюдений за наночастицами Al ₂ O ₃, диспергированными на четырех медных сплавах после двух часов внутреннего окисления при 980 °C и 1 атм. Эти изображения показывают, что морфология и пространственное распределение диспергированного Al ₂ O ₃ чувствительны к составу Ti. Увеличение относительной массовой доли Ti по отношению к Al уменьшает размер частиц оксида и увеличивает общее количество частиц.
Рисунок 3
ПЭМ-изображения микроструктуры сплавов на основе меди Cu-0,8%Al в ( a ) и ( b ) Cu-0,7%Al-0,1%Ti, для ( c ) ) Cu-0,4%Al-0,4%Ti и в ( d ) Cu-0,6%Al-0,4%Ti. Все материалы окислялись в течение 2 часов при 980 °С в 1 атмосфере. Распределение дисперсных оксидных наночастиц в каждом сплаве строили в зависимости от размера при ( e – h ) соответственно.
Увеличить
Морфология частицы оксида изменяется от плоской (или неправильной) до однородной сферической. Это явление «сфероидизации» наблюдалось в основном для металлических сплавов ^8,9,10,11, но редко сообщается о когерентных или полукогерентных границах раздела между частицами оксида и металлами. Это структурное изменение предполагает, что добавленный Ti имеет решающее значение для снижения и гомогенизации межфазных энергий между матрицей Cu и диспергированным Al ₂ O ₃ наночастицы.
Чтобы охарактеризовать подробные составы оксидов, мы использовали энергодисперсионный рентгеновский (EDX) спектроскопический анализ сплава 4 в таблице 1 (Cu-0,6Al-0,4Ti). Результаты (рис. 4) показали, что Ti частично замещает Al в наночастицах Al ₂ O ₃ (т.е. твердый раствор). На рис. 5 показаны средний размер частиц, соотношение сторон и объемная плотность оксидных частиц по сравнению со сплавами Cu в зависимости от атомных фракций Ti/Al. На этом рисунке показаны четкие корреляции между этими параметрами. Размер частиц и соотношение размеров уменьшаются по мере увеличения атомной доли. Объемная плотность пропорциональна атомной доле. Сплав 4 содержит больше Ti и Al (в пересчете на общий вес ), чем сплав 3, и размер, и соотношение размеров больше, но объемная плотность почти одинакова. Следовательно, атомные доли от Ti к Al описывают систему лучше, чем масса.
Рисунок 4
EDX анализ диспергированных γ-Al ₂ O ₃ наночастиц в Cu-0,6%Al-0,4%Ti. Рис. 5 . Зависимости проводимости-твердости и прочности-пластичности для наночастиц оксидов после окисления в течение 2 или 4 часов показаны на ( в , г ) соответственно.
Увеличить
Сплавы 1 и 4 имеют практически одинаковое количество элемента 2 ^и в атомных долях, но механические свойства и электропроводность после процесса внутреннего окисления различны (рис. 2). Процесс внутреннего окисления с соответствующим количеством Ti в наночастицах Al ₂ O ₃ имеет решающее значение для контроля межфазных энергий. Существует теория, описывающая механизм усиления ^25,26,27,28 (равномерно диспергированные оксидные частицы сферической морфологии повышают механическую прочность матрицы сплава при заданном объеме частиц). Повышенная механическая прочность обусловлена затрудненным движением дислокаций. Сфероидизированные частицы оксида также повышают механическую пластичность за счет снятия напряжений, сосредоточенных на границах между оксидами и матрицей сплава.
Рисунок 6 иллюстрирует HRTEM-анализ чистого Al ₂ O ₃ наночастиц, диспергированных в сплаве 1 и сплаве 3 с растворенными веществами Ti внутри (Ti-Al ₂ O ₃ ) после двух часов внутреннего окисления при 980 °C и 1 атм. Сплав 1 включает только гамма-фазный оксид алюминия (γ-Al ₂ O ₃ , гранецентрированная кубическая форма) плоской и неправильной морфологии. Этот сплав возник из-за энергий интерфейса между матрицей Cu и дисперсными наночастицами γ-Al ₂ O ₃. Наш анализ ВРЭМ наблюдал только границы раздела, которые, скорее всего, являются плоскостями с наименьшей межфазной энергией и силой γ–Al ₂ O ₃ расти быстрее только в одном направлении. Дисперсные наночастицы Ti-Al ₂ O ₃ в сплаве 3 имели вид многогранников (рис. 6в). Измерения HRTEM выявили дополнительные интерфейсы и . Эти результаты представляют собой смягченные Ti различия межфазной энергии между диспергированным γ-Al ₂ O ₃ и матрицей Cu. Дисперсный γ-Al ₂ O ₃ в сплаве 3 вырос в сферические структуры, которые были меньше, чем наночастицы оксида в сплаве 1.
Рисунок 6
HRTEM-изображения диспергированных γ-Al ₂ O ₃ наночастиц в сплаве Cu-0,8%Al плоской ( a ) и прямоугольной формы ( b ). Изображения в ( c ) представляют морфологию γ-Al ₂ O ₃ в растворе Ti. Изображения ( d,e ) относятся к TiO ₂, а ( f,g ) относятся к наночастицам Al ₃ Ti ₅ O ₂ в сплаве Cu-0,4%Al-0,4%Ti. после внутреннего окисления. ( д )~( г ) наблюдали в реплике.
Изображение полного размера
Al ₂ O ₃ и Ti не должны образовывать твердый раствор в условиях окружающей среды согласно термодинамической фазовой диаграмме ²⁹ . Однако эти материалы действительно образуют оксиды, реагируя с O над матрицей Cu. Эта реакция позволяет Ti частично заменить Al и создать растворенный в Ti γ-Al ₂ O ₃ . Другие оксиды, образующиеся в сплаве 3, такие как TiO ₂ и Al ₃ TiO ₂ были намного меньше, чем растворенный в Ti γ-Al ₂ O ₃ . Однако эти оксиды могут увеличить проводимость, потому что образование оксидов еще больше уменьшило содержание растворенного вещества в матрице Cu.
На рис. 5c,d показаны механические свойства (прочность, твердость и пластичность) и электропроводность четырех систем сплавов Cu после внутреннего окисления. Два свойства материала, механическая прочность и электрическая проводимость, считались взаимоисключающими. Рисунок 2, однако, показывает, что мы преодолели обычные ограничения, разработав гибридные интерфейсы между диспергированными γ-Al ₂ O ₃ наночастицы и матрица сплава Cu с добавлением контролируемых количеств растворенных веществ Ti. Сплав 3 продемонстрировал повышение электропроводности на 7 % и повышение механической пластичности на 300 % по сравнению со сплавом 1. Фундаментальный механизм сплава 3 заключался в сфероидизации диспергированных наночастиц Al ₂ O ₃ раствором Ti посредством гомогенизированных межфазных энергий с Cu. матрица.
Используя расчеты DFT из первых принципов, мы подтвердили экспериментальные наблюдения многофункциональности сплавов Cu, диспергированных с Ti-растворенным γ-Al ₂ O ₃ наночастицы. Мы создали модельные системы γ-Al ₂ O ₃ //Cu для моделирования интерфейсных структур граней (100), (110) и (111) (рис. 7). В таблице 2 представлены наши результаты DFT, демонстрирующие, что Ti термодинамически предпочитает частично замещать Al в (100)γ–Al ₂ O ₃ //(100)Cu и (110)γ–Al ₂ O ₃ //(110)Cu, но не на границах (111)γ–Al ₂ O ₃ //(111)Cu. Для оценки термодинамической стабильности каждой структуры мы рассчитали энергию межфазной декогезии Вт _de , определенные в уравнении. (1):
Таблица 2 DFT вычислила энергию Ti в гибридных интерфейсных структурах Cu и диспергированных наночастиц γ-Al ₂ O ₃.
Полноразмерная таблица
Рисунок 7
Термодинамически стабильные интерфейсные структуры для матрицы Cu и γ-Al ₂ O ₃ наночастиц с растворенными веществами Ti и без них, полученными с помощью первых принципов DFT-расчетов.
В ( a ) Cu(111)/Al ₂ O ₃ (111), Cu(111)/Al ₂ O ₃ + Ti(111), ( b _{) / Cu(111040) Al ₂ O ₃ (100), Cu(100)/Al ₂ O ₃ + Ti(100) и ( c ) Cu(110)/Al 9 9 _{O _{110), Cu(100)/Al ₂ O ₃ + Ti(110).}}}
Изображение в натуральную величину
где , и – энергия Cu, Al ₂ O ₃ и полная интерфейсная система Al ₂ O ₃ //Cu соответственно (рассчитано методом DFT). представляет собой поверхность раздела между γ-Al ₂ O ₃ и матрицей Cu. Повышенный положительный коррелирует с повышенной термодинамической стабильностью. значения (расчеты DFT) приведены в таблице 3. Наши результаты показывают, что без Ti интерфейс (111)γ–Al ₂ O ₃ //(111)Cu является наиболее стабильным. Этот вывод подтверждает наши экспериментальные результаты (сплав 1). Легирование Ti для (100)γ–Al ₂ O ₃ // Структура интерфейса (100)Cu значительно увеличилась, тогда как (111)γ–Al ₂ O ₃ // (111)Cu уменьшилась. Следовательно, межфазные энергии для различных граней γ-Al ₂ O ₃ //Cu были гомогенизированы путем добавления Ti, как это было предложено наблюдениями HRTEM.
Таблица 3 Энергии разъединения поверхности раздела между матрицей Cu и диспергированными частицами Al ₂ O ₃ с растворенным в оксидах Ti и без него.
Полный размер таблицы
Используя рассчитанные методом DFT межфазные энергии, мы предсказали морфологию диспергированных γ-Al ₂ O ₃ наночастиц с добавлением и без добавления Ti с использованием метода построения Вульфа ³⁰ . На рис. 8 показаны как изображения, наблюдаемые с помощью ПЭМ, так и расчеты DFT (вставки). Наши расчеты DFT из первых принципов подтверждают лежащий в основе механизм высокой механической прочности, пластичности и электропроводности медных сплавов.
Рис. 8
ПЭМ-изображения дисперсных наночастиц оксида алюминия в Cu-8Al в ( a ) и в ( b ) в сплавах Cu-4Al-4Ti после внутреннего окисления. На вставках представлены структуры частиц, предсказанные методом построения Вульфа на основе вычисленных из первых принципов энергий интерфейса.
Изображение полного размера
Чтобы определить, подходят ли наши материалы для промышленного применения, мы переработали сплав 4 в проволоку диаметром 0,95 мм с последующим процессом внутреннего окисления при 980 °С в течение одного часа. После удаления оксидных чешуек на поверхности Cu диаметр уменьшился до 0,63 мм. Мы дополнительно уменьшили площадь поперечного сечения проволоки до 5 % от исходного значения с помощью процесса волочения при комнатной температуре. На рис. 9а показаны измеренные предел прочности при растяжении и электропроводность тянутой проволоки в зависимости от коэффициента вытяжки (истинная деформация η = ln (A ₀ /A), где A ₀ и A — поперечное сечение площади проволоки до и после волочения соответственно.Электропроводность и прочность на растяжение окисленной проволоки были измерены как 93,32 % IACS и 269 МПа соответственно (рис. 9а). Небольшое отклонение электропроводности от значения IACS можно объяснить геометрией образца проволоки. Электропроводность, измеренная для образца проволоки, более актуальна, чем для пластинчатой конструкции, поскольку площадь поперечного сечения и длину проволоки можно точно определить на любом этапе процедуры испытаний.
Рисунок 9
График в ( a ) представляет электрическую проводимость и механическую прочность сплава Cu-0,6%Al-0,4%Ti в зависимости от коэффициента вытяжки и последовательного процесса отжига, а в ( b ) сравнение наших медных сплавов по электропроводности и прочности на растяжение с материалами, о которых сообщалось ранее.
Изображение полного размера
Наши результаты показали, что прочность на растяжение увеличилась за счет деформационного упрочнения, а электропроводность проволоки немного снизилась (3 % от исходного значения сплава 4), несмотря на то, что она была обработана с высокой коэффициент вытяжки (истинная деформация η = 3). Мы продемонстрировали, что проволока, изготовленная из сплава 4, может подвергаться деформационному упрочнению при комнатной температуре и использоваться в промышленных целях.
Мы применили термомеханический процесс к нашему медному сплаву с 95-процентной вытяжкой и отжигом при 160 °C в течение 30 минут. Удивительно, но механическая прочность материала уменьшилась менее чем на 10 %. Кроме того, как показано на кривой напряжения-перемещения (рис. 9а), область равномерной деформации охватывает около 2 %. Также важно отметить, что электропроводность улучшилась до 93 % IACS при механической прочности 530 МПа и пластичности 2,7 % даже после термомеханической обработки. Эти результаты можно объяснить высокой термической стабильностью сплава Cu, упрочненного дисперсными частицами оксида.
По сравнению с медными сплавами ^{31,32,33,34,35,36,37,38,39,40}, о которых сообщалось ранее, наши материалы демонстрируют гораздо лучшие характеристики одновременно механической прочности и электропроводности. Например, по отношению к сплаву Cu-Al ³² две функциональные группы наших материалов имеют значения предела прочности при растяжении от слабых до чуть более высоких (в зависимости от условий обработки) 450–584 по сравнению с 550–560 МПа и значительно более высокие значения электропроводности (90 % против ~81% IACS) для всех условий при одинаковой объемной доле (рис. 9б). На рис. 9 показано, что есть возможности для дальнейшего повышения механической прочности. Мы сообщаем об исключительных характеристиках нашего образца в хорошо зарекомендовавших себя процессах производства сплавов. Наше исследование может стать важным шагом на пути к повышению механической прочности за счет сочетания технологии порошковой металлургии или проектирования границ зерен с интенсивной пластической деформацией ^39,41,42 .
Заключение
Мы разработали прочные, пластичные и проводящие медные сплавы путем равномерного диспергирования сферических структур γ-Al ₂ O ₃ наночастиц с использованием уменьшенной и контролируемой общей энергии интерфейса с добавлением твердых растворенных веществ Ti. Хотя эти материалы ранее хорошо зарекомендовали себя в промышленном секторе, наблюдаемая нами многофункциональность превзошла обычные ожидания. Критический механизм связан с гомогенизацией межфазных энергий γ-Al ₂ O ₃ //Cu в растворе Ti с преимущественно оксидными частицами и эффективным удалением примесей внутри матрицы Cu (термодинамическое образование различных оксидов с Ti ). Тем не менее, мы показали, что пластичность наших материалов может быть дополнительно повышена за счет соответствующей термомеханической обработки: например, процесса восстановления и рекристаллизации сильно пластически деформированного материала. И простое увеличение размера нашего образца, вероятно, также улучшает уровень пластичности. Мы предлагаем, чтобы изготовление конкурентоспособного медного сплава можно было сочетать с методами после изготовления, такими как порошковая металлургия или включение наноразмерных зерен в матрицу сплава. Этот метод может привести к превосходным механическим свойствам и электропроводности.
Дополнительная информация
Как цитировать эту статью : Han, S. Z. et al. Создание исключительно прочных и проводящих медных сплавов за пределами обычных предположений с помощью межфазной дисперсии наночастиц γ-Al ₂ O ₃ с регулируемой энергией. науч. Респ. 5 , 17364; doi: 10.1038/srep17364 (2015).
Ссылки
Sun, Y. & Xia, Y. Наночастицы золота и серебра: класс хромофоров с перестраиваемыми цветами в диапазоне от 400 до 750 нм. Аналитик 128, 686–69.1 (2003).
КАС ОБЪЯВЛЕНИЯ Статья Google ученый
Валиев Р. Наноструктурирование металлов методом интенсивной пластической деформации для улучшения свойств. Нац. Матер. 3, 511–516 (2004)
КАС ОБЪЯВЛЕНИЯ Статья Google ученый
Ziolo, R. F. et al. Матричный синтез нанокристаллического γ-Fe2O3: новый оптически прозрачный магнитный материал. Наука 257, 219–223 (1992).
КАС ОБЪЯВЛЕНИЯ Статья Google ученый
Камихара Ю., Ватанабэ Т., Хирано М. и Хосоно Х. Слоистый сверхпроводник на основе железа La[O1-xFx]FeAs (x = 0,05–0,12) с Tc = 26 K. J. Am. хим. соц. 130, 3296–3297 (2008).
КАС Статья Google ученый
Ван Ю., Чен М., Чжоу Ф. и Ма Э. Высокая пластичность при растяжении в наноструктурированном металле. Природа 419, 912–915 (2002).
КАС ОБЪЯВЛЕНИЯ Статья Google ученый
млн лет, E. Нестабильность и пластичность нанокристаллических и ультрамелкозернистых металлов. Скрипта Матер. 49, 663–668 (2003).
КАС Статья Google ученый
Лу, Л., Шен, Ю., Чен, X., Цянь, Л. и Лу, К. Сверхвысокая прочность и высокая электропроводность меди. Наука 304, 422–426 (2004).
КАС ОБЪЯВЛЕНИЯ Статья Google ученый
Lockyer, S. & Noble, F. Структура выделения в сплаве Cu-Ni-Si. Дж. Матер. науч. 29, 218–226 (1994).
КАС ОБЪЯВЛЕНИЯ Статья Google ученый
Судзуки С. , Шибутани Н., Мимура К., Исшики М. и Васэда Ю. Повышение прочности и электропроводности сплавов Cu–Ni–Si путем старения и холодной прокатки. J. Alloys Compd. 417, 116–120 (2006).
КАС Статья Google ученый
Эдвардс Г. А., Стиллер К., Данлоп Г. Л. и Купер М. Дж. Последовательность осаждения в сплавах Al-Mg-Si. Acta Mater. 46, 3893–3904 (1998).
КАС Статья Google ученый
Арделл, А. Дж. Упрочнение атмосферными осадками. Металл. Транс. А 16, 2131–2165 (1985).
Артикул Google ученый
Севильяно, Дж. Г., Хаутте, П. и Эрноудт, Э. Упрочнение при больших деформациях и текстуры. прог. Матер. науч. 25, 69–134 (1980).
Артикул Google ученый
Miller, W. S. et al. Последние разработки в области алюминиевых сплавов для автомобильной промышленности. Матер. науч. англ. А 280, 37–49 (2000).
Артикул Google ученый
Данелия Э. П., Розенберг В. М., Теплицкий М. Д. Структура внутренне окисленных медно-алюминиево-титановых сплавов. Физ. Встретились. Металлолюбивый. 38, 536–540 (1974).
КАС Google ученый
Данелия Е.П., Теплицкий М.Д. Осаждение частиц при внутреннем окислении сплавов медь-алюминий-титан-гафний. Физ. Встретились. Металлолюбивый. 52, 800–807 (1981).
КАС Google ученый
Fathy, A. & El-Kady, O. Характеристики теплового расширения и теплопроводности нанокомпозитов Cu-Al2O3. Матер. Дес. 46, 355–359(2013).
КАС Статья Google ученый
Такахаши Т., Хашимото Ю., Омори С. и Кояма. K. Дисперсионное упрочнение сплавов Cu-Al-Ti методом внутреннего окисления. Транс. Япония. Инст. Мат. 26, 271–277 (1985).
Артикул Google ученый
Каллистер, В. Д. и Ретвиш, Д. Г. Материаловедение и инженерия: введение, 7-е изд. (John Wiley & Sons, Нью-Йорк, штат Нью-Йорк, США, 2007 г.).
Уиллисон, Дж. М. и Роу, А. Дж. Реплика, Методы затенения и замораживания (Практические методы электронной микроскопии), 8-е изд. (Elsevier Science, Амстердам, Нидерланды, 1980).
Крессе, Г. и Фуртмюллер, Дж. Эффективные итерационные схемы для неэмпирических расчетов полной энергии с использованием базисного набора плоских волн. физ. Ред. B 54, 11169–11186 (1996).
КАС ОБЪЯВЛЕНИЯ Статья Google ученый
Blöchl, P. E. Метод дополненной волны проектора. физ. Ред. B 50, 17953–17979 (1994).
ОБЪЯВЛЕНИЯ Статья Google ученый
Perdew, J. P., Burke, K. & Ernzerhof M. Аппроксимация обобщенного градиента стала проще. физ. Преподобный Летт. 77, 3865–3868 (1996).
КАС ОБЪЯВЛЕНИЯ Статья Google ученый
Пинто, Х. П. Ниеминен, Р. и Эллиотт, С. Д. Ab initio исследование поверхностей γ-Al2O3. физ. Ред. B 70, 125402–125411 (2004 г.).
ОБЪЯВЛЕНИЕ Статья Google ученый
Дэвис, Дж. Р. Справочник по специальности ASM: медь и медные сплавы (ASM international, материалы: Park, OH, USA, 2001).
Чжан, З. и Чен, Д. Л. Рассмотрение упрочняющего эффекта орована в нанокомпозитах с металлической матрицей, армированной частицами: модель для прогнозирования их предела текучести. Скрипта Матер. 54, 1321–1326 (2006).
КАС Статья Google ученый
Нардоне, В. К. и Прево, К. М. О прочности прерывистых алюминиевых композитов, армированных карбидом кремния. Скрипта Металл. 20, 43–48 (1986).
КАС Статья Google ученый
Гох, К.С., Вей, Дж. Ли, Л.К. и Гупта, М. Свойства и деформационное поведение нанокомпозитов Mg-Y2O3. Acta Mater. 55, 5115–5121 (2007).
КАС Статья Google ученый
Сараз, З., Троянова, З., Каббибо, М. и Евангелиста, Э. Упрочнение магниевого сплава WE54, содержащего частицы SiC. Матер. науч. англ. А. 462, 225–229 (2007).
Артикул Google ученый
Абали, С. Влияние легирования TiO2 на микроструктурные свойства монокристаллической керамики на основе Al2O3. Дж. Керам. Процесс. Рез. 12, 21–25 (2011).
Google ученый
Цукер, Р. В., Шатен, Д., Дамен, У., Хагеж, С. и Картер, В. К. Новые программные инструменты для расчета и отображения изолированных и присоединенных межфазных энергий, минимизирующих формы частиц. Дж. Матер. науч. 47, 8290–8302 (2012).
КАС ОБЪЯВЛЕНИЯ Статья Google ученый
Хан, С. З. и др. Дисперсионно-упрочненный медный сплав с добавкой титана и оксидом алюминия, полученный путем окисления. J. Alloys Compd. 622, 384–387 (2015).
КАС Статья Google ученый
Need, R. F. et al. Влияние равноканальной угловой экструзии на механические и электрические свойства медных сплавов, упрочненных дисперсией оксида алюминия. Матер. науч. англ. 2013. Т. 565. С. 450–458.
КАС Статья Google ученый
Сонг, К. и др. Внутреннее окисление разбавленных сплавов Cu–Al окислителем Cu2O. Матер. науч. англ. А. 380, 117–122 (2004).
Артикул Google ученый
Миллер Т.Дж., Зинкл С.Дж. и Чин Б.А. Прочность и усталость дисперсно-упрочненной меди. Дж. Нукл. Матер. 179, 263–266 (1991).
ОБЪЯВЛЕНИЯ Статья Google ученый
Butterworth, GJ & Forty, CBA Обзор свойств медных сплавов для использования в качестве материалов для термоядерных реакторов. Дж. Нукл. Матер. 189, 237–376 (1992).
КАС ОБЪЯВЛЕНИЯ Статья Google ученый
Лу, Д.-П. и другие. Исследование высокопрочных и высокопроводящих сплавов Cu–Fe–P. Матер. науч. англ. А. 421, 254–259 (2006).
Артикул Google ученый
Ye, Y. et al. Повышенная прочность и электропроводность сплава Cu–Zr–B за счет процесса двойной деформации–старения. J. Alloys Compd. 615, 249–254 (2014).
КАС Статья Google ученый
Денг Дж. и др. Влияние добавки Zr на микроструктуру и свойства композитов Cu–10Cr in situ. Матер. Дес. 30, 4444–4449 (2009).
КАС Статья Google ученый
Исламгалиев Р.К., Нестеров К.М., Бургон Дж., Чемпион Ю. и Валиев Р.З. Наноструктурный сплав Cu-Cr с высокой прочностью и электропроводностью. Дж. Заявл. физ. 115, 194301 (2014).
ОБЪЯВЛЕНИЯ Статья Google ученый
Чой, Дж. Х. и Ли, Д. Н. Характеристики старения и анализ выделений сплава Cu–Ni–Mn–P. Матер. науч. англ. А. 458, 295–302 (2007).
Артикул Google ученый
Валиев Р. З. Повышение прочности ультрамелкозернистых материалов, полученных методом ИПД. Матер. Транс. 55, 13–18 (2014).
КАС Статья Google ученый
Рэндл В. и Оуэн Г. Механизмы проектирования границ зерен. Acta Mater. 54, 1777–1783 (2006).
КАС Статья Google ученый
Ссылки на скачивание
Благодарности
Эта работа была поддержана в основном программой исследований и разработок Global Frontier (2013M3A6B1078874 и 2013M3A6B1078882) в Национальном центре исследований и разработок Global Frontier Hybrid Interface Materials Planning and ICT, финансируемом Министерством науки и науки. Грант Исследовательского фонда Кореи (NRF), финансируемый правительством Кореи (MSIP) (№ 2011-0030058).
Информация об авторе
Примечания автора
Зион Хан Сын и Ким Кван Хо внесли равный вклад в эту работу.
Авторы и филиалы
Отдел конструкционных материалов, Корейский институт материаловедения, Чханвон, 51508, Корея
Seung Zeon Han и Jee Hyuk Ahn
6 Национальный инженерно-технический университет Pussan Пусан, 46241, Корея
Кван Хо Ким
Department of Energy Systems Engineering, DGIST, Daegu, 42997, Korea
Joonhee Kang
Research and Development Division, KOS Ltd., Yangsan, 50592, Korea
Hongrae Joh
Research and Development Division, Seowon, Ansan, 15599, Korea
Sang Min Kim
Факультет материаловедения и инженерии, Changwon National University, Changwon, 51140, Korea
Jehyun Lee
Кафедра передовых материаловедения и инженерии, Кангвонский национальный университет, Чхунчхон, 24341, Корея
Сунг Хван Лим
Факультет химической и биомолекулярной инженерии, Университет Ёнсей, Сеул, 03722 7 90 Ханьхан, Бьюнг, Корея
90чан
Авторы
Seung Zeon Han
Посмотреть публикации автора
Вы также можете искать этого автора в PubMed Google Академия
Кван Хо Ким
Посмотреть публикации автора
Вы также можете искать этого автора в PubMed Google Scholar
Joonhee Kang
Просмотр публикаций автора
Вы также можете искать этого автора в PubMed Google Scholar
Hongrae Joh
Просмотр публикаций автора
Вы также можете искать этого автора в PubMed Google Scholar
Sang Min Kim
Посмотреть публикации автора
Вы также можете искать этого автора в PubMed Google Scholar
Jee Hyuk Ahn
Просмотр публикаций автора
Вы также можете искать этого автора в PubMed Google Scholar
Jehyun Lee
Просмотр публикаций автора
Вы также можете искать этого автора в PubMed Google Scholar
Сунг Хван Лим
Посмотреть публикации автора
Вы также можете искать этого автора в PubMed Google Scholar
Byungchan Han
Просмотр публикаций автора
Вы также можете искать этого автора в PubMed Google Scholar
Contributions
С. З.Х., Дж.Л. и К.Х.К. задумал и спроектировал общие эксперименты; Х.Дж. и Дж.Х.А. помогал экспериментам; С.М.К. и С.Х.Л. проведены эксперименты с ТЕМ; Дж.К. и Б.Х. выполнены расчетные работы; Б.Х. и С.Х.Л. написал рукопись, сочетающую эксперименты и результаты вычислений.
Декларации этики
Конкурирующие интересы
Авторы не заявляют о конкурирующих финансовых интересах.
Права и разрешения
Эта работа находится под лицензией Creative Commons Attribution 4.0 International License. Изображения или другие сторонние материалы в этой статье включены в лицензию Creative Commons на статью, если иное не указано в кредитной строке; если материал не включен в лицензию Creative Commons, пользователям необходимо будет получить разрешение от держателя лицензии на воспроизведение материала. Чтобы просмотреть копию этой лицензии, посетите http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/
Перепечатка и разрешения
Об этой статье
Дополнительная литература
Синергетический упрочняющий эффект нанокристаллической меди, армированной углеродными нанотрубками
Ху Ван
Чжао-Хуэй Чжан
Чжэ Кан
Научные отчеты (2016)
Комментарии
Отправляя комментарий, вы соглашаетесь соблюдать наши Условия и Правила сообщества.
Разное
Добавить комментарий Отменить ответ
Ваш адрес email не будет опубликован. Обязательные поля помечены *
Комментарий *

Search for:
Рубрики
2019 © Все права защищены. Карта сайта